Теория сварочных процессов - Петров Г.Л.

Автор: Петров Г.Л.
Теги: технология обработки без снятия стружки в целом: процессы, инструмент, оборудование и приспособления химия физика сварка учебник электросварка теория сварки
Год: 1977
Похожие
Теория сварочных процессов
Теория сварочных процесов
Технологические свойства сварочной дуги в защитных газах
Сварочное производство
Текст
                    

Г. Л. Петров, А. С. Тумарев
ТЕОРИЯ СВАРОЧНЫХ
ПРОЦЕССОВ
(С ОСНОВАМИ ФИЗИЧЕСКОЙ ХИМИИ)
ИЗДАНИЕ 2-е, ПЕРЕРАБОТАННОЕ
Допущено Министерством высшего и среднего специального
образования СССР в качестве учебника для студентов
вузов, обучающихся по специальностям «.Оборудование и
технология сварочного производства» и «Металлургия и тех-
нология сварочного производства»
П•la1 A i j 1- "уУ
187070
МОСКВА «ВЫСШАЯ ШКОЛА» 1977
6П4.3:541
ИЗО
УДК 621.791:541(075.8)
Рецензент — кафедра сварки Ростовского института сельско-
хозяйственного машиностроения
ГЕОРГИЙ ЛЬВОВИЧ ПЕТРОВ
АЛЕКСЕЙ СЕМЕНОВИЧ ТУМАРЕВ
Теория сварочных процессов
(с основами физической химии)
И. Б. № 668
Редактор Н. Н, Ещенко. Художественный редактор Н. К. Гуторов.
Технический редактор Л. А. Григорчук. Переплет художника В. 3. К а-
з а к е в к ч. Корректор В. В. Кожу тки на
Т-20689. Сдано в набор 26/1V 1976 г. Поди, к печати 7/XII 1976 г. Формат
60X9O/ie. Бум. тип. № 3. Объем 24,5 печ. л. Усл. п. л. 24,5. Уч.-изд. л. 22,98.
Изд. № ОТ — 222. Зак. № 269. Тираж 20 000 экэ. Цена 1 руб. 03 коп.
План выпуска литературы издательства «Высшая школа» (вузы и техникумы)
на 1977 г. Позиция N? 82.
Издательство «Высшая школа»,
Москва, К-51, Неглинная ул., д. 29/14.
Типография изд-ва «Уральский рабочий», г. Свердловск, проспект Ленина, 49.
Петров Г. Л., Тумарев А. С.
ПЗО Теория сварочных процессов (с основами физической
химии). Учебник для вузов. Изд. 2-е, перераб. М., «Высш,
школа», 1977.
392 с. с ил.
Б учебнике освещены вопросы физической сущности процесса сварки, даны
классификация и описание основных способов сварки, в краткой форме рас-
смотрены основные законы и положение физической химии, сварочные источ-
ники тепла, процессы нагрева и распространения тепла в условиях сварки,
металлургические процессы при сварке, вопросы кристаллизации и технологи-
ческой прочности, основные закономерности формирования структуры и
свойств сварных соединений для различных металлов и сплавов, а также
вопросы технологической свариваемости металлов н принципы выбора способа
и режимов сварки для изготовления различных сварных конструкций.
31206—069
П----------- 82—77
001(01)—77
6П4.3 :541
'С) Издательство «Высшая школа», 1977
ПРЕДИСЛОВИЕ
В соответствии с действующими учебными планами настоящий
учебник является первым специальным курсом специальностей
«Оборудование и технология сварочного производства» и «Метал-
лургия и технология сварочного производства». Учебник охва-
тывает все основные разделы курса.
В учебнике обобщены основные достижения отечественной и
зарубежной сварочной науки и техники по вопросам теории наи-
более важных сварочных процессов.
Единицы измерения основных величин выражены в системе
МКСС и дублированы в СИ.
При подготовке второго издания учебника авторами перерабо-
таны все основные разделы с учетом новых научных и техниче-
ских материалов и обобщений, которые за последние годы появи-
лись в советской и иностранной литературе по вопросам теории
сварочных процессов, выпущенном в виде монографии и учеб-
ных пособий, в частности коллектива авторов МВТУ, Жданов-
ского металлургического института, ЛПИ им. М. И. Калинина и
др., а также ряд статей> научно-технических журналов. Учтены
также отдельные замечания по уточнению изложения некоторых
разделов первого издания учебника. Второе издание дополнено
рядом новых видов сварки, более полным рассмотрением условий
деформирования и образования трещин в сварных соединениях
и более широким охватом разделов по физической химии.
Учебник рассчитан на студентов, имеющих необходимые зна-
ния по общетехническим предметам, металловедению и производст-
ву металлов и сплавов. Отдельные разделы учебника могут быть
использованы студентами сварочных специальностей вузов при
проработке курсов «Технология сварки плавлением», «Проектиро-
вание сварных конструкций» и др.
3
Учебником могут пользоваться студенты как очного, так и за-
очного отделений. В ряде разделов он может быть полезен для
инженерно-технических работников, работающих в области сва-
рочного производства.
Главы I, III, IV, V, VI и VII написаны проф. Г. Л. Петровым,
глава II--проф. А. С. Тумаревым. В главе VIII использован
материал, написанный доц. В. П. Демянцевичем для 1-го издания.
Авторы выражают благодарность рецензентам за ценные заме-
чания, позволившие улучшить изложенный материал.
ВВЕДЕНИЕ
Сварка является одним из ведущих технологических процессов
изготовления и ремонта многообразных конструкций различных
отраслей промышленности. Ее широкое применение определяется
возможностью создания наиболее целесообразных, эффективных,
в эксплуатации и одновременно технологичных, удобных в изго-
товлении конструкций. Сварка позволяет создавать конструкции,
в которых целесообразно используются разнообразные металлы и
сплавы в зависимости от назначения тех или иных частей конст-
рукции, а также детали и заготовки, полученные наиболее рацио-
нальными методами их изготовления (прокат, штамповки, литье,
поковки и т. д.).
По сравнению с другими методами изготовления металличе-
ских конструкций (литых, кованых, выполненных с помощью клеп-
ки) аналогичные сварные конструкции, как правило, оказываются
более легкими. Экономия в весе металла составляет при этом от
10 до 50%. Целый ряд конструкций, например в энергомашино-
строении, при необходимости их длительной эксплуатации при по-
вышенных и высоких температурах вообще невозможно создать без
применения различных сварных соединений.
Использование новых конструкционных металлов и сплавов
для изготовления деталей и изделий разнообразного назначения
возможно только при условии разработки методов их соединения,
и в частности сварки. В настоящее время сварными изготовляют
изделия и конструкции не только из углеродистых, но и из
различных легированных и высоколегированных сталей, никеле-
вых и медных сплавов, легких титановых, алюминиевых и маг-
ниевых сплавов, тугоплавких металлов — ниобия, тантала, молиб-
дена и вольфрама.
Сварка простейших металлов и пайка как методы соединения
известны человечеству давно, практически с периода освоения
производств^ металла и начала изготовления металлических из-
делий. Так, производство кричного железа всегда сопровожда-
лось свариванием посредством ковки горячей крицы. Изделия,
сваренные кузнечной сваркой или соединенные пайкой, найдены в
раскопках, относящихся примерно к четырехтысячелетней дав-
ности.
Однако современные методы сварки, в частности связанные с
местным расплавлением металла, начали появляться и разраба-
Ь
тываться только с конца XIX в. В изобретении и разработке боль-
шинства современных способов сварки ведущая роль принадле-
жит русским изобретателям, советским ученым, инженерам, но-
ваторам.
Первым по времени из современных способов сварки появи-
лась дуговая сварка неплавящимся электродом, созданная рус-
ским изобретателем Н. Н. Бенардосом в 1882 г. Н. Н. Бепардос
в своем изобретении использовал идею русского физика В. В. Пет-
рова, открывшего в 1802 г. электрический дуговой разряд и ука-
завшего на возможность его применения для расплавления ме-
таллов.
Кроме дуговой сварки неплавящимся электродом Н. Н. Бенар-
дос заложил основы газоэлектрических методов сварки, предло-
жил в 1887 г. точечную сварку с использованием угольных элек-
тродов.
Наиболее распространенный современный способ дуговой
сварки плавящимся электродом был разработан в 1886 г. рус-
ским инженером Н. Г. Славяновым. Им же впервые осуществле-
ны практические работы по соединению различных деталей свар-
кой, заложены основы металлургической обработки металлов
при сварке шлаками и ферросплавами, а также созданы устрой-
ства, позволяющие механизировать процесс сварки плавящимся
электродом.
Способы дуговой сварки неплавящимся и плавящимся элек-
тродами Н. Н. Бенардосом и Н. Г. Славяновым были запатентова-
ны кроме России и в ряде других стран. По настоящее время в
мировой технической литературе часто эти основные виды свар-
ки называют по их имени — способ Бенардоса и способ Сла-
вянова.
Разработанные в 90-х годах XIX в. газовая и термитная свар-
ки уже в начале XX в. стали широко применяться и временно
обогнали в своем развитии дуговую сварку. Однако в дальней-
шем, главным образом в связи с разработкой ряда вопросов ме-
таллургии сварки, дуговая сварка стала основным промышлен-
ным способом, широко используемым при изготовлении и ремонте
металлических конструкций. Этому способствовала и механиза-
ция процессов дуговой сварки, особенно разработка автоматиче-
ской и полуавтоматической сварки под флюсом и в защитном
газе.
Впервые идея применения порошкообразных веществ для за-
щиты дугового пространства при сварке была запатентована со-
ветским изобретателем Д. А. Дульчевским в 1929 г.
Замена горючих порошкообразных веществ расплавляющими-
ся шлакообразующими способствовала возникновению сварки
под флюсом закрытой дугой. Ведущее место в разработке обо-
рудования и технологии сварки под флюсом занимает Институт
электросварки им. Е. О. Патона АН УССР, ЦНИИТМАШ,
ВНИИЭСО и др., а также некоторые высшие учебные заведения.
Значительные работы по этому виду сварки проведены и за
рубежом.
6
В дальнейшем, в 40—50-х годах нашего века, в СССР и за
рубежом были разработаны способы дуговой сварки в защитном
газе (гелии и аргоне в США, углекислом газе в СССР), получив-
шие распространение в различных странах.
Выдающимся достижением отечественной сварочной техники
явилась разработанная Институтом электросварки им. Е. О. Па-
тона в содружестве с заводами НКМЗ и «Красный Котельщик»
электрошлаковая сварка. Этот вид сварки кроме Советского Сою-
за применяется и в ряде других стран.
Разработка новых видов сварки продолжается и по настоящее
время. Так, во Франции впервые была применена электроннолу-
чевая сварка. За рубежом разработана ультразвуковая сварка.
По предложению токаря-новатора А. И. Чудикова в СССР разра-
ботана сварка трением.
Все виды сварки продолжают развиваться и совершенствовать-
ся различными организациями в СССР и рядом фирм и институ-
тов за рубежом.
Рост сварочного производства в СССР осуществляется при по-
стоянной помощи правительства и ЦК КПСС. Конкретными поста-
новлениями партия и правительство на всех решающих этапах
направляли развитие сварочной техники. Это способствовало орга-
низации производства сварочного оборудования, сварочных мате-
риалов, созданию научно-исследовательских институтов, отделов,
лабораторий, разрабатывающих новые процессы сварки и методы
изготовления различных сварных конструкций, подготовке рабо-
чих, инженерно-технических и научных кадров сварочного произ-
водства.
Намеченное XXV съездом КПСС развитие народного хозяй-
ства предусматривает дальнейший рост сварочной техники, что
требует в свою очередь обратить серьезное внимание на усиление
подготовки научных и инженерно-технических работников свароч-
ного производства.
В настоящее время подготовка в СССР инженеров по свароч-
ному производству производится более чем в 50 вузах страны.
Эта подготовка осуществляется по системе очного, вечернего и
заочного образования.
ГЛАВА 1. ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ
СВАРИВАНИЯ МЕТАЛЛОВ
§ 1. ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ПРОЦЕССА СВАРКИ МЕТАЛЛОВ
В настоящее время сварка находит применение не только для
соединения металлов, но и некоторых неметаллов (стекол, пластмасс
и пр.), а также разнородных материалов (металлы с неметаллами).
Однако наиболее широкое применение при изготовлении разнооб-
разных промышленных изделий имеет сварка металлов. В связи
с этим в дальнейшем рассматривается только сварка метал-
лов.
Конечной задачей технологической операции сварки является
обеспечение между соединяемыми металлическими деталями (по оп-
ределенной части их сопрягаемых поверхностей) таких связей, ко-
торые позволили бы получить требуемые для эксплуатации свойства
сварных соединений.
Известно, что всякое твердое или жидкое тело представляет
собой систему атомов, ионов, или молекул, связанных между собой
внутренними силами. Связи элементарных частиц могут быть как
ковалентными, ионными, так молекулярными и металлическими.
Первые два типа связей являются химическими, связанными с об-
разованием общих электронов для двух атомов при ковалентной
связи или ионизацией с получением противоположных зарядов при
переходе электрона от одного атома к другому. Применительно к
сварке и пайке ковалентные связи устанавливаются при соединении
металлов с неметаллами. Нехарактерные для металлов наиболее
слабые межмолекулярные (ван-дер-ваальсовы) силы используются
при сварке, например, пластмасс.
Металлические связи образуют кристаллические структуры пу-
тем взаимодействия положительных ионов узлов кристаллической
решетки (атомов, потерявших электроны) и поля обобществленных
во всем объеме металла электронов наружных орбит ранее ней-
тральных атомов. Силы межатомной связи состоят из гравитацион-
ных, магнитных и электрических, причем последние являются в
металлах наиболее сильными. Расстояние между узлами и их взаим-
ное расположение в виде той или иной решетки определяется энер-
гетическим взаимодействием.
В виде простейшей схемы на рис. 1.1 показан характер энерге-
тического взаимодействия двух положительно заряженных частиц,
8
находящихся в поле подвижных электронов, в зависимости от рас-
стояния между этими частицами. Силы притяжения (в частности,
гравитационные) при сближении частиц возрастают медленнее, чем
силы отталкивания (в частности, для двух одинаково заряженных
частиц), и при некотором расстоянии между частицами они
уравновешиваются. Потенциальная энергия имеет минимум t7raJn
при некотором расстоянии г0. На
рисунке разность между 6пР и
UGT получена графически в виде
заштрихованной площади между
Пот—/(г) и зеркальным переносом
в верхний квадрант значений
t/nP=/0.
Если рассмотреть не отдельно
взятые две частицы, а значитель-
ное их число с определенной си-
стемой геометрического взаиморас-
положения, то расстояние, подоб-
ное г0, будет определять параметр
кристаллической решетки веще-
ства (металла) при определенной
температуре. Обычно для боль-
Рис. 1.1
шинства металлов параметр кристаллической
3-4-5-10-* см=(Зч-5 А).
решетки составляет
При увеличении расстояния между такими частицами силы их
взаимодействия (связи) резко уменьшаются.
Однако расстояние г0 — параметр решетки не остается постоян-
ным. Это только некоторое среднее расстояние между частицами,
которые колеблются около своего среднего положения. Обычно
амплитуда колебаний при нормальных температурах составляет
5—10 % среднего межатомного расстояния и имеет значительные
флуктуации. С повышением температуры эти тепловые колебания
увеличиваются так же, как увеличивается параметр решетки, при-
водя в целом к ослаблению взаимосвязей.
У большинства металлов и сплавов, представляющих практи-
ческий интерес для сварки, кристаллическая структура характери-
зуется решетками объемно- или гранецентрированного куба, или
гексагональной плотноупакованной.
Наличие строгого порядка расположения узлов кристаллической
решетки и их взаимодействия с полем подвижных обобществленных
электронов определяет свойства твердого тела (кристалла, металла),
в частности прочность — сопротивляемость полному или частичному
отрыву или смещению одной группы частиц от другой под дейст-
вием сил отрыва или сдвига.
Реальные кристаллы в связи с технологией их получения, в
основном с условиями кристаллизации, имеют ряд несовершенств в
своем строении: незаполненные узлы («дырки», вакансий в кристал-
лической решетке); искажения, вызванные наличием посторонних
частиц (в частности, различных примесей); единичные или система-
8
тизированные отклонения отдельных частиц от оптимальных взаимо-
расположений (дислокации, блочные разориентировки). Все это
изменяет свойства такого кристалла, в частности его внутрикристал-
лическую прочность, в сравнении с идеально построенным кри-
сталлом.
Реальные металлы, применяемые для изготовления различных
металлических изделий (исключая отдельные редкие случаи приме-
нения специально приготовленных монокристаллов), являются поли-
кристаллическими, состоящими из множества отдельных кристаллов,
взаимосвязанных в общее монолитное целое. В этом случае пери-
ферийные части отдельных кристаллов зерен металла сопрягаются
с соседними, образуя межзеренные, межкристаллические границы.
Несовершенства кристаллического строения межкристаллических
границ больше, чем внутри кристаллов, в связи с нарушениями
порядка расположения узлов решеток и, как правило, большим ко-
личеством атомов инородных веществ — примесей и пр.
Физические свойства поликристаллического тела (металла), в част-
ности и его прочность, зависят от соотношении свойств зерен и
межзеренных границ; 'они зависят также от крупно- или мелкозер-
нистости металла, что определяет преобладающее действие внугри-
кристаллических или межкристаллических свойств.
Для всех частиц тела, кроме находящихся на поверхности, силы
сцепления использованы и взаимоуравновешены. Атомы или моле-
кулы вещества, расположенные на поверхности, имеют свободные
связи и в определенных условиях могут присоединять к себе другие
молекулы и атомы, в частности адсорбировать на поверхности
различные газы или вступать в связь с поверхностными атомами
другого твердого или жидкого тела.
Для соединения двух твердых тел с получением общего моно-
литного тела необходимо установить между их поверхностными
атомами непосредственную связь или каждую из них соединить
с промежуточной связкой. Для того чтобы установить связь между
поверхностными атомами двух тел без промежуточной связки, не-
обходимо их сблизить на расстояния, сопоставимые с параметром
кристаллической решетки, т. е. (3-ь5)-10~8 см.
Рассмотрим возможность установления связи между двумя по-
верхностями одинаковых по составу металлов, когда они находятся
в твердом состоянии.
Современные методы обработки поверхностей, включая полиро-
вание и хонингование, не могут обеспечить получение поверхности
такой точности, которая необходима для подведения всех точек
одной поверхности к другой на расстояние ~5 -10—8 см. Наивысшая
точность обработки обеспечивает отклонение в рельефе поверхностей
в пределах 10“4-ь 10~& см. Поэтому при сближении такие поверх-
ности могут быть подведены на расстояния, позволяющие установить
заметные межчастичные связи только в отдельных точках, составля-
ющих по площади лишь ничтожную часть всей поверхности. Если
даже в этих участках, где поверхности могут быть подведены до-
статочно близко, не будет никаких мешающих установлению связи
Ю
дополнительных веществ (адсорбированных газов, пленок окислов,
жиров или других загрязнений), то прочность таких связей ничтожна
по сравнению с прочностью монолитного куска металла.
Для простоты исключим мешающее, действие поверхностных
загрязнений. Для того чтобы поверхности двух кусков (монокристал-
лов или поликристаллитов) из исходного состояния, показанного
на рис. 1.2, а, перевести в состояние установления взаимосвязи гранич-
ных кристаллов по всей поверхности, отвечающее (применительно к
нолик) исталлическому телу) рис. 1.2, б, нужно приложить по стрелкам
давление р, достаточное для сминания
выступов, т. е. осуществить местную пла-
стическую деформацию.
Казалось бы, что в рассматриваемых
условиях (нет поверхностных загрязне-
ний, неровности поверхностей исчезли)
следовало бы ожидать самопроизвольного
установления связи между поверхностя-
ми, так как при этом пропадает поверх-
ностная энергия раздела двух тел. Одна-
ко практически для осуществления сое-
динения и в этом случае требуется за-
трата энергии, и самопроизвольного сва-
ривания не произойдет. При сближении
таких поверхностей, даже двух монокри-
сталлов с одинаковым расположением
главных осей решеток, необходимо пре-
одоление энергетического барьера потен-
Рис. 12
циальной энергии системы атомов поверхностных слоев. Только
когда сближение произойдет на расстояния, равные параметру
кристаллической решетки, возникнут условия для взаимодействия
электронных полей со снижением уровня энергии до характерного
для решетки каждого из монокристаллов. Поэтому возможность
осуществления сваривания металлов посредством сопряжения их
твердых поверхностей на основе работ М. И. Шоршорова и Ю. Л. Кра-
сулина можно рассматривать как топохимическую реакцию, которая
характеризуется двумя стадиями образования прочных межчастичных
связей: а) развитие физического контакта (сближение на расстояние,
требуемое для установления взаимодействия); б) энергетическое
взаимодействие, заканчивающееся образованием соединения.
В случае поликристаллического тела, даже после установления
такой связи между большим количеством кристаллов, в одном се-
чении (сечение сваривания) окажутся собранными все границы между
зернами одного и другого свариваемых кусков металла. Такое
сечение должно по свойствам отличаться, часто в худшую сторону,
от любого другого сечения, например А А (рис. 1.2, б), взятого
внутри из любого исходного куска до их соединения и проходящего
как по границам зерен, так и пересекающим зерна.
Если этот процесс соединения сопровождается диффузионным
перемещением частиц через образовавшуюся поверхность, перестрой-
11
кой и прорастанием зерен через границу раздела (рис. 1.2, в), то
свойства соединения сближаются со свойствами исходных кусков
металла в любом другом сечении.
Рассмотренная физическая модель сваривания, даже однородных
монокристаллов требует активации поверхностей, особенно при
практически всегда находящихся на них тех или иных загрязнений.
Такая энергия активации в общем случае может сообщаться в виде
теплоты (повышения температуры—термическая активация), упру-
го-пластической деформации, вызывающей выход большего коли-
чества несовершенств, дислокаций на соединяемые поверхности (ме-
р, н/мг t
0,004- 4
0,003- 3
0,002- 2
0t00i - 1
Рис. 1.3
хавичсская активация), электронного или ионного облучения
(радиационная активация). Наиболее обычными при сварке являются
использование нагрева и деформирования.
При этом применение нагрева до определенных температур
уменьшает сопротивляемость металла деформированию, ускоряет
диффузионные процессы и способствует перекристаллизации, в част-
ности собирательной рекристаллизации. В связи с этим повышение
температуры способствует всем тем процессам, которые могут обе-
спечить получение надежного сварного соединения как для моно-
кристаллов, так и для поликристаллических тел.
Для разных металлов взаимосвязь между рассмотренными тех-
нологическими параметрами (давлением и температурой) процесса
сварки является различной. Количественно эта связь для техни-
чески чистого железа в условиях, исключающих загрязненность
соединяемых поверхностей, показана на рис. 1.3. Кривая АБВГД
разделяет поле технологических параметров р и Т на области по-
лучения сварного соединения со свойствами, близкими к свойствам
основного свариваемого металла (выше этой кривой), и соединений
с низкими свойствами или полным отсутствием сваривания (ниже
кривой АБВГД), условно названной областью отсутствия сварива-
ния.
Штриховыми вертикальными линиями разделены температурные
области. Так, при температуре металла Ты ниже 7\ для получения
12
Gj
Рис. 1.4
качественных сварных соединений требуются очень большие, прак-
тически не применимые, давления. Поэтому область / можно на-
звать областью ограниченного сваривания. В пределах
температур 1\—для осуществления сварки необходимо
прикладывать внешнюю сдавливающую силу (область //), причем
давление р по мере увеличения
температуры может снижаться.
Это область практически приме-
няемых режимов сварки дав-
лением. Выше температуры Тг
кривая совпадает с осью абсцисс —
никакого внешнего давления для
выполнения сварки прикладывать
не надо (р=0). При этих услови-
ях металл переходит в расплав-
ленное состояние (Тм>Тпл). Сварка
при таких параметрах носит
название сварки плавлением
(область III).
Схематически сварку плавле-
нием можно представить следу-
ющим образом. Торцы или часть сопрягаемых поверхностей (штриховые
линии на рис. 1.4, а) и прилегающие к ним объемы двух кусков
однородного металла расплавлены каким-то источником тепла. Тогда
жидкий металл (заштрихованная зона) находится между нерасплав-
ленными частями кромок металла, как в сосуде. При этом частицы
жидкости приближаются к частицам стенок сосуда максимально
близко вследствие смачивания в соответствии с условиями устанав-
ливающегося энергетического поля их взаимодействия. Жидкий ме-
талл растекается по активированной нагревом поверхности твердых
стенок и обеспечивает установление соприкосновения и связи
(адгезия).
Если после этого источник тепла убрать (удалить), то в резуль-
тате охлаждения жидкий металл затвердевает, кристаллизуется,
причем в первую очередь вблизи стенок, отводящих тепло. При
этом процессе затвердевания между твердым металлом и закристал-
лизовывающимся слоем жидкого металла устанавливаются обычные
металлические связи. Такая кристаллизация жидкого металла, одно-
родного с подплавленными стенками сосуда, приводит к образова-
нию общих кристаллитов, пересекающих начальную границу нера-
сплавлявшегося и расплавлявшегося металлов (рис. 1.4, б). Кроме
того, взаимодействие твердого и жидкого металлов, а также взаимо-
действие твердого и затвердевшего металлов при высоких темпера-
турах характеризуются протеканием процессов взаимодиффузии.
После окончания затвердевания жидкого металла образуется моно-
литный, соединенный из первоначальных кусков металла, элемент.
Такое сварное соединение получается без какого-либо внешнего
приложения давления. Аналогичные соединения могут быть полу-
чены, если.торцы имеют зазор той или иной формы, который в
13
процессе сварки заполняется жидким металлом, подобным сваривае-
мому. При этом обязательно расплавление (оплавление) свариваемых
торцов, чтобы получить общую сварочную ванну расплавленного
металла.
Температурные области сварки различных металлов и сплавов
отличаются друг от друга. Например, для технически чистого железа
(рис. 1.3) нижним пределом практически применяемых режимов
сварки давлением является температура 7’1^700°С. Алюминий, сви-
нец, медь и некоторые другие металлы для осуществления сварки
при большой пластической деформации никакого ’ предварительного
нагрева не требуют. Исходной температурой металла перед дефор-
мацией, приводящей к свариванию, мо-
жет являться комнатная температура.
Углеродистые стали в зависимости
от их состава имеют различные интер-
валы температуры сварки давлением
(рис. 1.5):
одинарная штриховка
—	область возможного выполнения
сварки давлением;
двойная штриховка
—	область режимов, обеспечивающих
хорошее качество сварки.
По мере увеличения содержания
углерода в стали температурный интер-
вал сварки давлением, при котором
свойства сварных соединений сопостави-
мы со свойствами свариваемой стали,
уменьшается. Сварку чугуна практиче-
ски можно осуществить только при на-
личии жидкой фазы, т. е. плавлением
или давлением с частичным расплавле-
нием.
Свариваются не только одинаковые металлы. Возможны соедине-
ния металлов и сплавов, отличающихся друг от друга по составу
как в отношении концентрации входящих в них одинаковых или
разных элементов, так и по принципу композиции самих сплавов.
При этом возможны три различных варианта:
1) соединяемые металлы могут образовывать непрерывные твердые
растворы (например, Fe — Ni; Fe—-Cr; Ni— Cu; Ni—Мп и др.);
2) соединяемые металлы или составляющие соединяемых сплавов
имеют ограниченную растворимость друг в друге (Fe — Си; Си — Zn
и др.); 3) соединяемые металлы практически не растворяются друг
в друге (Fe — Pb; Fe — Mg; Fe—Ag и др.),
В первом случае при кристаллизации металлы могут образовы-
вать такое же строение, как для рассмотренного случая соединения
эднородных металлов (рис. 1.4, б). Совместная кристаллизация обе-
спечивает установление связей как внутри кристаллов, так и по
границам зерен. Во втором случае возрастает роль связей между
14
отдельными кристаллитами — межкристаллитных связей. В третьем
случае связь может устанавливаться только по границам кристаллов.
Если при сварке одинаковых металлов развитие диффузии в
целом является фактором, способствующим получению соединений
с достаточно хорошими свойствами, то при сварке разнородных
металлов усиление диффузии из одного металла в другой может
привести к ухудшению соединения вследствие образования проме-
жуточных слоев хрупких химических соединений или прослоек с
нежелательными свойствами.
Обобщая изложенное, дадим общее определение: сварка — это
технологический процесс получения монолитных неразъемных соедине-
нений посредством установления внутренних межчастичных (меж-
атомных, межионных, межмолекулярных) связей, при их местном
или общем нагреве или пластическом деформировании или совместном
действии того и другого;'; сварные соединения металлов характери-
зуются непрерывной структурной связью.
Как сварочная операция в дальнейшем будет рассматриваться и
наплавка металла.
Наплавкой называют процесс нанесения расплавленного допол-
нительного (подобного или отличающегося от наплавляемой детали)
металла — металла наплавки — на нагретую до достаточной темпе-
ратуры или доведенную до расплавления поверхность детали. Цель
наплавки сводится к восстановлению размеров детали после износа
или дефектов производства или созданию на поверхности слоя ме-
талла особых свойств (лучшее сопротивление износу, антикоррозий-
ность и др.).
Близким по существу к сварке является процесс пайки, который
в ряде случаев рассматривается как частный случай сварки.
При пайке зазор между соединяемыми поверхностями, которые
нагреты до температуры ниже их температуры плавления, запол-
няется жидким металлом — сплавом-припоем, имеющим температуру
плавления ниже Тпл соединяемых металлов. В результате взаимо-
действия припоя с поверхностными слоями нагретых соединяемых
деталей может происходить образование либо твердых растворов,
либо химических соединений, или устанавливается бездиффузионное
сцепление (адгезия). Последний случай сближает пайку со склеива-
нием, которое в последние годы начинает находить применение для
осуществления соединений металлов и сплавов.
§ 2. КЛАССИФИКАЦИЯ ВИДОВ СВАРКИ
В основу классификации существующих видов сварки могут быть
положены различные признаки. Наиболее распространенными и по
существу важнейшими из них являются вид энергии, используемой
при выполнении сварки, и состояние металла в сварочной зоне
в момент сварки.
\ По используемой энергии все существующие виды свар-
ки можно разделить на следующие группы: механическая; химиче-
ская; электрическая; электромеханическая; химико-механическая.
15
При видах сварки, использующих механическую энергию, она
должна вызывать такую пластическую деформацию металла в зоне
сваривания, при которой образуется сварное соединение*.
Примерами применения механической энергии для сварки явля-
ются холодная сварка пластичных металлов, сварка трением, свар-
ка взрывом.
Виды сварки, использующие химическую энергию, характеризу-
ются нагревом металла посредством превращения химической энер-
гии в тепловую. Это тепло доводит металл до расплавленного со-
стояния, при котором для выполнения сварки не нужно прилагать
внешних сил, т. е. осуществлять затраты механической энергии.
Примером такого использования химической энергии является газо-
вая сварка плавлением.
Электрические виды сварки основаны на превращении электриче-
ской энергии в тепловую. Это превращение осуществляется при ис-
пользовании дуги, выделении тепла при протекании тока через
шлаки, посредством превращения в тепло кинетической энергии
пучка электронов, индуктированием тока различных частот. Элек-
трические способы нагрева металла до расплавления при сварке
являются весьма эффективными и имеют наиболее широкое приме-
нение в промышленности.
Электромеханические виды сварки основаны на нагреве металла
до сварочного жара путем превращения электрической энергии
в тепловую с последующим пластическим деформированием нагре-
того металла посредством сдавливания. Характерным примером это-
го вида сварки является электрическая контактная сварка. Различ-
ные виды электрической контактной сварки широко применяются
в промышленности, особенно в массовом производстве.
Химико-механические виды сварки известны давно. Путем пре-
вращения химической энергии в тепловую металл нагревается до
пластичного состояния и далее подвергается пластическому дефор-
мированию сдавливанием. Примером химико-механических способов
сварки является кузнечная, газопрессовая и др.
По состоянию металла в сварочной зоне в мо-
мент сварки все ее виды разделяются на сварку давлением
и сварку плавлением.
Сварка давлением обычно осуществляется при температурах ниже
Тпл свариваемых металлов и их сваривание происходит в твердом
состоянии посредством приложения давления, достаточного для со-
здания необходимой пластической деформации. Следует отметить,
что при некоторых видах сварки давлением металл может частично
расплавляться, а затем сварочная зона сжимается внешним давле-
нием. В результате такого обжатия либо весь расплавленный металл
выжимается в виде грата и сваривается твердый, нагретый до высо-
кой температуры, металл (например, при контактной стыковой свар-
* Описание основных видов сварки, приводимых в настоящем параграфе в ка-
честве примеров, дается в .следующем параграфе этой главы.
16
ке оплавлением), либо жидкий металл не выдавливается и кристал-
лизуется при наличии внешнего давления (точечная сварка).
Сварка давлением имеет определенные преимущества перед свар-
кой плавлением: ниже температура нагрева, т. е. металл подверга-
ется меньшему тепловому воздействию, которое может быть вредным
для свойств такого металла; более низкий нагрев позволяет затра-
чивать меньше энергии на сварочную операцию.
Однако некоторые факторы ограничивают широкое применение
сварки давлением. К ним относятся необходимость использования
больших сдавливающих сил и соответственно довольно сложных
приспособлений для зажатия и сдавливания свариваемых деталей
и необходимость обеспечения чистоты поверхностей в момент их
сваривания, отсутствия на них окислов и других загрязнений.
Практическое ограничение по величине сил сдавливания можно
характеризовать следующими цифрами. Например, для сварки встык
стальных стержней диаметром 100 мм (Fi=b;8000 мм2) даже при близ-
ком к минимальному сварочному давлению —2 кгс/мм2 (19,6 МН/м2)
потребуется усилие сжатия 16000 кгс, или 16 тс (156,8 кН). Уси-
лие зажатия деталей, исключающее их проскальзывание при осевом
сжатии, обычно берется в два раза большим, т. е. для рассмотрен-
ного примера ~ 32 тс (313,6 кН). Приспособления для зажатия
и сжатия, а также станина, которая должна выдерживать эти силы
практически без деформаций, должны быть достаточно мощными.
Поэтому машины, предназначенные для сварки таких сечений, явля-
ются весьма громоздкими и, как правило, специализированными.
Принятая в примере величина свариваемой поверхности F=8000 мм2
является для большинства сварных конструкций относительно не-
большой. Для больших сечений эти трудности возникают в еще
большей степени.
Необходимость наличия чистых поверхностей для осуществления
сварки давлением требует не только предварительной очистки (ме-
ханическими или химическими методами), но для ряда случаев и пре-
дохранения от образования окислов при сварочном нагреве или их
удаления в процессе сварки. Это приводит к ряду дополнительных
осложнений при выполнении сварки — применению флюсов, а при
сварке некоторых металлов — защитных газов и вакуума. Примене-
ние сварки в вакууме еще более усложняет оборудование, но в ряде
случаев это является необходимым.
Сварка, плавлением осуществляется с местным расплавлением сва-
риваемых частей. В сравнении со сваркой давлением она обладает
рядом преимуществ, из которых основным является большая уни-
версальность.
Как следует из описания сварки плавлением, изложенного в § 1,
для ее выполнения требуется только достаточно мощный источник
тепла, обеспечивающий локальное (местное) расплавление; в случае
подвижного источника тепла расплавление металла происходит от
участка к участку. Таким образом, общее увеличение сечения сва-
риваемых элементов в этом случае не влечет за собой необходимости
создания громоздких специальных мащтгн.1~2.*~~	’	" *
2	| 18707ГГ \ .г
Если при сварке давлением в большинстве случаев для выпол-
нения сварочных операций изделие должно подаваться к машине,
то при сварке плавлением обычно источник тепла подается к изде-
лию, что позволяет изготавливать весьма крупногабаритные сварные
конструкции.
Однако расплавление металла при сварке плавлением неизбежно
сопровождается усилением взаимодействия жидкого металла с окру-
жающей его материальной средой (газами, конденсированными фа-
зами), приводя к ряду реакций, характерных для металлургических
процессов при производстве металлов. В ряде случаев эти реакции
и физические процессы могут значительно ухудшить свойства за-
кристаллизовавшегося расплавлявшегося при сварке металла. В це-
лях регулирования металлургических процессов при сварке в желае-
мом направлении применяют флюсы, газовую защиту места сварки,
включая и защиту инертными газами, а в некоторых случаях свар-
ку выполняют в вакууме.
Основные виды сварки металлов при их классификации по тех-
нологическому признаку (сварка давлением и плавлением) приведе-
ны на схеме 1.
§ 3. ОСНОВНЫЕ ВИДЫ СВАРКИ МЕТАЛЛОВ
Холодная сварка. Осуществляется при значительной пла-
стической деформации без внешнего нагрева соединяемых частей. Если
две свариваемые пластины 2 и 3 (рис. 1.6, а), наложенные друг на
друга внахлестку, обжать шайбами 1, 4, исключающими выпучивание
Рис. 1.6
пластин при их деформировании, и затем вдавливать в пластины
пуансоны 5, 6, изготовленные из более твердого металла, то выдав-
ливаемый пуансонами объем металла приведет к значительному де-
формированию металла в окружающей зоне. По мере вдавливания
пуансонов деформации будут увеличиваться и начнется течение ме-
талла, в частности вблизи поверхностей раздела пластин 2 и 3.
Если эти поверхности предварительно очищены от жировых загряз-
18
Классификация основных видов сварки
Схема !•
Сварка плавлением	Сварка давлением
2*
19
нений, а окисные пленки окажутся разрушенными при течении ме-
талла, то во многих участках в области деформации чистые юве-
нильные поверхности пластин 2 и 3 придут в соприкосновение, при
котором между ними возникнут металлические связи (рис. 1.6, б).
Степень деформации, которая приведет к такому схватыванию, за-
висит от свойств металлов, свойств окисных пленок, схемы дефор-
мирования. Возможны и другие схемы деформирования (например,
сдвигом).
Холодной сваркой можно соединять только весьма пластичные
металлы. При этом могут быть получены соединения внахлестку
и встык.
Рис. 1.7
Ультразвуковая сварка. Условия разрушения поверхно-
стных окисных пленок и вступления в контакт ювенильных поверх-
ностей могут быть получены не только общим деформированием
значительного объема, но и местной деформацией поверхностей
у граница раздела пластин, которые должны быть сварены. Это
дбстигается введением в металл ультразвуковых колебаний.
Генератор 1 и рабочий инструмент 2 (рис. 1.7, а) вводят ультра-
звуковые колебания небольшой амплитуды в свариваемое изделие
(детали 3 и 4). Если мощность ультразвуковых колебаний (обычно
ври частоте 8000—15000 Гц) окажется достаточной, то это приво-
дит к разрушению окислов, некоторому местному повышению тем-
пературы (термопарами отмечается температура 200—350° С) и сва-
риванию. Обычно ультразвуковую сварку применяют для соединения
относительно тонких элементов или тонкостенного элемента с тол-
стостенным.
Сварка взрывом. Осуществляется соударением быстродви-
жущихся частей при начальной нормальной (близкой к комнатной)
температуре. Общая схема сварки показана на рис. 1.7, б. Лист 4
накладывается на жесткое основание, а верхний лист 3 устанав-
ливается с некоторым углом а (2—15°) и на его верхней поверхно-
сти -равномерно размещается необходимое количество взрывчатого
вещества 2 (аммонит, гранулиты и др.). Для осуществления сварки
взрыв инициируется запалом /. Взрывная волна, распространяясь
20
по поверхности, создает большое давление р и «метает» верхний
лист на нижний, осуществляя сварку по их контактирующим по-
верхностям (рис. 1.7, в). Очистка поверхностей осуществляется
кумулятивной газовой струей, имеющей огромные давления рк
(до 1 млн, кгс/см2 или — 1011 Н/м2) и весьма большую скорость
( — 6000 м/с). Зона деформации при сварке относительно невелика
и составляет до 100—300 параметров кристаллической решетки. Са-
мо соединение по микрорельефу часто получает волнообразный вид.
Детали значительных размеров (например, листы с поверхностью
сварки в м2) обычно сваривают на полигонах. Малогабаритные из-
делия можно сваривать в вакуумированных камерах.
Рис. 1.8
Кузнечная сварка (рис. 1.8, а). Этот вид является самым
древним. После разогрева в горне (обычно при сжигании твердого
или жидкого горючего) металла / до температуры сварочного жара
осуществляют сварочную операцию ручной (кувалдой) или механи-
зированной (специальным устройством 2) проковкой. В результате
нагрева и в течение времени между нагревом и проковкой поверх-
ности, подлежащие сварке, покрываются толстым слоем окислов.
Для получения хорошего соединения поверхности должны быть очи-
щены. Предварительная очистка обычно осуществляется удалением
-окислов механическим способом. Для удаления оставшихся окислов
применяется их флюсование. Например, при сварке сталей, когда
пленка окислов состоит в основном ив закиси железа (FeO), для
флюсования применяют песок (SiO2). При этом понижается темпера-
тура плавления комплексного соединения FeO-SiO2 или (FeO)2-SiO2
в сравнении с FeO; окислы в жидком виде выдавливаются при про-
ковке, позволяя получать более качественное соединение. Однако
в ряде случаев в сварном соединении все же остается некоторое ко-
личество окислов (рис. 1.8, 6).
21
В настоящее время кузнечная сварка имеет ограниченное при-
менение.
Газопрессовая сварка. Принцип газопрессовой сварки
аналогичен кузнечной, однако для нагрева металла используют пла-
мя газообразных горючих, которое более легко регулируется и дает
возможность осуществлять нагрев металла более локализование,
в определенном месте.
Газопрессовую сварку осуществляют как с последовательным на-
гревом от участка к участку соответственно с их проковкой или
статическим сдавливанием, так и с нагревом всего сечения свари-
ваемых элементов с одновременным сжатием (рис. 1.8, в). Во втором
случае можно применять как боковой, так и торцевой нагрев (пла-
мя направляется параллельно оси свариваемых элементов, перпен-
дикулярно к нагреваемым поверхностям кромок, подлежащих сва-
риванию, или вдоль их оси). В случае бокового нагрева возможно
сдавливание при продолжающемся воздействии пламени, а при тор-
цевом— пламя перед сдавливанием должно быть удалено. Так как
при удалении пламени кромки быстро окисляются кислородом воз-
духа, их следует нагревать до поверхностного оплавления, чтобы
окисли выдавливались вместе с жидким металлом. Сварка с одно-
временным нагревом всего сечения выполняется обычно ацетилеио-
кислородным пламенем (температура пламени около 3000' С). Этот
вид сварки применяется при выполнении стыков трубопроводов
и ряда деталей железнодорожного транспорта, изготавливаемых из
углеродистых сталей.
н а „я адр к а. Принцип нагрева при контактной
сварке заключается в выделении тепла при прохождении электри-
ческого тока по любому электрическому сопротивлению.
Q=0,24/ttf=0,24/2^ (Q — выделяющееся тепло, кал)
или
Q=IUt=PRt (Q-Дж),
где I — сила тока, A; U — напряжение, В; R— сопротивление, Ом:
t—-время, с.
В последовательной цепи в участке большого сопротивления (ка-
ким в применении к сварке является место контакта двух подлежа-
щих сварке поверхностей) выделяется большее количество тепла.
Выбором соответствующей мощности сварочной машины для разно-
образных деталей можно обеспечить их сварку быстрым (0,003ч-10 с)
нагревом и последующим сжатием. Обычно нагрев осуществляется
переменным током при применении силовых понижающих трансфор-
маторов. В зависимости от свариваемых элементов и требований
к сварным соединениям машины для контактной сварки различают
по конструкции применительно к различным видам сварки, основ-
ными из которых являются стыковая, точечная и шовная.
Стыковая контактная сварка (рис. 1.9, а). Осуществля-
ется по двум схемам: сварка сопротивлением и сварка оплавлением.
При сварке сопротивлением подлежащие сварке элементы 1 и 2 со-
осно зажимают в неподвижном 3 и подвижном 4 зажимных устрой-
22
ствах (губках) машины. Под некоторым давлением р их приводят
В контакт друг с другом и включением трансформатора 5 посредст-
вом контактора 6 обеспечивают протекание сварочного тока, отрегу-
лированного на необходимую величину. После нагрева металла до
температуры сваривания
(сварочного жара) дав-
ление р увеличивают
(или иногда оставляют
постоянным) и осуществ-
ляют осадку — пласти-
ческое деформирование
нагретого объема для
осуществления сварки.
При сварке оплав-
лением напряжение на
свариваемые торцы по-
дают до того как они
сведены, т. е. когда
между торцами есть за-
зор. При медленном
сближении элемента 1
(зажатого в подвижные
губки 4) с элементом 2
появляется контакт то	р • то
в одной, то в другой	с’
точках, приводя их к быстрому оплавлению. Такой процесс приво-
дит к постепенному оплавлению всей поверхности. Металл, приле-
гающий к оплавленной поверхности, нагревается до пластического
состояния. В 'нужный момент времени контактор 6 выключает ток
и поверхности нагретых элементов сдавливают; при этом выдавли-
ваются остатки жидкости и освобожденные от нее твердые, нагретые
до пластического состояния объемы металла свариваются.
Точечная контактная сварка (рис. 1.9,6) осуществля-
ется для соединения элементов внахлестку. Свариваемые листы (де-
тали) 2 и 3 зажимают неподвижным 4 и подвижным 1 электродами
машины, имеющими плоскую или слегка выпуклую поверхность для
контакта с наружными поверхностями свариваемых элементов. Через
электроды передается и давление р. При включении тока трансфор-
матора 5 контактором 6 в результате выделяемого тепла часть ме-
талла вблизи внутренних контактных поверхностей элементов 2 и 3
расплавляется, образуя ядро литого металла 7. После выключения
тока и увеличения давления р осуществляется сдавливание элемен-
тов 2 и 3, затвердевание жидкого металла и местное сваривание
в районе литой точки.
Точечная сварка весьма производительна и при соответствующем
количестве, размерах и качестве точек обеспечивает требуемую проч-
ность сварных соединений.
Шовная кон гактная сварка (рис. 1.9, в) осуществляется
так же, как точечная, обеспечивая получение не только прочного,
23
но и сплошного герметичного шва. Это достигается последователь-
ной постановкой ряда точек с частичным перекрытием последующий
точкой предыдущей.
В этом случае свариваемые элементы 2, 3 зажимают между элек-
тродами /, 4, выполненными в виде дисков. При осуществлении
сварки диски, вращаясь, протаскивают свариваемые элементы меж-
ду собой, а периодическое включение и выключение тока приводит
к последовательной сварке точек.
Контактная сварка может выполняться и в виде других схем,
в частности как шовно-стыковая.
Рис. 1.10
Индукционная сварка. Нагрев металла до сварочной тем-
пературы осуществляется индуцированием тока в свариваемых изде-
лиях 7, 2 (рис. 1.10, а) специальным индуктором 5, питаемым от
источника тока 4. Обычно для такого нагрева применяют ток высо-
кой частоты. Форма индуктора должна соответствовать форме нагре-
ваемого изделия.
Принципиально с помощью индукционного нагрева можно на-
гревать металл до расплавления и осуществлять сварку плавлением,
однако практическое применение в основном получила сварка дав-
лением, когда после доведения металла до сварочного жара проис-
ходит сдавливание свариваемых деталей.
Диффузионная сварка. При сварке различных химически
активных металлов, сильно ухудшающих свои свойства в результа-
те взаимодействия при повышенных температурах с кислородом,
азотом и другими газами, необходимо максимально исключить воз-
можность такого взаимодействия в период выполнения сварочной
операции. Это достигается применением вакуума; свариваемые из-
делия 1 и 2 (рис. 1.10, б) предварительно помещают в специаль-
ную камеру 5, из которой насосами 6 удаляют воздух до получе-
ния вакуума 10-3—10-5 мм рт. ст. (0,13—0,0013 Н/м2). После дости-
жения такого вакуума осуществляют нагрев изделия индуктором 3,
питаемого источником 4, и дают сварочное давление р.
24
Вакуум предохраняет от окисления свариваемые поверхности,
а в ряде случаев обеспечивает распад некоторых окислов, находя-
щихся на нагреваемых поверхностях. Одновременно происходит
удаление адсорбированных газов. Это позволяет получать качест-
венные соединения ряда металлов и металлов с неметаллами при
относительно небольшой пластической деформации вблизи места
соединения.
Термитная сварка. При термитной сварке источником
тепла является экзотермическая реакция (с выделением тепла)
взаимодействия порошкообразных окисла и элемента с большей
активностью (сродством) по отношению к кислороду. Например,
если в тигель 1 (рис. 1.11, а) из огнеупорного материала поме-
стить смешанные порошки алюминия и закиси железа и создать
местный нагрев до —-750° С, то начинается реакция
Fe2O3+2Al=Al2O3+2Fe+Q,	(1.1)
которая распространяется на весь объем порошка и в оптимальных
условиях полученные продукты реакции (А12О3, Fe) теоретически
должны нагреться до —3000° С. Практически эта температура ока-
Рис. I.H
зывается ниже и составляет около 2200—2400° С, при которой и
железо и окись алюминия расплавлены и как несмешивающиеся
жидкости разделяются по плотности (жидкое железо собирается у
дна тигля, a AlsOa — в верхней его части). Аккумулированный
такой жидкостью запас тепла может быть использован для сварки
давлением (рис. 1.11, б) или плавлением (рис. 1.11, в). При тер-
митной сварке давлением на подготовленное для сварки изделие
с плотно сжатыми торцами /, 2 одевается форма 5, в которую
сливается сперва А12О3, а затем Fe. Когда их тепло достаточно
разогреет торцы и прилегающие к ним объемы металла, дают
сдавливающее сварочное давление. При термитной сварке плавле-
нием зазор между торцами, которые должны быть сварены, или
раковину 4 в отливке 5 заполняют расплавленным железом, а
затем- сверху сливают А12О3. В связи с большим перегревом выли-
той жидкости кромки (например, стенки раковины отливки) частично
расплавляются, образуется общая сварочная ванна расплавленной
части свариваемого металла и добавочного пасплавленного железа
25
от термитной реакции. При последующем затвердевании этой ванны
раковина или два соединяемых элемента оказываются сваренными
без какого-либо дополнительного давления.
Возможно и комбинированное применение этих способов.
Область применения термитной сварки среди прочих видов
сварки относительно невелика.
Газовая сварка Это сварка плавлением, при которой ис-
точником тепла является высокотемпературное пламя горючих газов.
Если кромки двух, например, стальных листов 1 и 2 (двух де-
талей) подвергнуть местному нагреву сосредоточенным пламенем 5,
то они могут быть доведены до
►——1	Р 5 расплавления (рис. 1.12). Образо-
\	—~/\ вившаяся ванна 4 расплавленного
/s' металла контактирует с кромка-
/s' ми обоих листов. Если пламя пе-
/^/ ремещать по линии стыка листов
s' V'''	/'	в направлении стрелки и, то ме-
'	талл под пламенем будет расплав-
2	1	ляться, а позади пламени в свя-
рис Д2	зн с охлаждением — затвердевать.
Этот затвердевший металл и обра-
зует сварной шов 5 между исход-
ными листами (деталями). Подобрав соответственно режим (мощ-
ность пламени, скорость его относительного перемещения по кром-
кам листов) можно получить необходимое проплавление металла и,
следовательно, рабочее сечение шва.
Обычно для швов, которые должны обеспечить прочность, со-
поставимую с прочностью свариваемых элементов, требуется полу-
чить сквозное проплавление соединяемых деталей (на всю их тол-
щину). Если толщина металла велика и обеспечить сквозное про-
плавление трудно, то кромки под сварку обрабатывают со скосом
и полученную разделку кромок заполняют добавочным расплавлен-
ным присадочным металлом 6. Этот присадочный металл обычно
представляет собой прутки (стержни), подаваемые в пламя, расплав-
ляющиеся в нем и пополняющие сварочную ванну.
Дуговая сварка. При дуговой сварке нагрев металла осущест-
вляется электрической дугой. При устойчивом длительном протека-
нии тока через ионизированный газовый промежуток между двумя
электродами, подсоединенными к соответствующему источнику пита-
ния, выделяется тепловая и световая энергии. Температура, разви-
ваемая в дуге, может быть очень высокой, значительно превышаю-
щей температуру плавления различных конструкционных металлов.
Для сварки металлов плавлением дуговой разряд применяется при
различных формах его использования.
Сварка дугой косвенного действия (рис. 1.13, о).
Осуществляется нагревом металла дугой Д горящей между двумя,
обычно неплавящимися (например, графитовыми) электродами 2 и 4,
подключенными к различным полюсам источника электрической
энергии 3. Свариваемое (нагреваемое) изделие 6 в электрическую
26
цепь не включено. Дуга горит независимо от свариваемого изделия.
Нагретые газы столба дуги контактируют с поверхностью металла,
они его нагревают и при достаточной мощности дуги расплавляют.
Сварка может выполняться как без добавочного присадочного ме-
талла, так и с применением присадки 5, подаваемой в дугу в виде
прутка. Сварка дугой косвенного действия практически применя-
ется редко.
Сварка неплавящимся электродом (рис. 1.13, б).
Выполняется, когда свариваемое изделие 5 включено в цепь дуги 1
и является одним из ее полюсов. Второй полюс дуги находится на
не плавящемся (угольном, графитовом, вольфрамовом) электроде 2.
За счет тепла дуги изделие, а в ряде случаев и присадочный ме-
талл 4 расплавляются. Эффективность сварки при этом способе
значительно выше, чем при сварке дугой косвенного действия, при
одинаковой электрической мощности дуги, потребляемой ею от ис-
точника 5.
Способ сварки неплавящимся электродом находит в настоящее
время широкое применение.
Сварка плавящимся электродом (рис_ 1.13, в) вы-
полняется по такой же схеме, как и при неплавящемся электроде
(изделие 4 включено в цепь источника 3 и является одним из по-
люсов дуги 1). Электрод 2 является металлическим, интенсивно
расплавляемым дугой, и обеспечивает введение в сварочную ванну
дополнительного (наплавленного) металла.
Этот вид сварки является наиболее эффективным из рассмотрен-
ных видов сварки плавлением и в связи с этим имеет наибольшее
распространение в промышленности при изготовлении и ремонте
разнообразных металлических конструкций.
Сварка плавящимся электродом может выполняться:
а)	открытой дутой, когда в область дуги не подается защитный
газ или флюс; зона дуги доступна наблюдению. Защита от воз-
действия воздуха часто осуществляется специальными веществами
(газообразующими, шлакообразующими), вносимыми с электродом
обычно в виде покрытия*;
б)	дугой под флюсом, когда место горения дуги закрыто порош-
кообразным флюсом, расплавляющимся теплом дуги и образующим
шлак; в этом случае дуга не видна — она горит в пространстве
(газовой полости), изолированном от окружающей атмосферы слоем
шлака и нерасплавившегося порошкообразного флюса. Этот метод
защиты дуги характерен для механизированной сварки — автомати-
ческой и полуавтоматической под флюсом;
в)	дутой, защищенной от воздуха специальной газовой защитой,
например углекислым газом или инертными газами — аргоном, ге-
лием. Этот способ обычно относят к дуговой сварке в защитном
газе.
* Иногда для сварки электродами с такими покрытиями применяют термин
«сварка полуоткрытой (полузакрытой) дугой».
27
Дуговая сварка в защитном газе. Это сварка, при
которой в зону дуги подается защитный газ.
Одним из процессов дуговой сварки в защитном газе является
простое совмещение действия газосварочного пламени и дуги пла-
вящегося металлического электрода в одной сварочной зоне. Этот
способ в настоящее время практического применения не имеет.
Если в дугу косвенного действия между неплавящимися графи-
товыми или чаще вольфрамовыми электродами (рис. 1.13, а) вду-
Рмс. 1.13
вать струю водорода, то он не только защищает электроды и расплав-
ленный металл присадки и ванны от действия воздуха, но и явля-
ется переносчиком тепла из дуги на изделие. При высокой темпе-
ратуре дуги молекулярный водород распадается на атомы (диссоци-
ирует) и забирает большое количество тепла (Н2->2Н—ЮЗ 800
кал/моль или 540,8 кДж/моль). Попадая в область более низких
температур (включая и температуру поверхности расплавленной
сварочной ванны), атомы водорода снова объединяются в молекулы,
выделяя забранное при разложении тепло. Этот вид дуговой сварки
называется атомно-водородной.
Если в дугу неплавящегося (см. рис. L13, б) или плавящегося
(см. рис. 1.13, в) электрода вдувать какой-либо специальный газ,
то можно получить различные варианты дуговой сварки в защит-
ных газах. При этом могут применяться различные газы: активные,
взаимодействующие с металлом при сварке (водород, углекислый
газ и пр.), или инертные, практически не реагирующие с металлом
при сварке (аргон, гелий, для меди — азот). Некоторые из этих
способов широко распространены и используются в промышленности.
Так, аргоно-и гелиодуговая сварки широко применяются
по схеме как неплавящегося, так и плавящегося электродов при вы-
полнении сварных соединений из ряда металлов и сплавов.
Сварка в углекислом газе при использовании плавяще-
гося электрода широко применяется при изготовлении сварных
соединений углеродистых и некоторых легированных сталей.
Разновидностью дуговой сварки в защитном газе является свар-
ка в контролируемой атмосфере. В этом случае вместо
струйной защиты места сварки свариваемое изделие помещают внутрь
28
специальных герметизированных камер, наполненных газом заданно-
го состава. Обычно при этом источником тепла является дуга.
Получили широкое применение в промышленности и другие разно-
видности дуговой сварки, главным образом плавящимся электродом.
Электрошл акова я сварка (рис. 1.14). Если над дугой
определенной мощности навести (расплавить) достаточно большое
количество токопроводящего шлака, то совместным действием шунти-
рования тока через шлак и механиче-
ским воздействием массы столба шлака
газовая полость дуги может быть исклю-
чена. Тогда дуга погаснет и весь ток
от электрода 5 будет переходить на
свариваемое изделие / (второй элек-
трод) вследствие электропроводности
расплавленного шлака 4. В результате
тепловыделения в шлаке, обусловлен-
ного протеканием тока, расплавляется
как электрод 5, так и кромка свари-
ваемого изделия /, образуя металличе- * х
скую ванну 3. При вертикальном рас-
положении выполняемого шва (наиболее
обычная схема применения электрошла-
ковой сварки) для предотвращения вы-
текания расплавленного металла и шла-
ка применяют специальные медные во-
доохлаждаемые формирующие устрой-
ства 2. Эти устройства обычно механи-
ческим путем перемещают по поверхности свариваемых деталей с
такой же средней скоростью, с какой выполняется шов. В ре-
зультате кристаллизации (по мере удаления источника тепла вверх)
снизу образуется сварной шов 6.
Этот способ применяется для сварки металла достаточно большей
толщины, причем шов выполняется на всю толщину свариваемого
металла за один проход.
Комбинируя количество проволочных электродов, пластинчатых
электродов (электродов в виде пластин различного сечения, пода-
ваемых в шлак по мере их сплавления) или плавящихся мундштуков
(специальная конструкция электродов в виде неподвижных пластин
и подаваемых в зону плавления проволок), можно получить швы
практически при любой толщине свариваемого в один проход металла.
В промышленности освоена сварка стальных изделий с толщиной
металла в месте выполненного шва около 1 м.
Электроннолучевая сварка (рис. 1.15). Сварка осущест-
вляется в вакуумной камере 1 при давлении КУ1—10~5 мм рт. ст.
(1,3—0,0013 Н/м2). Тепло в изделие, подлежащее сварке, выделяется
в результате торможения в металле электронов направленного
электронного луча 2. Луч формируется в специальной электронной
пушке 4, имеющей нагреваемый от трансформатора 7 катод (имми-
тер) 3. Питание пушки осуществляется от высоковольтного выпря-
29>
мителя напряжения 6, регулируемого реостатом 5. Фокусировка
пучка электронов обеспечивается воздействием электромагнитных
полей специальных устройств установки.
Выполнение сварных швов на изделии 8 заданной длины и направ-
ления обеспечивается перемещением сварочного стола 9 при помощи
привода 10, или электронного луча вследствие перемещения пушки,
или путем магнитного управления лучом.
Этот способ сварки применяется и при изготовлении изделий
из легкоокисляющихся или тугоплавких металлов. Он может обеспе-
чить высокие скорости
сварки и малые деформа-
ции свариваемых изделий.
Способ электроннолу-
чевой сварки в настоящее
время находит все боль-
шее применение при изго-
товлении различных спе-
циальных изделий.
Лазерная сварка.
В связи с созданием оп-
тических квантовых гене-
раторов (ОКГ) для сварки
оказалось возможным ис-
пользовать энергию коге-
рентного луча, т. е. свето-
вого луча, особым обра-
зом излучаемого лазером.
Источником такого луча
являются газовые и твер-
дые материалы, в частно-
сти рубиновые (корунд с
добавкой 0,05 — 0.5% оки-
Рис. 1.15	си хрома) стержни, или
газонаполненные трубки
облучаемые источниками энергии. Соответственно получаемым импуль-
сам через полупрозрачную торцевую поверхность стержень (трубка)
дает монохроматическое (например, для рубина красного цвета с
длиной волны 6043 А) когерентное излучение с той или иной длитель-
ностью. Сейчас разработаны излучатели с непрерывным излучением.
Сфокусированное излучение может создать на поверхности изделия
высокую плотность выделяемой энергии, расплавляя и испаряя
даже наиболее тугоплавкие металлы и соединения. Подбирая соот-
ветствующую мощность излучения, современные установки позволяют
осуществлять сварку металла местным расплавлением или наложе-
ние^ сплошного шва.
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1.	Какие материалы можно сваривать и для каких материалов в промыш-
ленности наиболее широко применяют сварку?
30
2.	Назовите основные характеристики строения и внутреннего взаимодействия
частиц в твердых телах и кристаллах металлов.
3.	Чем определяются стойства пол икр металлических тел?
4.	Перечислите условия установления взаимосвязи между поверхностями двух
кусков металла, приводящие к возможности получения свойств в месте связи,
сопоставимых со свойствами целого металла.
5.	Укажите основные технологические параметры, определяющие возможность
сварки металлов, их взаимосвязь.
6.	Дайте определение понятия сварка металлов.
7.	Какие существуют принципы классификации видов сварки металлов?
8.	Приведите примеры классификации видов сварки по виду затрачиваемой
енергии.
9.	Как классифицируются виды сварки по состоянию металла в сварочной
зоне в момент сварки? Каковы особенности применения различных видов сварки?
10.	Кратко охарактеризуйте следующие виды сварки: холодная сварка; ультра-
звуковая сварка; кузнечная и газопрессовая сварка; контактная сварка; индук-
ционная сварка; термитная сварка давлением и плавлением; газовая сварка;
дуговая сварка, ее разновидности; электрошлаковая сварка; сварка электронным
лучом; лазерная сварка.
ГЛАВА II. ОСНОВЫ ФИЗИЧЕСКОМ ХИМИИ
§ 4. ОБЩИЕ ПОЛОЖЕНИЯ И ПЕРВЫЙ ЗАКОН ТЕРМОДИНАМИКИ
При сварке металлов, осуществляемой в условиях непрерывного
взаимодействия участвующих в процессе фаз (металл, флюс, газовая
атмосфера), протекают сложные физико-химические превращения,
результат которых определяет состав и свойства сварного шва.
Для лучшего использования возможностей сварочной технологии
и управления сварочным процессом необходимы глубокие знания
существа составляющих его явлений и законоь их возникновения
и развития. Существенную часть явлений сварочного процесса можно
рассматривать, как реакции химического взаимодействия. Вопросы
о возможности той или иной химической реакции, о направлении
ее протекания и о пределе, к которому она стремится, решаются
с помощью термодинамики.
Термодинамика — это раздел физической химии, в котором
рассматриваются вопросы превращения энергии из одной формы в
другую,, энергетические эффекты, сопровождающие различные хими-
ческие и физические процессы, и зависимость их от условий проте-
кания процессов, а также возможность, направление и пределы
самопроизвольного течения процессов в определенных условиях.
Термодинамика основывается на двух основных законах, называ-
емых иногда принципами термодинамики.
Первый закон термодинамики не может быть доказан логически
и принимается как постулат, вытекающий из многовекового опыта,
накопленного человечеством. Справедливость закона доказывается
тем, что выводы, которые делаются на его основе, никогда не вступают
в противоречие с опытом.
Можно дать несколько формулировок первого закона, но все
они разными словами отражают одну и ту же мысль о сохранении
и эквивалентности энергии. Например, если в каком-либо процессе
энергия одного вида исчезает, то вместо нее появляется энергия
в другом виде, в количестве, строго эквивалентном первому
Отсюда вытекает, что в любой изолированной системе общий запас
энергии остается постоянным. Под термином «система» подразуме-
вается тело или совокупность тел, находящихся во взаимодействии
и мысленно обособляемых из окружающей среды. Изолированной
называется система, которая рассматривается как лишенная возмож-
ности обмена веществом или энергией с окружающей средой.
32
Взаимодействие системы и окружающей среды связано с переда-
чей теплоты и совершением работы. Подводимая к системе теплота
увеличивает ее внутреннюю энергию, а часть теплоты превращается
в работу.
Термодинамически внутренняя энергия U является параметром
состояния; физически — это величина, характеризующая общий за-
пас энергии системы, включая энергию поступательного и вращатель-
ного движений молекул, внутриколебательное движение атомов и
атомных групп, энергию, заключенную в ядрах атомов, и другие
виды энергии, исключая кинетическую энергию тела в целом и
потенциальную энергию его положения.
Совершаемая работа складывается из работы расширения или
сжатия и работы химической реакции (например, полезная работа
химической реакции, протекающей в гальваническом элементе).
Положительней считается теплота, подведенная к системе,
а отрицательной — отведенная от нее. Увеличение внутренней энер-
гии системы считается изменением положительным, а уменьшение —
отрицательным. Работа, совершаемая системой, например работа
расширения, принимается как положительная; работа, совершаемая
над системой, например работа сжатия, принимается за отрицатель-
ную. В соответствии с этим первый закон термодинамики матема-
тически, в общем виде, можно представить уравнением:
Q=Д[/+ А ==* Д£7Ч- рД V+А°,	(IL 1)
где Q — подведенная к системе теплота; АС/ — приращение внутрен-
ней энергии; рДV — работа расширения; /1° — полезная работа
химической реакции.
В дифференциальной форме уравнение представляется в следу-
ющем виде:
6Q	=dU+pdV+bA°.
В том случае, когда система не совершает полезной работы
(ЙДО=О), уравнение имеет вид:
6Q=dU+pdV.	(II.2)
Здесь 6Q и 6Л обозначают величины элементарной теплоты
и работы, которые не обладают свойствами полного дифференциала.
Их изменение зависит от пути процесса. В противоположность им
внутренняя энергия является функцией состояния, изменение кото-
рой не зависит от пути перехода системы из одного состояния
в другое.
Работа расширения идеального газа. Работа против внешнего
давления в дифференциальной форме равна pdV. Для определения
ее интегральной величины необходима функциональная связь пара-
метров р и V. Уравнения этой связи (р, V и Т) являются уравне-
ниями состояния. Для идеального газа, т. е. для газа в состоянии
большего разрежения, когда взаимодействием между его молекулами
3 Заказ № 269
33
можно пренебречь, в качестве такого уравнения можно принять
уравнение состояния
pV=nRT,	(П.З)
где п — число молей, R — универсальная газовая постоянная.
Изохорный процесс протекает при постоя ином объеме
(У ~ const). В этом случае работа расширения равна нулю:
Лг=0.
Вся подводимая теплота идет на повышение внутренней энергии:
dQv—cvdT=dU
и
2
Д1/=1/2- cvd7’=cl,(ri- ГД	(II.4)
1
где cv~dU!dT — теплоемкость при постоянном объеме.
При изобарном расширении (p=const) работа выра-
жается величиной
9
Л„= fpdV=p(V2-VJ=nR(Tt-TJ,	(II.5)
i
откуда вытекает, что универсальная газовая постоянная равна
работе изобарного расширения одного моля идеального газа при
увеличении температуры на один градус.
Часть теплоты идет иа повышение внутренней энергии, что
может быть выражено уравнением:
2	2
<2Р= Ыи+ [ pdV=l/t-U,+pVs-pVv (П.6)
1	1
или
Qp=(t4+pV2) - (C/t+pVJ.	(II.7>
Это означает, что теплота, полученная системой, идет на увели-
чение некоторой функции U-\-pV, которая называется энтальпией
и обозначается буквой И. Энтальпия, так же как и внутренняя
энергия, является функцией состояния системы и ее изменение
определяется начальным и конечным состояниями системы
Н2 — Н^Н.	(II.8)
Теплоемкость системы при постоянном давлении выражается,
как производная энтальпии по температуре
С ^d/C_d(^+pV) dU d(RT)
р dT dT dT - dT 9
откуда следует, что
cp=c„+R.	41.9}
34
Изотермический процесс протекает в условиях посто-
янства температуры (Т — const). Уравнение изотермы pV — const.
В таком случае Л(7=0 и вся теплота превращается в работу
2	2
Дг= [pdV = J	dV=nRT In ^=nRT In . (IL 10)
II	I	P2
Адиабатным называется процесс, при котором система не при-
нимает и не отдает теплоты (dQ=O), хотя может быть связана
с окружающей средой работой, получаемой от нее или совершаемой
над ней» Процесс выражается уравнением
cvdT+pdV=0,	(11.11)
или
cvdT-{~(RT/V)dV—O.
Делением обоих слагаемых на Т и cv получаем
Т cv V
Заменив величину R, равной ей cp — cVJ находим
dT I ( ср____________________ q
7 Uiz I V
Обозначив отношение теплоемкостей cp/cv через у и проинтегри-
ровав уравнение, найдем
In Т+(у — 1) In V=const или TVy~~l =eonst.
Замена величины Т иа р и V приводит к уравнению адиабата,
связывающему переменные
pVv=const.	(П.12)
Для одного моля идеального газа работу адиабатного расшире-
ния	dU) можно записать
2	2
Лм= - f dl/= - f cvdT=— c„ (T, - TJ=cv (7, - 72).	(11.13»
1	I
Так в интегральном виде вычисляются все слагаемые первого
закона термодинамики для идеального газа.
Термохимия. В результате протекания химической реакции про-
исходит глубокое изменение вещества. Этот процесс можно харак-
теризовать так: одни вещества — исходные с энергией иг — исче-
зают-и образуются новые вещества с внутренней энергией (72. При
этом может быть либо > С72, либо < t/2, где — сумма вну-
тренней энергии исходных веществ; U2 — сумма внутренней энергии
продуктов реакции при ной же температуре.
3*
35
В первом случае реакция идет с саморазогреванием, продукты
реакции имеют температуру выше температуры исходных веществ
на величину, обусловленную разностью A£7=t7a— Ut.
При охлаждении до температуры системы в начальном состоянии
продукты реакции отдают теплоту в количестве, равном t/2 — 1/х=
=А£Л Такие реакции называются экзотермическими.
Во втором случае реакция идет с самоохлаждением и для того,
чтобы продукты реакции имели температуру исходных веществ,
нужно подводить теплоту извне. Такие реакции протекают с погло-
щением теплоты Q=f72— Ux и называются реакциями эндотерми-
ческими. Теплота, которая выделяется или поглощается в резуль-
тате химической реакции, называется тепловым эффектом реак-
ции, Q.
Под термохимией подразумевается раздел химической
термодинамики, посвященный экспериментальному изучению тепло-
вых эффектов химических реакций и занимающийся их систематикой
и формулировкой общих закономерностей.
Следует иметь в виду, что в термохимии знаки тепловых эффек-
тов противоположны тем, которые приняты в математическом выра-
жении первого закона термодинамики. Так, например, в термоди-
намике тепло, которое теряет система, считается отрицательным
(—Q). В термохимии тепло, которое выделяется в результате хими-
ческой реакции (а оно образуется за счет уменьшения энергии
системы), принимается как положительное. В дальнейшем при
использовании тепловых эффектов будем пользоваться термодинами-
ческими знаками и символами.
Тепловые эффекты при постоянном объеме и по-
стоянном давлении. Если реакция протекает при постоянном
объеме, то работа расширения системы отсутствует. В таком случае
Л=0 и уравнение первого закона термодинамики принимает вид
(11.14)
В случае протекания реакции при постоянном давлении произ-
водится работа расширения А —р (V2 — Vx), откуда теплота реакции
или
Qp=pV2) ~ (U^pV^ML	(П.15)
Связь между Qp и видна из уравнения
Qp=Qv+pAV.	(11.16)
При этом AV V2 — Ух обусловлено изменением числа молей газо-
образных участников реакции Ап—Поэтому по уравнению
Менделеева — Клапейрона
pW=/\nRT,	(11.17)
откуда
(II.18)
36
или в обозначениях термодинамики
дя=дг+дпет.	(11.19)
Следовательно, тепловой эффект при постоянном давлении Q
отличается от теплового эффекта при постоянном объеме Qr на
величину работы knRT, обусловленной изменением числа молей
газообразных продуктов реакции.
Найдем значение для реакции горения окиси углерода
2COJ-O2=-2СО2, если Qp=—135 280 кал при температуре 298 К.
В этом случае Л.п—2 — 2 — 1=—1.
135280+1,985.298=—134 689 кал (—563622 Дж).
Если реакция протекает без изменения числа молей, то Дп=
=0, Д=0 и Qp=QF, как, например, CO-j-H2O=CO2-f-H2.
В системах, состоящих только из твердых и жидких веществ,
изменения объема очень малы и ~ Q(/- В СИ единицей измере-
ния теплоты служит джоуль. Одна калория равна 4,1840 Дж.
Закон Гесса. Основой термохимии является закон Г. И. Гес-
са, по которому тепловой эффект определяется начальным и конеч-
ным состояниями системы и не зависит от пути перехода (проме-
жуточных стадий) из начального в конечное состояние. Это нахо-
дится в полном соответствии с первым законом термодинамики.
Из этого закона вытекает ряд важных следствий, дающих воз-
можность установить величину и знак теплового эффекта в том слу-
чае, когда это нельзя сделать опытным путем. Так, например,
горение угля
С+О2=СО2; ДН?=—94 050 кал (—393500 Дж) (а)
и окиси углерода
СО+(1/2)О2=СО2; Д//?1 =—67640 кал (—280940 Дж) (б)
приводят систему в одно и то же состояние и протекают с разными
тепловыми эффектами. Вычитание уравнения (б) из уравнения (а)
даст
С+О2=С0+(1/2)О3+ДНпь
что соответствует процессу С + (1/2)О2 = СО + ДТ/Sn- При этом
ДН?ц=ДЯ?—ДЯ;1=—26410 кал (-110460 Дж).
Зависимость теплового эффекта от температуры
(уравнение Кирхгофа). В настоящее время в термодинами-
ческих таблицах даются величины энтальпии образования веществ
из атомов, отнесенные к температуре 25° С (298 К), при давлении
р=1 атм, что соответствует 1,0332 кгс/см2. (Далее величину I атм
приближенно будем считать равной 1,0 кгс/см3).
Такие величины называются стандартными и отмечаются нижним
индексом, указывающим абсолютную температуру, и верхним индек-
сом (°), указывающим, что давление равно одной атмосфере (ДН?98).
Это соответствует тепловому эффекту в условиях, когда начальные
вещества имели температуру 25е С и продукты реакции охлаждены
37
до той же температуры. Однако в действительности чаще всего
реакции происходят при гораздо более высоких температурах
с тепловыми эффектами, не совпадающими с табулированием.
Поэтому очень часто возникает необходимость определить тепловой
эффект реакции при различных других температурах ее проте-
кания.
Решение этой задачи возможно в рамках первого закона термо-
динамики. Известно, что dUldT=ev, и A[7=Ql/t следовательно,
d (AU)/dT=&cv=^псу. *
Аналогично dH!dT=cp, так как dQpldT—cp и Qp=&H, следо-
вательно, d(AH)/dT== Аср — 'ЕпСр.
В интегральном виде зависимость теплового эффекта от темпе-
ратуры выразится так:
i
АЯ7 =АЯо4~ J Цпс/Т,	(11.20)
о
или
т
Atfr=AH2e84- f ^ncpdT,	(11.21)
298
где АНо и АЯ298 — тепловой эффект реакции соответственно
при температурах Г, 0 и 298 К.
Уравнения (11.20) и (IT.21) выражают закон Кирхгофа. Произ-
водная от теплового эффекта по температуре равна алгебраической
сумме теплоемкостей веществ, участвующих в реакции.
Найдем выражение для температурной зависимости величины
Л//? реакции горения окиси углерода: 2СО 4- О2 = 2СО8; Я29й —
=—135280 кал (—566080 Дж), пользуясь температурной зависи-
мостью теплоемкостей:
с®®=6,5 4-0,001 Т; ^=6,54-0,001 Г;
с®°>=7,04-0,0071 Т — 0,00000186 Т2.
Отсюда следует
Лср=2cJ°«— 2с^° — с®«=— 5,54-0,0112Т — 0,00000372 Т2.
Подставляя это выражение Аср в уравнение (11.21), после инте-
грирования получаем
135 280 — 5,5 (Т — 298)4-0,0056 (Т2 — 2982) — 0,00000124 х
Х(Т3 — 2983).
Аналогичные расчеты могут быть проведены для реакций при
постоянном объеме.
38
§ 5. ВТОРОЙ ЗАКОН ТЕРМОДИНАМИКИ
Первый закон термодинамики дает возможность оценить энерге-
тический баланс процессов. Однако он не дает указания о возмож-
ности протекания процесса в заданном направлении в определенных
условиях. Весьма важные для практики вопросы решаются на
основе второго закона термодинамики.
Второй закон, так же как и первый, является обобщением прак-
тического опыта. Сущность второго закона термодинамики может
быть выражена в различных формулировках. Одной из них может
служить утверждение, что теплота самопроизвольно не может пере-
ходить от более холодного тела к более горячему. Подобно тому
как с первым законом термодинамики связана внутренняя энергия,
как функция состояния системы, идея второго закона термодина-
мики отражается в понятии энтропии — функции состояния,
сущность которой будет выяснена н^рколько позже.
Обратимые и необратимые процессы. Термодинамически обрати-
мыми называются процессы, допускающие возможность возвращения
системы в первоначальное состояние без сохранения каких бы то
ни было изменений как в самой системе, так и в окружающей
среде. Обратимые процессы совершаются путем последовательного
перехода через непрерывный ряд равновесных состояний и поэтому
могут также называться равновесными. Под термодинамическим
равновесием подразумевается такое состояние, когда система, спо-
собная обмениваться энергией с окружающей средой, остается
неизменной (в термодинамическом отношении) неограниченно долго,
до тех пор пока не изменятся внешние условия. Понятие об обра-
тимых (термодинамических) процессах основывается на идеализиро-
ванной модели процесса, однако оно имеет большое значение в
теоретических исследованиях. Примером обратимых процессов может
быть адиабатное расширение или сжатие газа в условиях бесконечно
медленного изменения объема и давления при абсолютной тепловой
изоляции системы.
Изотермический процесс расширения или сжатия также можно
осуществить обратимо в условиях интенсивного теплообмена с внеш-
ней средой, необходимого для поддержания постоянной температуры.
Другими словами, обратимые процессы являются предельными
случаями реальных процессов.
Большинство самопроизвольных процессов в реальных условиях
протекает необратимо. Примерами могут служить: переход теплоты
от нагретого тела к холодному, расширение газа в пустоту, взаимная
диффузия газов и жидкостей и др. Общая характеристика их
заключается в том, что после протекания процесса систему нельзя
вернуть в начальное состояние без того, чтобы не осталось каких-
либо изменений в самой системе или в окружающей среде.
Математические выражения второго закона термодинамики. Рас-
смотрим модель тепловой машины.
Цикл Карно. Если тепловая машина получает от нагрева-
теля теплоту Qt и отдает холодильнику количество теплоты Q2, то,
39
следовательно, разность Q, — Q2 представляет собой то количество
теплоты, которое превращается в работу:
^=Qi-Qa.	(11.22)
Коэффициент полезного действия машины (без потери на трение
и Др.)
Наибольший коэффициент
чен машиной, работающей
по
^=(Q1-Q2)/Qi=^/Qr	(П.23)
полезного действия может быть полу-
идеальному циклу Карно, состоящему
из двух изотермических (кривые
АВ и CD) и двух адиабатных (кри-
вые ВС и DA) обратимых изменений
состояния (рис. II. 1).
Пусть в начальном состоянии си-
стема имеет объем и температу-
ру 7, (точка /) с определенным дав-
лением
P1=W^1-	(П.24)
Произведем изотермическое рас-
ширение (кривая АВ) при 7\ —
Рис. П.1
=const до объема V2. В результате система переходит в состояние
В с параметрами V2, Тг, р2. В процессе перехода будет произведена
работа, равная подведенной к системе теплоте
Q1=/?T1ln^..
К1
(И .25)
Адиабатный переход из состояния В в состояние С сопровож-
дается изменением внутренней энергии системы на величину
At/=cv(Ta-T1).
Затем изотермическим сжатием CD при Т2—const переводим
систему в состояние D с параметрами V4, Т2 и р4. Работа внешних
сил, затраченная на сжатие, переходит в теплоту, передаваемую
в окружающую среду:
-(k-ATslnTl.	(11.26)
* г
Наконец, систему адиабатным сжатием DA переводим в началь-
ное состояние А с объемом Кг, 7\ и pv Затраченная работа идет
на повышение внутренней энергии системы B.U=cv(Tl — Т2). Сум-
мирование всех уравнений цикла дает
<31 - <?,=-ЯЛ In Ь. - RT2 In Ь..	(П.27)
V1	м
Так как Р2/^1==^з/^Г4» то
Ql—Q2=R(Tl — T^)\n^-.	(П.28)
м
40
Разделив это уравнение на Q±—7?7\1п
У2
Vif
получим
Qi — Qi _	— 7*2
<21	Л ’
(П.29)
где QT — теплота, полученная от нагревателя с температурой
Q2—-теплота, отданная холодильнику, имеющему температуру Т2.
Из уравнения (11.29) вытекает: 1) к. п. д. тем выше, чем больше
разница температур нагревателя и
холодильника Тг — Т2, и равен еди-
нице при Т2=0; 2) к. п. д. не зависит
от рода вещества; 3) к. п. д. любо-
го кругового цикла, включающего
необратимые превращения, меньше
к. п. д. по циклу Карно:
п'<п=ЧЛ-^/7\. (П.ЗО)
Энтропия. Уравнение (П.29)
можно представить в виде
Рис. IL2
1 —_^=1—2а (11.31)
Qi
или	откуда QjTr^QjT2.
Можно показать, что подобное соотношение получается для
любого кругового обратимого цикла. Пусть имеется цикл (рис. И.2),
который можно разбить на множество циклов Карно. Для каждого
бесконечно малого цикла справедливы равенства:
dQj	dQ2 dQt	dQ2 
Л	t2	* t]	t”2
Суммируя эти равенства, получаем
dQ] dQ2_^dQ i	dQ2	.
т' ’ т;	t'2
(11.32)
(П.ЗЗ)
В пределе сумма переходит в интеграл по замкнутому контуру
(П.34)
Из этого вытекают весьма важные следствия. Из математики извест-
но, что если интеграл, взятый по замкнутому контуру, равен нулю,
то имеется некоторая функция от тех же переменных величин (в
данном случае р, V, Т), полный дифференциал которых равен подын-
41
тегральной величине. В термодинамике эта функция названа энтро-
пией и обозначается буквой S. Следовательно, для всех обратимых
процессов
dQ/T-dS,	(П.35)
(П.36)
В случае необратимых процессов, в которых ц' < т),
6Q/T<dS.	(11.37)
В этом случае общее математическое выражение второго закона
термодинамики может быть дано в интегральной форме
^-у<0	(П.38)
и в дифференциальной форме
dQ < TdS.
(11.39)
Так как dS является полным дифференциалом, то изменение ее
при переходе из одного произвольного состояния в другое равно
разности величин энтропии в этих состояниях и не зависит от пути
перехода
2	2
J dS=J-^=S2 — St=AS.	(П.40)
(	1
Вычисление энтропии. Вычисление изменения энтропии при
переходе системы из одного состояния в другое может быть произ-
ведено путем интегрирования уравнения
Так как dQ^cdT,
тогда
или при с — const
(П.41)
AS=cln^-.
Л
(11.42)
При интегрировании необходимо знать функцию c=f(T) для
всего интервала температур.
Эти уравнения выражают изменения - энтропии при изобарном
и изохорном процессах с той разницей, что в первом случае в урав-
нение входит ср, а во втором cR. При изотермическом процессе
42
(Г^-const) уравнение dQ~dAU^dA состоит из dQ~TdS, dAU~O,
dA=pdV, откуда TdS=pdV. Если p—RTjV, to TdS=(RT/V)dV
и, следовательно, dS~R(dV/V), а после интегрирования
ДЗ=Я1п-^	(11.43)
или, учитывая, что PiV1=p2V2,
AS—/?1п—.	(11.44)
Рз	*
То обстоятельство, что энтропия является однозначной функцией
состояния, дает возможность определить изменение энтропии, если
известны параметры начального и конечного состояний. Пусть, для
примера, начальное состояние характеризуется параметрами р, и
7\, а конечное — параметрами р2 и Т2. Поскольку изменение энтро-
пии не зависит от пути перехода, то можно осуществить переход
таким образом: сначала при p1=const от температуры 7\ до Т2,
а затем при 7'2--const ст давления рх до р2. Сумма изменения
энтрошщ по этим двум процессам равна изменению энтропии си-
стемы
AS=c„ In In .	(II .45)
Л Pi
В таблицах термодинамических величин значения энтропии
даются для стандартных условий, т. е. для температуры 298 К при
давлении 1,0 332 кгс/см2, которые вычисляются по уравнению
298
S° = С
о
ср
— (с учетом всех фазовых превращений). Для других
температур энтропии вычисляются по формуле
Sr=S°+ j ^Т.
298
(11.46)
Если в интервале температур от 298- до Т К имеются фазовые
превращения, то следует учитывать их энтропию, которая равна
отношению теплоты превращения к температуре, при которой она
происходит QnPIT.
Стандартные величины S° для некоторых веществ приводятся
в табл. II.J Величины АЛ/мв в таблице означают изменение энталь-
пии, сопровождающее реакцию образования одного моля вещества
из элементов в их стандартном состоянии.
§ 6.	ХАРАКТЕРИСТИЧЕСКИЕ ФУНКЦИИ И ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИЕ
ПОТЕНЦИАЛЫ
Под характеристическими функциями подразумеваются такие
функции состояния системы или их производные, посредством кото-
рых могут быть в явной форме выражены термодинамические свой-
ства системы. К числу таких функций относятся: изохорно-изотер-
43
Таблица 11.1
Стандартные величины теплосодержания—ДН298
и энтропии S2S8 некоторых элементов к химических
соединений
Элементы и хими- ческие соеднневия	—ля" 298		&2S8	
	ккал	кДж	кал	Дж
AL	0,00	0,00	6,77	28,32
A12U3	400,0	1673,60	12,5	52,72
Ва	0,0	0,0	12,2	51,04
ВаО	133,0	556,47	16,8	70,29
ВаСОз	291,3	1218,80	26,8	112,13
Be	0,0	0,0	2,28	9,54
ВеО	138,0	577,40	3,37	14,10
С	0,0	0,0	1,36	5,69
СО	26,41	110,46	47,3	197,9
со2	94,05	393,50	51,5	215,47
Са	0,0	0,0	9,95	41,63
СаО	151,5	633,87	9,5	39,75
СаСОа	288,45	1206,87	22,22	92,97
CaS	115,3	482,40	13,5	56,48
Сг	0,0	0,0	5,68	23,76
CfjOg	268,9	1125,08	19,4	81,17
Си	0,0	0,0	7,97	33,35
Си2О	41,0	171,54	21,7	90,79
СиО	37,5	156,95	10,4	43,5
Cu2S	19,00	79,50	28,9	120,92
Fe	0,0	0,0	6,5	27,2
FeO	63,2	266,52	12,9	53,97
Fe3O4	267,0	1117,13	35,0	146,41
Fe2O3	196,5	822,15	21,5	89,95
FeS	22,9	95,81	14,53	60,79
H2	0,0	0,0	31,20	130,54
НД	57,8	241,83	45,11	188,72
Mg	0,0	0,0	7,8	32,63
MgO	143,70	613,79	6,55	23,25
MgCO3	262,0	1096,2	15,70	65,69
Mn	0,0	0,0	7,6	31,80
MnO	92,5	387,02	14,27	59,70
MnS	48,8	204,18	18,7	78,24
Mo	0,0	0,0	6,83	28,57
MoOa	130,0	543,92	13,0	54,39
MoC)3	188,0	786,60	18,68	78,16
Na	0,0	0,0	12,33	51,59
Na2O	100,7	421,33	17,0	71,13
Na2CO3	270,3	1130,93	32,5	135,98
Nb	0,0	0,0	8,75	36,61
NbO	95,5	399,57	Il ,5	48,12
Nb-A	455,0	1903,72	32,8	137,23
NI	0,0	0,0	7,12	29,79
NiO	57,5	240,58	9,1	38,07
A	0,0	0,0	49,00	205,10
P	0,0	0,0	10,6	44,35
44
Продолжение табл. II. 1
Элементы и хими- ческие соединения ♦	ЛН298		298	
	ккал	кДж	Кал	Дж
р2ов	360,0	1506,24	37,5	156,90
S	0,0	0,0	7,6	31,80
SO"	70,95	296,85	59,25	247,79
so3	94,95	397,27	61,20	256,06
Si	0,0	0,0	4,5	18,82
SiO2	209,3	875,71	12,2	51,04
Та	0,0	0,0	9,9	41,42
Ta2O5	489,0	2045,97	10,1	42,26
Ti	0,0	0,0	7,3	30,54
TiO	123,9	518,40	8,3	34,73
тюй	225,5	943,49	12,0	50,21
V	0,0	0,0	7,0	29,29
VO	102,0	426,73	9,3	38,91
V2O3	294,0	1230,10	23,5	98,32
w	0,0	0,0	8,0	33,47
wos	134,5	562,75	15,0	62,76
wo/	200,0	836,80	19,9	83,26
Zr	0,0	0,0	9,3	38,91
ZrO2	258,2	1080,31	12,03	50,33
мический потенциал, изобарно-изотермический потенциал, внутренняя
энергия, энтальпия и энтропия. Термодинамическими потенциалами
называются такие функции, убыль которых в обратимом процессе,
протекающем при постоянстве определенной пары термодинамических
параметров, равна полезной работе Л°.
Из обобщенного уравнения первого (П-2) и второго (11.39) зако-
нов термодинамики TdS==dU-\-pdV-\-dAQ при постоянных энтропии
и объеме получается dA°——dUs.v или в интегральном виде
A»=-(UZ - П1)5.к=-Д^,к.	(11.47)
При этом следует иметь в виду, что изменение внутренней
энергии при постоянных температуре и объеме равно тепловому
эффекту реакции.
При постоянных энтропии и давлении
tMe=— (dt/+pdV)s,p==~d (U+pV)s,p=- dHs,^
или
Д®=- (#2-	MiS'P.	(П.48)
Причем изменение энтальпии равно тепловому эффекту химиче-
ской реакции при постоянных температуре и давлении.
При Т, V=const dA°=—(dU — TdS)r,v=—d(U — TS)=—dF-f.v
функцию U — TS—F называют изохорно-изотермическим или изо-
хорным потенциалом
Л°=— (Fjj _ FjT	v.	(11.49)
45
При Т, р = const dЛ° = — (dU + pdV — TdS)Ttp = —d(U + pV —
— TS)T'P=—dGr.p функцию U-^pV ~~TS~G называют изобарно-
изотермическим (или изобарным) потенциалом
Л°=- (G2 — GJr. р=— Дбг, Р.	(П .50)
Термодинамические потенциалы могут применяться в качестве
условий равновесия, когда полезная работа процесса равна нулю,
и могут быть мерой процесса (его интенсивности), если работа не
равна нулю. Работа, которая может быть произведена системой,
является наибольшей и называется максимальной работой Лтах =
=—ДР.
Полный дифференциал функции F
dF=dU — TdS — SdT.	(11.51)
Принимая во внимание, что
dU — TdS=— pdV,	(11.52)
получаем для обратимы* процессов, в которых производится только
работа расширения (SA—pdV), полный дифференциал функции F
при переменных V и Т
dF=— SdT — pdV.	(11.53)
Частные производные этой функции
всегда отрицательны. Это значит, что изохорный потенциал убы-
вает при .увеличении объема и возрастания температуры.
Полный дифференциал функции G при переменных р и Т
dG=dU — TdS — SdT-FpdV-FVdp. Но так как
dU — TdS-\-pdV---0,	(11.55)
то для обратимых процессов
dG=— SdT+Vdp.	(11.56)
Частные производные функции
(-~j)	(-f) =-S	(11.57)
\ др/Т	\ иТ]р
показывают, что изобарный потенциал возрастает с увеличением
давления и уменьшается с повышением температуры.
Уравнение максимальной работы. Свойства функций состояния F
и G позволяют установить связь между максимальной работой
и теплотой того же процесса. Заменив в уравнении A.F—&U— T&S
энтропию равной ей величиной из уравнения (11.54), получим
ЛЛ-ДиЧ-Т [5 (AF)/^,.	(11.58)
Но таи как &U=QV и Лтах»=—AF, то полученное уравнение может
быть преобразовано и представлено в виде
А^- Qv+T (дА^/дТ^.	(11.59)
46
Для процессов, протекающих при постоянном давлении, подобные
соотношения получаются в виде:
A G=ЬН + Т [д (М)/дЦ,	(11.60)
и
^так=““~ Qp+? (дА™ах/дТ)р.	(11.61)
Уравнения (11.58) — (IL61) называются уравнениями Гиббса —
Гельмгольца.
Направление протекания процессов и термодинамические условия
равновесия. Согласно второму закону термодинамики самопроиз-
вольно в системе могут протекать процессы с увеличением энтропии.
Поэтому состояние устойчивого равновесия системы, к которому
она стремится в процессе превращения, характеризуется максималь-
ной величиной энтропии. При этом
dS=0.	(11.62)
Так кац самопроизвольно процессы протекают в сторону умень-
шения термодинамических потенциалов, то условиям равновесия
можно придать и другие формулировки. Так, при постоянных тем-
пературе и объеме общим условием протекания и равновесия про-
цессов будет
dF<0,	(11.63)
где знак равенства относится к равновесию, а знак неравенства
к протеканию процессов.
При постоянной температуре и давлении соответственно
rfG<0.	(И .64)
В системах, находящихся при постоянных температуре и объе-
ме, самопроизвольно могут протекать только процессы, сопровожда-
ющиеся уменьшением F, направляясь к равновесию, которое насту-
пает в данных условиях при минимальном значении функции Ft
т. е. при условии dF=0 и d2F > 0.
В системах же, находящихся при постоянных температуре и
давлении, самопроизвольно могут протекать только процессы, кото-
рые сопровождаются уменьшением величины G, стремясь к равно-
весию, которое в данных условиях наступает при минимальном
вначении функции G, т. е. при условии dG=0 и d'G > 0.
Химический потенциал. Наряду с гомогенными, однофазными
системами в практике часто приходится иметь дело с системами
гетерогенными, состоящими из нескольких фаз в различных агре-
гатных состояниях, разграниченных поверхностями раздела. Причем
под термином «фаза» подразумевается совокупность гомогенных
однородных частей системы, одинаковых по всем физическим свой-
ствам и по химическому составу. Простейшим примером гетероген-
ной системы может служить трехфазная система лед+жидкая во-
да+пар при 0°С.
Фазы могут быть простыми, состоящими из одного вещества,
а также сложными, состоящими из нескольких веществ. В сложных
47

Fi=('
Pi=(
многофазных системах наряду с изменением объема, давления и темпе-
ратуры возможны также изменения состава фаз вследствие взаимо-
действия между ними. В таком случае для характеристики условий
равновесия удобно пользоваться представлением о химическом потен-
циале р, введенном в термодинамику Гиббсом.
Математически химические потенциалы представляют собой
частные производные характеристических функций по числу молей
данного компонента системы при постоянных значениях независи-
мых параметре? и количества всех остальных компонентов:
дУ\
dnJV, S, п£, пв
(дН\
—
\ orjj/p, S. n2t n3
f	(И .65)
dnjv, Т, пя,п, “ ' *
Т, nt, ns
Химический потенциал равен приращению изобарного потенциала
системы, обусловленному переходом в раствор одного моля данного
компонента при сохранении постоянства числа молей всех других
компонентов, температуры и давления.
Связь величины химического потенциала с основными термоди-
намическими параметрами вытекает из уравнения
6= Я —7S=t7--7S+pV,
откуда dG=dU — TdS — SdT-\pdV-\-Vdp, а так как dU + pdV —-
— TdS=0, то dG~Vdp— SdT, и при T^const dG=Vdp.
В случае идеального газа V^RTjp и
Применительно к одному молю идеального газа уравнение можно
записать в виде
(11.66)
где р, — химический потенциал данного компонента при его парци-
альном давлении, равном единице.
Для реальных газов, существенно отличающихся от идеальных,
уравнение (П.66) становится неточным и требует поправок, учиты-
вающих отклонение их свойств от газов идеальных. В настоящее
время это осуществляется применением новой величины, названной
летучестью f.
Под летучестью подразумеваются такие характеризующие веще-
ство величины, которые будучи подставлены вместо давления
48
в уравнения, выведенные для идеальных газов, делают его приме-
нимым для реальных газов без изменения внешней формы.
В таком случае химический потенциал выразится уравнением
(п.67)
Наиболее просто, в широком диапазоне отклонений от свойств
идеального газа, летучесть может быть определена из отношения
/i~Pi iРтдг
где pt — действительное давление газа в данных условиях; р1я{[ —
давление, которым обладал бы идеальный газ при данных Т и Г,
P^=RT/V.
§ 7.	РАСТВОРЫ
Растворами называются такие системы, в которых одно вещество
равномерно распределено в среде другого или других веществ.
В общем случае этот термин относится к любому агрегатному со-
стоянию системы. Сюда входят и газовые смеси, и жидкие растворы,
и твердые растворы, иногда называемые смешанными кристаллами.
В общем случае растворение представляет собой весьма сложный
процесс распределения молекул или ионов одного вещества среди
молекул или ионов другого вещества, сопровождающийся различным
взаимодействием химического и физического характера между ними.
Некоторые исследователи рассматривали растворение как хими-
ческий процесс, сопровождающийся образованием соединений с вы-
делением или поглощением теплоты. Другие исследователи представ-
ляли растворение как результат молекулярного взаимодействия, по
природе связей между частицами близкого к взаимодействию физи-
ческих систем. Количественная теория, основанная на представлении
о растворенном веществе как о газе, распределенном в инертном
растворителе, оказалась справедливой лишь для разбавленных рас-
творов. В общем случае в широком диапазоне концентраций рас-
творы представляют собой физико-химические системы.
Важнейшей характеристикой раствора является его состав, кото-
рый определяет раствор как в качественном (из чего состоит рас-
твор), так и в количественном отношении. Существует несколько
способов выражения состава растворов. Наиболее распространенным
является выражение концентраций через мольные доли компонентов,
составляющих раствор. Мольная доля каждого компонента равна
отношению числа молей данного компонента nt к сумме чисел молей
всех компонентов раствора:
—)-
Сумма мольных долей компонентов равна единице. Мольные доли,
умноженные на сто, выражают мольные проценты. Реже употребля-
ются другие формы выражения концентраций: молярность — число
молей растворенного вещества в литре раствора н моляльность —
число молей растворенного вещества в 1000 г растворителя.
4 Заказ № 269
49
Связь между термодинамическими параметрами для разбавленных
растворов выводится с помощью уравнения состояния идеального
газа для растворенного вещества. Как показали опыты с растворами
неэлектролитов, поведение растворенного вещества описывается урав-
нением Вант-Гоффа:
р=(п/К)ВД p^cRT,	(11.68)
где с—молярная концентрация.
Давление р, характеризующее поведение растворенного вещества
в растворе, называется осмотическим давлением.
Закон Рауля. Закономерность изменения давления пара компо-
нента над раствором в зависимости от концентрации его- в растворе
играет в термодинамике растворов весьма важную роль. Через дав-
ление пара, а в общем случае через летучесть, наиболее просто
выражается химический потенциал компонента в растворе.
При равновесии раствора с его насыщенным паром химические
потенциалы каждого компонента в обеих фазах одинаковы (в рас-
творе и в насыщенных парах). Это выражается уравнением =
Здесь нижний индекс относится к компоненту, а верхний — к фазе.
Для идеального раствора (и очень разбавленных растворов) хими-
ческий потенциал компонента: в растворе = RT\nNt, нахо-
дящегося в газовой фазе	+^TInpz. Приравнивая значения
р,’ и (.с, находим
И;ЧЯ71п^=<4-/?7Чпрг
или
Рассматривая равновесие при постоянной температуре, получен-
ное равенство можно представить в виде In pJNi~kr или pjNf^k.
Если компонент участвует в образовании разбавленного раствора
(A'z-s-0), то уравнение pi~kNi соответствует закону Генри, с по-
мощью которого описывается равновесие газообразного вещества,
распределяющегося между жидкой и газовой фазами.
Применяя уравнение pjN^k к случаю, когда 1, что соот-
ветствует равновесию чистого жидкого компонента и его насыщен-
ного пара, находим рг°=Л, где k — постоянная, равная давлению
насыщенного пара над чистым жидким компонентом. Тогда
Pi^P^n	(П.69)
что соответствует первой формулировке закона Рауля, которая
гласит так: парциальное давление пара данного компонента над рас-
твором равно давлению насыщенного пара чистого компонента при
той же температуре, умноженному на мольную долю этого компо-
нента в растворе.
Для растворителя закон Рауля можно записать в виде уравнения
50
Путем преобразований: Pi/p]—^7^ 1 — (Pi/Pi)=l— ^i* ^i+^s=h
(Pi — Pi)/P|=^2 находим • >•
APi/p;=^a,	(11.70)
где р\ — давление насыщенного пара чистого растворителя; Арг —
понижение давления пара, связанное с переходом от чистого рас-
творителя к раствору; Apt/p°— относительное понижение пара над
раствором.
Отсюда вторая формулировка закона Рауля: относительное по-
нижение давления пара над раствором равно мольной доле раство-
ренного вещества в растворе. Закон Рауля в такой записи справед-
лив для разбавленных растворов. В общем случае концентрации
заменяются активностями, о чем сказано далее.
Давление насыщенного пара в простейших системах. Рассмотрим
систему сплавов двух компонентов А и В. Допустим, что компо-
ненты близки по составу, величине и строению частиц, а слецова-
теяыю, и по свойствам. Компоненты не образуют между собой со-
единений. Теплота испарения компонентов в чистом виде и из рас-
твора одинакова. Тогда парциальное давление насыщенного пара
каждого компонента над раствором при постоянной температуре
должно быть пропорционально мольной доле его в растворе, т. е
Ра~^а^а и Ре^^в^е-
Коэффициенты пропорциональности kA и kB определяются при МА=
1 и NB— 1. При этом они равны давлениям насыщенного пара
соответствующих компонентов в чистом состоянии рА и рв. Тогда
Рa=*NaPa> Рв~^вРв-
Общее давление пара выразится величиной р=Алр^-}-А?вр^, а так
как A^-j-A'^l; А'^=1 — NB, то
p°=pA+NB(p°B-p‘A).
Все эти соотношения являются линейными относительно
Поэтому на диаграмме, выражающей зависимость общего и парци-
альных давлений пара от состава (рис. П.З), им соответствуют пря-
мые линии.
В подобных системах образование смесей не сопровождается
сколько-нибудь значительным тепловым эффектом. Следовательно,
и теплоты испарения компонентов из раствора равны теплотам
испарения чистых компонентов.
Простейшие растворы иначе называют идеальными растворами,
так как роль их в теории растворов во многом аналогична роли
идеальных газов в учении о газовом состоянии.
Давление насыщенного пара реальных растворов. Закон Рауля,
отражающий свойства идеальных систем, не выполняется для реаль-
ных растворов. Парциальные давления (или летучести) этих раство-
ров бывают больше илй меньше давления (или летучести) паров
4*	5Ь
идеальных растворов. Отклонения от закона Рауля в первом случае
называются положительными, во втором — отрицательными.
Экспериментальные данные показывают, что знак отклонений
как парциальных давлений обоих компонентов, так и общего давлс-
Рис. П.3
ния обычно одинаков, причем боль-
шей частью он сохраняется для всех
составов данной системы.
Растворы, обладающие положи-
тельным отклонением давления пара
(рис. II.5), образуются из чистых
компонентов большей частью с по-
глощением теплоты. Эти два свойства
связаны между собой, так как погло-
щение теплоты при образовании рас-
твора уменьшает количество теплоты
на испарение и в силу этого увели-
чивает давление пара.,
Растворы с отрицательным откло-
нением давления пара (рис. II.4)
образуются из чистых компонентов
с выделением теплоты.
Вследствие этого теплота испарения компонентов из раствора
становится больше теплоты испарения чистого компонента. Поэтому
давление насыщенного пара оказывается меньшим, чем следует по
закону Рауля.
Активность и коэффициент активности. Для описания термодина-
мических свойств реальных растворов применяется величина актив-
ности
(П.71)
Это расчетная термодинамическая функция, которая в суммар-
ной форме отражает степень связанности молекул компонентов
в растворе. При образовании данным компонентом в растворе каких-
52
либо соединений активность его уменьшается и, наоборот, актив-
ность возрастает при уменьшении степени ассоциации. Активность
указывает на характер отклонения свойств компонента от его свойств
в идеальном растворе при той же мольной концентрации. Она за-
висит от вида и концентрации других компонентов раствора, а также
от температуры и давления, но является безразмерной величиной
и не зависит от способа выражения концентраций.
Активность (термодинамическая активность) данного компонента
представляет собой такую величину, которая связана с другими
термодинамическими величинами так же, как в идеальных раство-
рах с ними связана концентрация (мольная доля) этого компонента.
Вместо активности часто пользуются величиной коэффициента
активности у, который равен отношению активности к концентрации
Коэффициент активности характеризует степень. отклоне-
ния свойств компонента в данном растворе от его свойств в соот-
ветствующем простейшем (идеальном) растворе. Численное значение
коэффициента активности зависит от способа выражений концентра-
ций раствора.
§ 8.	ОБРАТИМОСТЬ И РАВНОВЕСИЕ ХИМИЧЕСКИХ РЕАКЦИЙ
В основе химической статики лежит идея обратимости химических
реакций. Сущность ее заключается в том, что если два или несколько
веществ реагируют с образованием продуктов реакции, то и продукты
реакции в тех же условиях могут взаимодействовать с образованием
исходных веществ.
В системе одновременно будут протекать взаимно противополож-
ные реакции с присущими им скоростями. Изменение состава системы
возможно до тех пор, пока скорость одной реакции больше проти-
воположной ей. При равенстве скоростей противоположных реакций
в единицу времени образуется столько продуктов реакции, сколько
их расходуется в результате обратной реакции и средний состав
системы остается неизменным. Такое состояние называется состоя-
нием равновесия.
Химическое равновесие в гомогенной среде (в газах и растворах).
В производственной практике чаще всего приходится иметь дело
с процессами, протекающими при постоянном давлении. В этом слу-
чае условия равновесия при постоянных температуре и давлении
характеризуются минимумом изобарного потенциала G.
Для каждого однородного тела величина G зависит от давления
и температуры и пропорциональна массе тела. В смесях или в хи-
мических системах она зависит также от состава, т. е. от числа
молей («j, п2, .,.) каждого вещества, составляющего систему. Пол-
ный дифференциал функции G имеет вид:
-• <пга)
53
причем дифференцирование производится по каждой переменной при
постоянстве всех остальных. При постоянстве р и Т равновесие
достигается, когда
^/=0.	(П.73}
Так как
то уравнение (11.73) принимает вид:
|	\	(11.74)
где pz — химические потенциалы, компонентов.
Это и есть условие равновесия системы при постоянстве давле-
ния"и температуры. Рассмотрим применение этого уравнения для
выяснения условий равновесия обратимой газовой химической ре-
акции:
... =v;L-i-v’M+ ... ,
где vz — стехиометрические коэффициенты химического уравнения.
В данном случае превращения веществ связаны стехиометриче-
скими соотношениями, поэтому	Это дает основание для
химической реакции представить уравнение (11.74) в виде
VVj.pf=0.	(П.75)
Для идеальных газов, для которых |V=pk°+jRFlnpz, уравнение
равновесия можно записать
2*г(и;+ет1п^)=о	(п.76)
или
s Vf In Pi= - 2	(11.77)
Отсюда следует, что левая часть уравнения является функцией
температуры. Приняв эту функцию в виде 1п/Ср, уравнение (11.77)
можно представить в виде
1пП(р^)=- 2>.KW)=lntfp,	(П.78)
или
П(р?)-Р?Р>	(11.79)
Это уравнение называется законом действующих масс. Оно пока-
зывает, что равновесие химической реакции устанавливается тогда,
когда отношение произведения парциальных давлений продуктов
реакции к произведению парциальных давлений исходных веществ
в степенях, равных соответствующим стехиометрическим коэффициен-
там, становится равным величине /\р.
Величина /<р называется константой равновесия.
54
Для реальных газов выводится уравнение действующих масс,
которое имеет вид:
I Q Q<IL80)
Следует, однако, сказать, что при малых и умеренных давлениях
величина летучести мало отличается от парциального давления ре-
альных газов. В таких условиях без большой погрешности можно
пользоваться величинами парциальных давлений вместо летучестей.
В применении к конкретной химической реакции горения водорода
2Н24-О2==2Н2О константа равновесия имеет вид ^Р~Риго/Ри.Ро^
В случае реакций, протекающих с изменением числа молекул,
следует различать константы равновесия, выраженные разными спо-
собами (через pz, Ci и т. д.), так как числовые значения их неоди-
наковы.
Константы равновесия могут быть выражены через парциальные
давления Кр=П(р//)> объемные концентрации ХГ=П ( с^)* мольные
доли
I
Связь между ними можно установить, используя уравнение для
идеальных газовых смесей: pt~ctRT и	В результате полу-
чается соотношение

где Sv равно алгебраической сумме стехиометрических коэффици-
енгсв газообразных участников реакции.
В дальнейшем в числителе констант равновесия будем писать
величины, относящиеся к продуктам реакции (правая часть хими-
ческого уравнения), а в знаменателе — к исходным веществам.
В таком случае следует пользоваться термодинамической системой
знаков тепловых эффектов, т. е. для экзотермических реакций
минус (—), для эндотермических плюс (-(-). Исключение могут со-
ставлять некоторые эмпирические формулы, которые приводятся
в том виде, как они рекомендованы их авторами.
Равновесие в гетерогенных системах. Гетерогенными называются
системы, состоящие из нескольких различных фазЛ При химическом
взаимодействии между веществами, находящимися в различных
фазах, реакция стремится к равновесию, которое и называется гете-
рогенным химическим равновесием. Примерами подобных реакций
мргут быть: реакции восстановления закипи железа окисью углерода
a) FeO+C6==Fe4-CO2; реакция диссоциации карбоната кальция
б) СаСО3^СаО+СО2.
По закону действующих масс равновесие этих реакций можно
представить в виде:
Ка=
fcoB
cFeO /СО ’	6
^СаО fcoB
сСаСОа ’
55
где f{ — летучесть газовых компонентов; — активность конденси-
рованных веществ.
В ряде случаев подобные уравнения можно упростить на том
основании, что при невысоких давлениях газовых компонентов лету-
чести их практически совпадают с парциальными давлениями fr=pi3
а состояние конденсированных веществ при постоянстве их состава
и свойств можно выбрать в качестве стандартного с активностями,
равными единице (ц~1).
В соответствии с этим для реакции восстановления закиси железа
константа равновесия /Са=рсог/рсо, для диссоциации карбоната каль-
ция Кб=Рсог.
Равновесие реакции восстановления закиси железа окисью угле-
рода устанавливается при определенном соотношении парциальных
давлений двуокиси и окиси углерода. Реакция восстановления идет
без изменения объема, а поэтому равновесие не зависит от общего
давления.
Для равновесия реакции диссоциации карбоната кальция требу-
ется определенное парциальное давление двуокиси углерода (для
данной температуры). При этом давлении в системе как устойчивые
вещества одновременно могут существовать известь и карбонат каль-
ция. Равновесное парциальное давление двуокиси углерода называ-
ется упругостью диссоциации карбоната. При давлениях двуокиси
углерода, больших упругости диссоциации, существовать известь не
может. Она будет взаимодействовать с двуокисью углерода, образуя
карбонат. При давлении двуокиси углерода, меньших упругости
диссоциации, не соблюдаются условия существования карбопата
кальция. Карбонат будет диссоциировать, превращаясь в известь.
Так же обстоит дело при диссоциации окислов с выделением
кислорода, с той разницей, что величина упругости диссоциации
выражается равновесным парциальным давлением кислорода.
Изобарный потенциал химической реакции. Изобарный потенциал
системы, в которой протекает химическая реакция, переходя из не-
которого начального состояния в конечное, изменяется. В случае
обратимых реакций конечным состоянием, к которому стремится
система, является равновесие, соответствующее минимуму изобарного
потенциала. Это состояние обусловлено природой явления и внеш-
ними условиями. Начальное состояние может быть выбрано произ-
вольно.
Изменение изобарного потенциала зависит от того, в какой мере
начальное состояние системы отличается от равновесного. Изменение
изобарного потенциала можно выяснить, опираясь на уравнения
(11.66) и (11.76), (11.78), откуда вытекает
2 v{ In pit	(11.81)
где Pi — неравновесные парциальные давления веществ.
Но
V Vt-p ,=—RT In 7Ср,
поэтому
ДG=-RT In Кр+ RT X VJn Pi,	(И .82)
56
Величина AG называется изобарным потенциалом реакции,
а уравнение (11.82) — изотермой химической реакции.
Если в исходном неравновесном состоянии парциальные давления
всех участников реакции равны единице (р,—1), то
AG°=—ЯТ1п/Ср.	(11.83)
Величина AG° называется стандартным изобарным потенциалом
и служит мерой химического сродства элементов.
Зависимость константы равновесия от температуры. Из уравнений
Гиббса — Гельмгольца (11.60) kG—&H^-T(d&G/dT)p и изотермы ре-
акции (11.82) AG=—RT In легко выводится зависимость константы
равновесия от температуры. Дифференцирование уравнения изотермы
дает:
(dAG/dT)p=-R In КР - RT (д In KJdT\r	(11.84)
Подставляя эту величину, а также величину AG из уравнения изо-
термы в уравнение Гиббса — Гельмгольца, получим изобару Вант-
Гоффа в дифференциальной форме:
(д \nRp/dT)p=&H/(RT*).	(11.85)
Для процессов, протекающих при постоянном объеме, соответст-
венно выводится уравнение
(д In R/dT)v=AU/(RT*).	(Il .86)
Эти уравнения показывают, что характер изменения константы
равновесия однозначно определяется знаком теплового эффекта.
В том случае, когда знак теплового эффекта положительный, про-
изводная логарифма константы равновесия цо температуре больше
нуля, а следовательно, функция In К возрастает с повышением тем-
пературы. При отрицательном тепловом эффекте величина логарифма
константы равновесия с повышением температуры убывает.
§ 9.	ВЫЧИСЛЕНИЕ КОНСТАНТ РАВНОВЕСИЯ
ХИМИЧЕСКИХ РЕАКЦИЙ
Связь константы равновесия с термодинамическими величинами
дает возможность вычислить ее по термодинамическим данным. Один
из расчетных методов основывается на уравнении
dlnKp/d7=A/7/(№).
Интегрирование этого уравнения дает
ln/<fl=j’(A///RrJd7’-|-J.	(11.87)
Как видно из этого уравнения, вычисление величины логарифма
константы равновесия сводится к решению двух задач: решению
интеграла J (&H/RT*)dT и определению константы интегрирования J.
Решение этого простого интеграла несколько усложняется тем,
т
что величина	-А//От J &cpdT зависит от температуры. Однако
о
57
(11.88)
задача решается, если известны теплоемкости веществ, как функция
температуры.
Зависимость теплоемкости от температуры обычно задается сте-
пенным рядом Дср=Да+ДрТ-}-ДуТ2+ ---. В таком случае уравне-
ние (11.87) в результате математических операций принимает вид:
1пКр=1|(А//„+Да7+^+^+
откуда
1П/Г	. Да In 7 дрт Дут» £
р RT R 2R ' ()R *R ’
Что касается константы интегрирования J, то первый и второй
законы термодинамики не дают никаких предпосылок для ее опре-
деления. Для тех реакций, для которых возможно определение
константы равновесия опытным путем, она может быть вычислена
по экспериментальным данным. При отсутствии опытных данных
константа интегрирования может быть вычислена на основании
теоретических положений.
Теоретические основы для вычисления константы интегрирования
дает третий закон термодинамики. Из третьего закона тер-
модинамики вытекает:
1. Константа интегрирования в уравнении константы равновесия
химической реакции равна алгебраической сумме истинно химических
постоянных газовых участников реакции.
2. Химические постоянные конденсированных веществ равны нулю.
Расчеты по величинам термодинамических потенциалов. Для ра-
счета константы равновесия можно использовать уравнения:
1пКр=—AG/(/?7) и 1пКс=—&F/(RT).
Величина изобарного потенциала при некоторой температуре Т
может быть вычислена по уравнению AG—&H— 7AS, где Дб — из-
менение потенциала системы (С2— G), Л/7— алгебраическая сумма
энтальпий продуктов реакции и исходных веществ, AS — алгебраи-
ческая сумма энтропий.
В таблицах обычно приводится энтальпия и энтропия веществ
для стандартного состояния. При расчете изобарного потенциала
для других температур следует учитывать зависимость ЛЯ и AS от
температуры. Эта зависимость выражается уравнениями:
г
д#;=д//;98+ J Дс/7	(П.89)
258
И
т
as;=as;98+ С ^-dT.	<и.9О)
298
В таком случае
т	т
 де;=дя;м - tas;96+ J &с„ат - г J ‘яат
298	298
58
и
1пКр=-ДС/(^7).	(П.91)
При пользовании уравнением (11.91) следует учитывать зависи-
мость теплоемкостей от температуры. При этом получаются громозд-
кие формулы, которые к тому же не всегда обеспечивают высокую
точность расчета вследствие погрешностей в величинах теплоемко-
стей. Поэтому существуют упрощенные методы расчета.
Если принять ДСр—Да—const, то уравнение (П.91) легко приво-
дится к виду:
Дб;=ДЯ;98-7-Д5;96-ДаТ(1п^+^ - 1),	(П.92)
которое обычно записывают так:
ag;=дн;98 - гдз;98 - Дат?(п	(п.93)
где
, Т , 298	.
<р(Т)=1п-—И-----1
v 298 Т
находится из специальных таблиц.
При дальнейшем упрощении допускается, что ср=С, тогда
дс;=дн;98 — гд5;98.	(п.94)
Для расчетов по уравнению (11.94) достаточно знать стандартные
величины энтальпии и энтропии исходных веществ и продуктов
реакции.
Примеры вычисления констант равновесия. Рассмотрим на при-
мере реакции горения водорода
2Н2+О2=2Н2О— 115600 кал (489 680 Дж)
применение различных формул для вычисления константы ее равно-
весия. Одной из формул, пригодной для этой цели, является
ln^=J(AW/№)rf7'-<-J.
Для выражения зависимости теплового эффекта от температуры
воспользуемся теплоемкостями компонентов в следующем виде:
с₽н о=8,81 — 19-10^74-2,22-10-вГ;
Ср =6,5+9-10-4Т; ср =6,5+Ю-10-47|
О2
откуда
Да=2анго — 2ан, — ао*—2-8,81 — 2-6,5 — 6,5=1,88;
др=(—2-19 - 2,9 — 10) 10-4=—6,6-10-?;
Ду=2  2,22 • Ю-6=4,44-10-в.
59
298
Из уравнения AH°9g=A7Zo4- [ AcpdT определяется тепловой эф-
о
фект реакции при 7'=0.
298
ДЯ°=ДЩ98 - f Дс/Т= дн;98 - 1лат+^- тА=
о	\	z й /
= -115 6004-1,88 • 2984-— 10 3 - 2983-M4'1C±L х
2	3
X 2983=114 790 кал (480280 Дж)
Таким же образом составляется уравнение для вычисления тепло-
вого эффекта при любой температуре
т
Л11т=ЛН^\-§Лсрс1Т=^—П4 790 — 1.887'— 3,3- 103Г41,48- Ю"6?'3.
о
С учетом этой зависимости выражение для константы равновесия
приобретает вид
1пКр=- I —2^7”=—1 (114790— 1,88т —3.3Ю~37'24-
А? J Т2	К ,]
1 4g iQ-ej’Sj dT = Н4 790 _ 1,88 In 7 _ 3,3-lQ-37
"Г > ’	' 72	/?7	R	R +
. 0,74-10-672 J
R ГН‘
Принимая по опытным данным 7=7,92 и переходя к десятичным
логарифмам, получаем уравнение для вычисления константы равно-
весия
1g /<р=^221 _ о,95 lg Т — 7,2 • 10-4Т4-1,62 • 10-’Т2 — 1.73. (II .95)
Наряду с этим многочленным уравнением имеется несколько весьма
простых эмпирических уравнений. В частности, Дж. Чипманом
и А. М. Самариным предложено уравнение
1g/Cp=4-(26320/71) — 6,1,	(11.96)
которое дает хорошие результаты.
При наличии сведений об энтропии веществ для расчета констант
равновесия можно воспользоваться уравнением
In Кр=—AG/(7?7)=—[(АН — 7AS)/(tfT)].
В принципе здесь также требуется учитывать зависимость эталь-
пии и энтропии от температуры. Однако в ряде случаев можно
ограничиться применением стандартных величин. Для реакции горе-
ния водорода воспользуемся следующими данными: A/7g98 =
60
= — 115 600 кал (483 680 Дж); S^o = 45,13 кал/моль-град; ==
=31,25 кал/моль-град; 8^=49,02 кал/моль-град, откуда
AS;98=2-45,13 — 2-31,25 — 49,02=—21,20.
В таком случае
.	^298 —TAS298	—115600 —Т(—21,20)	115600	21,20
IП А ..  --------------------— —-----~---— ------'  ------,
1пКр=-	RT		RT	RT	R *
или		115600 4.575Т	21,20_25200 4,575 Т	-4,65.	(11.97)
В табл. П.2 приводятся величины логарифмов констант, полу-
ченных экспериментально и расчетом по формулам.
Таблица II.2
Константы равновесия реакции горения водорода
7. К	Значения 1g К			
	по уравнению (И.95)	по уравнению (П.96)	по уравнению (11,97)	ПО ОПЫТ’ ным дан- ным
1000	20,10	20,22	20,55	20,11
1500	11,52	11,44	12,15	11,52
2000	7,04	7,06	7,95	7,05
2500	4,41	4,42	5,43	4,41
3000	2,63	2,67	3,75	2,65
Как видно из таблицы, наблюдается незначительное расхождение
величин, полученных расчетным и опытным путем.
§ 10. ДИССОЦИАЦИЯ окислов
Реакции восстановления и окисления металлов имеют особо важ-
ное значение в металлургии и технологии сварки. Поэтому свойства
окислов с давних пор привлекают внимание металлургов и свар-
щиков. В отношении поведения окислов в металлургических и сва-
рочных процессах решающее значение имеет сродство элементов
к кислороду. О сродстве элемента к кислороду можно судить по'
количеству работы, которую надо затратить на разрушение окисла
этого элемента.
Большинство металлов при взаимодействии с кислородом в тех
или иных условиях образуют окислы. Реакции окисления металлов
обратимые и поэтому неотъемлемым свойством окислов является их
способность диссоциировать. Примером может служить реакция типа
2МеО=2Ме+О3+АН.	(11.98)-
61
Равновесие этой реакции в общем виде определяется константой
равновесия
(11.99)
4еО
где аме и ОмеО — активности металла и окисла.
При диссоциации чистых окислов в интервале температур, при
которых окисел и металл остаются в конденсированном состоянии,
в чистом виде или в состоянии взаимного насыщения, это состояние
можно принять как стандартное и тогда Ям©—амео=1, а уравнение
(П.99) принимает вид
Kp=Po=f(T).	(11.100)
В таких условиях константа равновесия равна парциальному
давлению кислорода. Парциальное давление кислорода, при котором
устанавливается равновесие реакции (11.98), называется упругостью
диссоциации. Поскольку упругость диссоциации совпадает с кон-
стантой равновесия, то для вычисления ее пригодны термодинами-
ческие методы, которые применяются для вычисления констант.
Об изменении упругости диссоциации в зависимости от темпера-
туры можно сделать вывод из уравнения
din PoJdT=&H/(RT*).	(II.101)
Подавляющее большинство окислов диссоциирует с положитель-
ным (термодинамический знак) тепловым эффектом, поэтому можно
принять за общее правило, что упругость диссоциации окислов ме-
таллов с повышением температуры возрастает.
Уравнение (11.101) может быть использовано также для вычисле-
ния упругости диссоциации
in₽o =f MLdT+J.
2 J RT2
Точность вычисления зависит от точности данных о зависимости
теплового эффекта.
В настоящее время расчеты чаще производятся на базе уравнения
1П Ро,=-(ДН - T&S)/(RT).	(11.102)
При расчетах следует учитывать зависимость АН и AS от тем-
пературы и те изменения их величин, которые вносят в них алло-
тропические превращения. Это возможно, если имеются сведения
о теплоемкостях всех модификаций и теплоте аллотропических пре-
вращений. Однако недостаточная полнота и точность данных о тепло-
емкостях не всегда гарантирует точность расчета. Что касается
тепловых эффектов аллотропических превращений, то они обычно
очень малы по сравнению с тепловым эффектом диссоциации окис-
лов и, следовательно, мало изменяют величины АН и AS. Поэтому
часто в интервале температур твердого и жидкого состояния окислов
и металлов расчеты изменения изобарного потенциала (максимальной
62
работы) и упругости диссоциации производят по стандартным вели-
чинам д#;98 и дз;98:
lgPo,=
—AG
4,5757
Д^298 t
4,5757 +4,575
(П.1ОЗ)
Прочность окислов термодинамически оценивается химическим
сродством, т. е. величиной максимальной работы реакции AG—
— T&S. Чем прочнее окисел, тем большая работа нужна для
его разложения.
Результаты расчета убыли изобарного потенциала или различных
окислов, представляющих интерес для металлургии и сварки раз-
личных металлов и сплавов, вы-
полненные по значениям тер-
модинамических величин (табл.
II.1) для температур 1500—
2000 К, приведены на рис. II -6.
Приведенные данные характери-
зуют степень сродства различ-
ных элементов к кислороду и
дают основание для сравнения
прочности различных окислов.
Для этой же цели может
быть использована связь изо-
барного потенциала с констан-
той равновесия
AG = — RT 1п7<р.
При диссоциации окислов в
условиях, когда окисел и ме-
талл находятся в конденсиро-
ванном состоянии в чистом ви-
де (или при взаимном насыще-
нии), константа равновесия для
всех окислов выражается одной
величиной парциального давле-
Рис. П.6
Йия кислорода
А6 -^7'1пРо2, откуда lnPos=—&G/(RT).
Следовательно, при одной и той же температуре упругость дис-
социации окислов различается в такой мере, в какой различается
величина AG и может служить мерой для сравнения прочности
различных окислов. При этом прочность окисла тем больше, чем
больше AG и меньше упругость диссоциации.
Результаты расчета В. И. Дятлова и других авторов изменения
упругости диссоциации различных окислов в зависимости от темпе-
ратура приведены на рис. II.7. Эти расчеты, выполненные по при-
ближенным формулам, в частности без учета тепловых эффектов
аллотропических и фазовых превращений, не являются точными и
при весьма высоких температурах, имеющих место при некоторых
63
сварочных процессах, опытом не проверены. Однако для ряда
случаев сопоставление сродства различных элементов к кислороду
оказывается возможным и по этим упрощенным зависимостям.
Так как упругость диссоциации окислов, расположенных в верх-
ней части рисунка, при каждой из рассматриваемых температур
больше, чем расположенных ниже (масштаб по ординате [IgT’oJ,
их сродство к кислороду меньше. Поэтому при контакте металла Me7 с
большим сродством к ки-
слороду с окислом друго-
го металла Me", имеющем
меньшее сродство к ки-
слороду, возможна реак-
ция
Ме'+Ме"О=M'O-f-Me"
Температура, сС
определяется константой равновесия
На этой основе в ряде
металлургических и сва-
рочных процессов осуще-
ствляется раскисление,
причем элемент Me' по
отношению к элементу Me"
является раскислителем.
При диссоциации окис-
лов в растворе возможны
изменения концентраций
как окис лов, так и метал-
ла. В таком случае рав-
новесие реакции
2MeO=2Me-f-O2
(11.104)
В этом уравнении только величина /<р является постоянной, рав-
ной упругости диссоциации того же окисла в чистом виде
/Ср=Ро!=/:(П
Величины активности металла и его окисла могут изменяться
и влияют на величину упругости диссоциации. Зависимость упруго-
сти диссоциации от активностей металла и окисла вытекает из
уравнения (П.104)
Pqs	ЙМе )•	(П. 105)
Заменим величину Кр равной ей величиной POs (упругость диссо-
циации чистого окисла)
Po~Pla ( «мео/^ме).	(П.106)
=64
Если раствор насыщен окислом металла, то Амео=1, и уравне-
ние приобретает вид
Po,=Po,(l/a.U.	(11.107)
Из этого уравнения видно, что упругость диссоциации тем
больше, чем меньше активность (или концентрация элемента).
При аме = 1
Pot~Po2C^e0,	(П.108)
откуда вытекает, что с уменьшением активности окисла (или кон-
центрации) уменьшается упругость его диссоциации.
§ 11. КИНЕТИКА ХИМИЧЕСКИХ РЕАКЦИЙ
Химической кинетикой называется раздел физической
химии о скоростях химических реакций и зависимости их от раз-
личных факторов.
Скорость химической реакции характеризуется изменением кон-
центрации реагирующих веществ в единицу времени. Скорость реак-
ции можно выражать по изменению концентрации исходных ве-
ществ либо продуктов реакции. По мере протекания реакции кон-
центрация исходных реагентов уменьшается, а концентрация
продуктов реакции возрастает. При конечном изменении концен-
трации С2 — Сг за некоторый отрезок времени можно определить
среднюю скорость реакции
v=± (С2 - Сх//2 - /х)=± ДС/Д/.
Истинная скорость реакции в данный момент является пределом
этого отношения
&= ±lim &CI&t=±dCldt.	(П.109)
z—о
В зависимости от того, представляет ли С концентрацию исход-
ных веществ или продуктов реакции, производная dC/di может
быть величиной как отрицательной (уменьшение концентрации
исходных веществ), так и положительной (увеличение концентрации
продуктов реакции), тогда как скорость реакции величина всегда
положительная.
Зависимость скорости реакции от концентрации реагирующих
веществ. Непременным условием химического взаимодействия явля-
ется столкновение молекул, т. е. сближение их до такого расстоя-
ния, при котором происходит переход электронов и перегруппиров-
ка атомов.
Для выяснения некоторых вопросов кинетики рассмотрим реак-
цию, в которой все реагирующие вещества находятся в газообраз-
ном состоянии. Очевидно, для взаимодействия между двумя моле-
кулами необходимо их столкновение, т. е. сближение до такого
расстояния, при котором электроны и атомы одной молекулы под-
вергаются действию электрических полей, возбуждаемых частицами
другой молекулы. Таким образом создаются условия, необходимые
Б Заказ № 269	65
для перегруппировки и переходов атомов и электронов с образо-
ванием новых молекул. Сопоставление числа соударений частиц с
наблюдаемыми скоростями реакций показывает, что далеко не все
соударения частиц готовы к такому взаимодействию. Результатив-
ным оказывается только некоторая часть столкновений.
Возможность и вероятность химического взаимодействия зависит
также от силы столкновения и состояния сталкивающихся молекул.
В кинетике многих реакций большую роль играют малоустойчи-
вые образования в виде возбужденных молекул, ионов, свободных
радикалов и атомов, которые обладают повышенной реакционной
способностью и поэтому могут играть важную роль в ходе реак-
ции.
Можно, однако, допустить, что при постоянных внешних усло-
виях эффективной для взаимодействия оказывается некоторая по-
стоянная доля от совокупности всех видов столкновений. Поэтому,
чем больше столкновений, тем больше вероятность взаимодействия,
тем больше скорость реакции.
Число столкновений должно увеличиваться с повышением кон-
центраций, а вместе с тем должна увеличиваться и скорость реак-
ции.
Для наиболее простых по кинетике гомогенных реакций опыт
показывает, что при постоянной температуре скорость реакции
прямо пропорциональна произведению реагирующих веществ, при-
чем каждая из концентраций участвует в степени, в простейших
случаях, равной коэффициенту перед формулой данного вещества
в уравнении реакции. В математической форме в применении, на-
пример, к реакции 2N0-|-H2==N2O4-H2O, оно выражается в виде
о=кс^.сн,.
Это правило, называемое законом действия масс (так же,
как и закон, выражающий константу равновесия реакции), выра-
жает зависимость скорости реакции от концентрации реагирующих
веществ. Для газовых реакций это правило является строгим толь-
ко в пределах применимости законов идеальных газов. Оно приме-
нимо также и к реакциям в разбавленных растворах.
Коэффициент пропорциональности k для каждой реакции при
постоянной температуре является величиной постоянной и называ-
ется константой скорости реакции. Численно он равен
скорости реакции в условиях, когда концентрации каждого из реа-
гирующих веществ равны единице.
Кинетическая классификация химических реакций. Реакции можно
разделить по признаку молекулярности реакции, или по признаку
порядка реакции. Молекулярность реакции определяется числом
молекул, одновременным взаимодействием между которыми осуще-
ствляется акт химического превращения. По этому признаку можно
делить реакции на одномолекулярные, двухмолекулярные и трех-
молекулярные. О молекулярности можно судить по виду хими-
ческих уравнений.
66
О порядке реакции можно судить по виду уравнения, выражаю-
щего зависимость скорости реакции от концентрации реагирующих
веществ. Порядок реакции равен сумме показателей степеней кон-
центраций в уравнении, выражающем зависимость скорости реакции
от концентрации реагирующих веществ.
Ранее порядок реакции считали совпадающим с ее молекулярно-
стью и коэффициенты перед реагирующими веществами принимали
в качестве степеней соответствующих концентраций реагирующих
веществ в кинетическом уравнении. Однако в действительности
такого совпадения нет вследствие возможных усложнений механиз-
ма реакций на пути от начального к конечному состоянию (участие
активных частиц, цепной механизм реакций и др.). Поэтому по-
рядок реакции устанавливается путем измерения скорости реакции.
Влияние температуры на скорость реакции. Энергия активации.
При повышении температуры скорость химических реакций воз-
растает. Характер зависимости скорости реакции от температуры
впервые установил и дал ей физическое истолкование Арре-
ниус (1889). Поскольку концентрации веществ не зависят от тем-
пературы, то, очевидно, температурная зависимость скорости реак-
ции должна выражаться через величину кинетической константы k.
Учитывая соотношение
/<с=АуЛ.2,	(11.110)
изохору реакции можно представить в следующем виде:
d ____d ln^j/Лг_d In _d In k2_
dT ~ dT ~ dT dT ~ RT*’
где Ac — константа равновесия процесса, a kL и /г2 — константы
скоростей прямой и обратной реакций.
Рассматривая тепловой эффект реакции как разность двух энер-
гетических величин Ег и Е2, относящихся соответственно к прямой
и обратной реакциям, можно разложить это уравнение на два сле-
дующих:
d In Ел d In k2 E2	i ..,.
-----=—~ И ------=—(11.111)
dT RTZ dT RT2-	'
Интегрирование этих уравнений при постоянстве Е дает:
ln^-^+В. и 1п*2=-^-ЬВ!.	(И-112)
где Вг и В2 — постоянные интегрирования.
Полученные уравнения выражают прямолинейную зависимость
логарифма кинетических констант прямой и обратной реакций с
угловыми коэффициентами соответственно
и tg(p2=— E2/R.
Следует, однако, отметить, что никакой особой формы энергии,
отвечающей энергии активации, нет. Энергия активации — это то
избыточное количество энергии (по сравнению со средним), которой
должна обладать частица в момент столкновения, чтобы вступить
67
в химическое взаимодействие. Избыточная энергия может быть в
различных формах: в виде повышенной энергии поступательного,
вращательного и колебательного движений молекул; в виде повы-
шенной энергии электронов.
Кинетика гетерогенных процессов. В гетерогенных системах, со-
стоящих из нескольких фаз, разграниченных поверхностями разде-
ла, необходимо учитывать как процессы, протекающие в пределах
каждой фазы, так и взаимодействие между фазами.
Система может состоять из разного числа фаз, различных по
физическому состоянию и химическому составу. Превращения в си-
стеме могут быть очень сложными, но во всех случаях они под-
чиняются общему закону, согласно которому каждый компонент
стремится распределиться в системе так, чтобы его химический по-
тенциал в каждой фазе был одинаковым. Наибольшую роль в этом
отношении играют явления диффузии и химические взаимодействия.
В практике сварочного производства часто приходится иметь
дело с системами, состоящими из четырех фаз, а именно: газовой,
слоя флюса, расплавленного металла шва и твердого металла. Про-
цесс взаимодействия компонентов газовой фазы с элементами ме-
таллической фазы в гетерогенной системе состоит из нескольких
звеньев. Одним из них является диффузия активного компонента
из объема газовой фазы к поверхности флюса, в результате чего
у поверхности флюса поддерживается постоянная его концентрация.
В отсутствие перемешивания диффузия в объеме газовой фазы про-
текает по закону Фика со скоростью
vD=DF&Clbt
где D — коэффициент диффузии, см2/с; F — площадь поперечного
сечения диффузионного потока, см2, 6—толщина диффузионного
слоя; АС —разность концентраций на расстоянии б.
В турбулентном потоке происходит интенсивное перемешивание
газа и выравнивание его состава во всем объеме. Только у поверх-
ности раздела фаз остается слой 6, не подверженный перемешива-
нию, через который диффузия протекает по закону Фика. Толщина
этого слоя пропорциональна вязкости газа и обратно пропорцио-
нальна скорости его движения.
Из внешней среды компонент газовой фазы диффундирует сквозь
слой флюса со скоростью
vD==Df[(C0-Q/fi]	(ПЛЗ)
к границе раздела флюс — металл и вступает в реакцию с элемен-
тами металлического сплава со скоростью
v^kFC.	(11.114)
При постоянстве Со и 6 (толщина слоя флюса) концентрация С
на границе раздела флюс — металл определяет как скорость диф-
фузии (ПЛЗ), так и скорость химической реакции (IIЛ4).
В установившемся процессе величина ее определяется из условия
68
или
kC=D(Cn — С)/б,
откуда
1+A6/D *
В таком случае скорость процесса выражается уравнением
v=v р=пв = ——=———------------------	(11.115)
р 14-A6/D (1/ас0)+(6/пс0)	1	'
ИЛИ	Г
1
п=--------------.
1 1
------J-----
VP max гЛшах
где upmax=^C0 — скорость химического взаимодействия при наи-
большей возможности концентрации реагирующего вещества Со;
&D гпак'== ОС0/& — скорость диффузии при наибольшем возможном гра-
диенте концентрации (Со — 0)/6.
Из этих уравнений следует, что скорость гетерогенного процес-
са определяется совокупным влиянием скорости диффузии и ско-
рости химического взаимодействия. Во всех случаях наибольшее
влияние на скорость процесса оказывает медленное звено.
В пределе, когда D/&^>k, величина й/(ЬСо)->0 и скорость про-
цесса лимитируются скоростью химического взаимодействия. Про-
цесс протекает в кинетической области. При условии	ско-
рость процесс^ лимитируется диффузией. Процесс идет в диффузи-
онной области. В последнем случае перемешивание уменьшает
диффузионное сопротивление и ускоряет процесс.
§ 12. НЕКОТОРЫЕ ЯВЛЕНИЯ В ЖИДКИХ СРЕДАХ
И НА ПОВЕРХНОСТИ РАЗДЕЛА ФАЗ
В условиях сварки, особенно сварки плавлением, большое зна-
чение имеют процессы, происходящие в жидких фазах, а также на
границах раздела фаз. Обычно в сварочном процессе участвуют не-
сколько фаз, сложных по своему составу и различных по агрегат-
ному состоянию. Взаимодействие между фазами протекает в направ-
лении к равновесию системы. Распределение каждого компонента
системы между всеми фазами подчиняется закону распределения.
Распределение компонента между двумя жидкостями. Одним из
примеров проявления общего закона распределения компонентов
между соответствующими фазами может быть случай распределения
какого-либо компонента между двумя жидкими фазами. Если в си-
стему, состоящую из двух жидкостей, нерастворимых или ограни-
ченно растворимых одна в другой, добавить третье вещество,
растворимое в каждой из этих фаз, то после достижения равно-
весия оно распределится между обеими фазами, образуя определен-
69
ные концентрации. В металлургии и в сварочном производстве
типичным примером подобного рода является система жидких фаз
шлак — металл.
Условием равновесия системы является такое распределение
растворенного вещества, при котором достигается равенство его
химических потенциалов в обеих фазах р3 = р~.
Для случая идеального раствора третьего вещества в первой и
второй фазах это выразится
pf +#Т In N з=р;"+/?Т In Mi,	(И Л16)
где Д/'з и А'з — мольные доли распределенного третьего вещества в
первой и второй фазах. Откуда вытекает
- <)/(«r)=/(T)=const	(11.117)
И, следовательно,
h’s/N~3=L=f(T).	(II.118)
Величина L, называемая константой или коэффициен-
том распределения, является функцией температуры.
Аналогично могут распределяться и некоторые окислы между
двумя жидкими фазами, металлической и шлаковой, если они рас-
творимы в обеих фазах. (В металлургии принято в круглых скоб-
ках обозначать концентрацию компонента в шлаке, а в квадрат-
ных — в металле). В этом случае закон распределения обычно вы-
ражается формулой
(MeO)/[MeOJ—LMeo=/ (Г).	(II 119)
Зависимость константы распределения L^eo от температуры в
упрощенном виде находят экспериментально в форме
1ёЬмео=(Л/7)4-В.	(II.120)
Использование способности окислов растворяться и в металле,
и в шлаке позволяет в ряде технологических приемов обработки
жидких металлов очищать металлическую фазу от растворимых
в ней окислов.
Растворение газов. Пусть имеется система, состоящая из двух
фаз — жидкой и газообразной, причем один из компонентов газовой
фазы может растворяться в жидкой. Равновесие наступит в случае,
когда скорость растворения этого компонента (газа 0 в жидкой
фазе и.| равна скорости его удаления из раствора — сф.
Очевидно, что для определенных внешних условий, в частности
температуры, скорость растворения этого газа в жидкости пропор-
циональна его парциальному давлению pit т. е.	а ско-
рость его удаления пропорциональна его концентрации в жидкой
фазе
Тогда
или	(11.121)
где /<! и /С2 — постоянные для определенней температуры Т.
70
Уравнение (11.121) верно, если вещество не изменяет своего мо-
лекулярного веса при растворении. Растворение в жидкости, в
частности в жидких металлах, двухатомных газов (N2H2 и др.) воз-
можно только в атомарном состоянии, т. е. перед растворением
должна произойти реакция диссоциации Z2->2i. В этом случае пар-
циальное давление атомарного газа определяется из константы рав-
новесия Pir и p—Vpiit, откуда уравнение (11.121) для
молекулярного газа принимает вид:
Сг =г ]/кр J/"р,з =г' У р1л.	(IL 122)
Уравнение (11.121) для одноатомного газа часто изображают
в виде
С~г^	(11.123)
где гх- — коэффициент растворимости, численно равный растворимости
при давлении pf=l атм и часто называемый константой
Генри.
Константа Генри должна зависеть от температуры по тому же
закону, что и константа равновесия /\р, т. е.
d In sJdT^H^RT^	(11.124)
где \Н; — изменение энтальпии при растворении.
При растворении газов в ряде, жидких металлов тепло затра-
чивается, т. е. АНг>0, и в этом случае с повышением температуры
растворимость газов в металлах увеличивается.
Поверхностное натяжение. Вблизи поверхностей раздела свойства
фазы отличаются от таких же свойств этой же фазы вдаЛи от границ
раздела. Если в центральных объемах фа-	.
зы каждая частица уравновешена взаи- к
мосвязями с окружающими ее частицами
(рис. II.8), то в периферийной части
фазы на ее границе характер взаимо-	f
действия частиц иной. Связи поверхност-	y^~**v**<>
ных частиц в сторону вне пределов фазы	У Z
неу равновешеиы, являются частично	**' лЪ'У
перераспределенными, направленными	тс
внутрь фазы (показано штриховыми стрел-	|	\
ками на рис. П.8), либо являются не-
замещенными, способными связываться с	Рис 118
частицами прилегающей к поверхности
фазы (на рис. II.8 показано сплошными стрелками). Первые стре-
мятся уменьшить наружную поверхность, создавая поверхностное
(в общем случае — межфазное) натяжение. Вторые приводят к при-
соединению к поверхности частиц соприкасающихся фаз — к адсорб-
ции. Увеличение поверхности требует затраты работы. Можно
представить, что вдоль поверхности действуют натяжения, стремя-
щиеся сократить поверхность. Величина поверхностного натяжения
выражается в Н/м и обозначается буквой о.
71
Поверхностное натяжение а выражает максимальйую работу
образования единицы поверхности и равно изменению изобарно-
изотермического потенциала в этом процессе. При образовании по-
верхности площадью А® изменение изобарного потенциала выразится
величиной
AG=oA®,	(11.125)
где о является фактором интенсивности, а величина поверхности
А®— фактором экстенсивности. Поскольку для любого процесса
AS=—(д&Ъ[дТ)р, то изменение энтропии при образовании новой
поверхности можно выразить следующим равенством:
AS=—Аю (да/дТ)р,	(II.126)
а изменение энтальпии
АН=А® [о — Т (до/дТ)р1	(11.127)
Так как с повышением температуры поверхностное натяжение
уменьшается (до/дТ<0), то AS>0. Это означает, что образование
новой поверхности сопровождается повышением энтропии и погло-
щением теплоты.
Общим условием самопроизвольного течения процесса при по-
стоянных температуре и давлении служат dG<0; в применении
к поверхностным процессам таким условием является оА®<0.
Другими словами, поверхностные процессы самопроизвольно про-
текают в сторону уменьшения поверхностной энергии. Это стремле-
ние проявляется различным образом. Прежде всего чисто геометри-
чески жидкость стремится принять форму с наименьшей поверх-
ностью и тем самым уменьшить сомножитель А®.
Возможно также уменьшение величины поверхностного натяже-
ния при постоянстве поверхности. Наиболее ярко это наблюдается
в том случае, когда в жидкости растворяется другое вещество, у
которого силы связи между частицами меньше, чем силы связи
между частицами растворителя. Тогда замена поверхностных частиц
растворителя частицами растворенного вещества приводит к пони-
жению величины поверхностного натяжения. В этом случае и на-
блюдается адсорбция растворенных частиц у поверхности и обуслов-
ленное этим понижение поверхностного натяжения. Такие вещества
называются поверхности о-a ктивными. Известен рад веществ,
снижающих поверхностное натяжение металлов.
Способность поверхностно-активных элементов — предпочтитель-
но концентрироваться вблизи раздела фаз — используется в метал-
лургии и в сварке для регулирования ряда процессов и получения
желаемых свойств металла.
Величина поверхностного натяжения зависит от природы гра-
ничащих тел. Обычно для жидкостей величину поверхностного на-
тяжения определяют при граничащей среде — воздухе. При замене
воздуха другой пограничной средой величина поверхностного натя-
жения меняется.
Величина поверхностного натяжения влияет на численное зна-
чение упругости паров и на растворимость данного вещества.
72
Упругость паров увеличивается при каплях малого диаметра,
в связи с чем маленькие капли могут испаряться, когда крупные
будут еще более укрупняться. Аналогично частицы малого размера
растворяются легче, чем большие. Так как мелкие частицы менее
устойчивы, чем крупные, то в соответствующих условиях мелкие
частицы растворяются, а более крупные растут. На этом основано,
в частности, укрупнение зерен металла при соответствующих по-
вышенных температурах.
Повышение температуры вызывает снижение величины поверх-
ностного натяжения жидкостей, которое становится равным нулю
ври критической температуре.
Адсорбция. Частицы твердого тела (атомы, ионы или молекулы)
образуют кристаллическую решетку, располагаясь в пространстве
в соответствии с кристаллической структурой вещества. Внутри
объема их взаимные действия уравновешены. Состояние частиц на
поверхности иное: их взаимные действия не уравновешены и по-
этому .поверхность твердого вещества притягивает молекулы ве-
щества из газовой фазы. Явление концентрирования вещества на
поверхности раздела фаз называется адсорбцией. Поглощающее
вещество называется адсорбентом, а поглощаемое — адсорба-
том.
Взаимодействие между частицами адсорбента и адсорбата может
иметь различный характер. Физической называется адсорбция в
том случае, когда силы взаимодействия между адсорбатом и адсорбен-
том отвечают величинам, характерным для ван-дер-ваальсовых сил.
Между адсорбатом и адсорбентом в определенных условиях может
возникнуть химическое взаимодействие с образованием поверхност-
ного химического соединения. В таком случае говорят о хеми-
сорбции. Примером ее может служить адсорбция кислорода ме-
таллами.
Адсорбция определяется возможностью установления связи по-
сторонней частицы с граничащей поверхностью. Для того чтобы
молекула или частица адсорбировалась, она должна удариться о
поверхность и попасть на место с незанятой связью. В связи с тем
что число ударов пропорционально концентрации С частиц в окру-
жающей фазе, то и вероятность их попадания в незанятое место
пропорциональна этой концентрации, т. е. скорость адсорбции
KiC(l—6), где — постоянная, 6 — доля занятых мест на
поверхности. Молекула (частица) может десорбироваться, когда ее
энергия окажется достаточной, чтобы оторваться от поверхности.
Число таких молекул пропорционально общему количеству адсор-
бированных молекул и скорость их удаления от поверхности uaf=
—Кгде /<2 — постоянная.
Решая уравнение равновесия
-6)=/С2е	(11.128)
относительно б, получаем
е=М7(Ц-*С),	(11.129)
где £>=/Cj//(2=const.
73
Если обозначить количество вещества, адсорбированного на части
поверхности 6, через Г, то при участии в абсорбции всей поверх-
ности будет адсорбировано Гоо=/76, откуда Q—Г/Гео. Использовав
это уравнение в уравнении (11.129), получим уравнение изотермы
адсорбции Лангмюра
Г=Гос&С/(Ц-6С).	(И.130)
Из этого уравнения вытекает, что при ЬС^>0 адсорбция до-
стигает насыщения Г—Гоа- При	Г—Гс-ЬС, т. е. адсорбция
подчиняется закону Генри.
Вязкость жидкостей. При движении жидкости по каналу ско-
рость движения слоев жидкости, прилегающих к« стенкам канала1
Рис. п.9
меньше, чем скорость остальных слоев жидкости. Чем дальше от
стенок расположен слой жидкости, тем больше его скорость. Это
объясняется наличием сцепления между стенками канала и жидкостью,
а также между частицами самой жидкости, обусловливающими воз-
никновение в жидкостях сил внутреннего трения.
Изменение скорости движения жидкости в зависимости от рас-
стояния ее от стенок канала схематически показано на рис П.9, а.
Изменение расстояния между слоями по нормали и направлению
потока жидкости на величину Дг изменяет скорость ее движения
Ди. При бесконечно близком расположении двух слоев жидкости
.	lim&v:&r=dvidr.
Эта величина представляет градиент скорости по нормали.
Если мысленно в движущейся жидкости‘выделить два слоя пло-
щадью F на расстоянии dr друг от друга (рис. П.9, б), то для ве-
личины внутреннего трения р, сдвигающей один слой жидкости по
отношению к другому, можно написать следующее выражение-
p=i\F (dv/dr)t	(11.131)
74
где F— площадь слоя жидкости; dvldr—градиент скорости по нор-
мали; т) — фактор пропорциональности, зависящий от свойств жид-
кости и ее вязкости; он называется динамическим коэффи-
циентом вязкости или коэффициентом внутреннего
трени я.
Отсюда
^(p/F}(dr/dv).	(11.132)
Если выразить силу р е дин, F— в см2, dr — в см и dv в см/с,
то размерность ц будет дин-с/см2. При р=1 дин, F—1 см2,
dr—1 см, do —1 см/с получим г]=1 дин-с/см2—10—1 Н-с/м2. Эта
единица вязкости называется пуазом.
Представление о величинах коэффициентов вязкости некоторых
жидкостей дает табл. IL3.
Таблица П-3
Коэффициенты динамической вязкости
некоторых жидкостей
Жидкости	Температура, v С	Коэффициент динамической вязкости, дин-с/см1
Вода	0	0,0178
	20	0,0100
»	50	0.0055
Нефть: плотность		
0,88 г/см9	15	0,25
0,90 г/см8	15	1,30
Глицерин	20	7,80
Ртуть	0	0,017
Шлаки: жидкие, лег-		
котекучие,	1595	0,2
густые, труд-		
нотекучие	1595	. от 5,0 до 20
Жидкий чугун	1425	0,015
Образование зародыша новой фазы. В любой молекулярной или
атомной системе, находящейся в состоянии теплового равновесия,
в различных ее точках непрерывно происходят отклонения тех или
иных величин (концентрации, энергии, плотности и др.) от их наи-
более вероятных значений, т. е. флуктуации. Если отклонения
плотности или концентрации не приводят к изменению фазового
состояния, то они представляют собой обычные гомофазные флук-
туации. В малых объемах системы возможны такие отклонения, в
результате которых происходит переход из стабильного фазового
состояния в другое, менее • устойчивое. Вероятность Р флуктуаций
обоих видов оценивается выражением
₽=Ахр{-ДС/(ЯП}.
где А — коэффициент пропорциональности; Л6 — увеличение изо-
барного потенциала системы, обусловленного появлением, данной
флуктуации.
75
Флуктуация создает условия для выделения новой фазы из го-
могенной среды как в случае кристаллизации чистых ’веществ, так
и в случае выделения веществ из пересыщенных растворов. Про-
дукты химической реакции, протекающей в гомогенной среде, сна-
чала растворяются в ней до предела насыщения, после чего созда-
ются предпосылки для выделения их в обособленную новую фазу.
Новая фаза может быть кристаллической, жидкой или газооб-
разной. Во всех случаях выделение фазы начинается с образования
зародышей, что требует затраты энер-
гии. Так, например, для образова-
ния шарообразного зародыша новой,
жидкой фазы требуется изменение
изобарного потенциала
A G—(4/3) -	(р0—р)+4л Аг, (П. 133)
где р — химический потенциал ча-
стицы новой фазы в рас-
творе;
р0 — химический потенциал ча-
стицы в обособленной но-
вой фазе;
п — число частиц в единице объема зародыша; г — радиус зародыша;
с — метафазное натяжение.
При р{)>р (ненасыщенный раствор) оба члена уравнения положи-
тельны и величина AG монотонно возрастает с увеличением ра-
диуса зародыша г (рис. П.10, кривая 1). В этом случае образо-
вавшиеся зародыши вновь растворяются, переходя в состояние
с меньшим изобарным потенциалом. При р0<р первое слагаемое
в уравнении становится отрицательным и величина AG имеет мак-
симум при некотором радиусе зародыша (рис. П.10, кривая 2).
Радиус критического зародыша определяется из уравнения
(d AG/dr)A =4лг2(р0 — р)Н-8лга=0,
откуда
гкр=2о/[п (р — р0)].	(IL 134)
Критический радиус тем меньше, чем меньше ст и больше пере-
сыщение раствора (р — р(>).
Зародыши радиусом меньше гкр уменьшают энергию путем
растворения и существовать не могут. Зародыши радиусом больше
гкр в процессе роста уменьшают энергию и образуют новую фазу.
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1.	Сущность первого закона термодинамики и его математическое выражение.
2.	Закон Гесса и его следствия. Определить теплоту реакции FeO-}-CO=Fe+
4-СО2, пользуясь данными табл. II.1.
3.	Уравнение Кирхгофа. Пользуясь уравнением Кирхгофа, подсчитать тепло-
вой эффект реакции 2HS-J-O2=2H2O—57,8 ккал для температур 1000, 1500,
2000, 2500 К (необходимые данные приведены в тексте главы).
76
4.	Сущность второго закона термодинамики и его математическое выражение.
5.	Термодинамические функции.
6.	Обратимость и равновесие химических реакций.
7.	Связь константы равновесия с термодинамическими функциями.
8.	Зависимость констант равновесия от температуры. Вывод уравнения.
9.	Максимальная работа химической реакции.
10.	Пользуясь данными табл. II.1, подсчитать изменение величины изобар-
ного потенциала реакции диссоциации окислов FeO, MnO, SiO2, TiO2, А12О3 и
СаО при температурах 1000, 1500, 2000, 2500 К по формуле
ДС=ДН2Й8 —7AS29g.
Построить график ЛС=/(Г)
Подсчитать упругость диссоциации тех же окислов и при тех же температу-
рах по формуле	*
lgPOj! = AG/(4,575KT).
11.	Пользуясь данными табл. П.1, подсчитать изменение изобарного потен-
циала реакции СаСО3=СаСН-СО2 по формуле ДО=ДД298 —ТД5298 при темпера-
турах 600, 700, 800, 900, 1000° С.
Вычислить при этих же температурах упругость диссоциации карбоната
кальция по формуле
‘в рсо~~	4.57b7’)] l /4.5?5).
Определить температуру, при которой упругость диссоциации равна 1 кгс/см2.
12.	Скорость химической реакции и ее зависимость от концентрации.
13.	Порядок химической реакции.
14.	Энергия активации и ее роль в кинетике реакций.
15.	Кинетика в гетерогенных системах.
16.	Диффузионная и кинетическая области протекания процессов.
ГЛАВА III. СВАРОЧНЫЕ ИСТОЧНИКИ ТЕПЛА
§ 13. ОБЩИЕ ТРЕБОВАНИЯ К СВАРОЧНЫМ
ИСТОЧНИКАМ ТЕПЛА
Как указывалось в гл. 1, в большинстве случаев сварочная
операция выполняется с местным нагревом свариваемых изделий до
температуры, которая определяется свойствами свариваемых мате-
риалов и видов сварки. При этом при всех видах сварки плавле-
нием необходим нагрев свариваемых изделий в месте, где должно
быть осуществлено сварное соединение до температуры выше темпе-
ратуры плавления. При большинстве видов сварки давлением тем-
пература процесса сварки определяется возможностью протекания
в месте сварки пластических деформаций, достаточной скорости
диффузии.
Таким образом, при сварке плавлением температура в месте
выполнения сварки Тм должна быть выше температуры плавления,
т. е. Гм > 7 пл, а при сварке давлением Тпл > Ты > Тъ где 7\ —
минимальная температура, при которой в данных условиях можно
получить сварное соединение, отвечающее предъявляемым техниче-
ским требованиям. Тпл и Т\ зависят от свойств свариваемых мате-
риалов.
В целях наиболее эффективного использования тепла для выпол-
нения сварочной операции необходимо обеспечить его максимально
локализованный ввод, чтобы свариваемый материал только в мини-
мально необходимом объеме довести до такого температурного
состояния, при котором возможно сваривание.
Для сварочного нагрева можно использовать превращение раз-
личных видов энергии в тепловую, в частности химическую (реак-
ции, идущие с выделением тепла), электрическую и механическую,
а также их комбинации.
Эффективное превращение химической энергии в тепловую может
быть получено при интенсивно идущих экзотермических реакциях —
реакциях горения. Наиболее эффективны и технически удобны для
осуществления местного нагрева процессы горения газообразных
горючих смесей. Весьма значителен тепловой эффект реакций соеди-
нения ряда элементов с фтором и кислородом. Реакции горения
с образованием фтористых соединений пока для сварочных процес-
сов практически не применяют, хотя в других областях техники
78
такие источники тепла уже используют. В сварочной технике
(и в металлургии) применяют горение с образованием окисных
соединений, а иногда используют внутреннюю энергию распада
исходных продуктов.
В условиях сварки, тепловая энергия, получаемая из химической,
выделяется вне нагреваемого тела. В связи с этим требуется пере-
дача тепла извне в нагреваемый материал в качестве дополнитель-
ного, вспомогательного процесса. С энергетической точки зрения
это невыгодно.
На примере нагрева металла внешним источником тепла устано-
вим некоторые общие положения выбора температурных характери-
стик применительно, например, к сварке плавлением. Как и при
всяком процессе, при нагреве металла пламенем его тепловая энер-
гия используется не полностью. Коэффициент полезного действия
пламени в общем виде представляется отношением полезно исполь-
зуемого тепла Qno;i к общей затрате тепловой энергии в пламени
С?обш.» т. е.
П=СпоЛ/$общ-	(ПЫ)
Одной из составляющих тепловых потерь пламени являются
потери, определяемые так называемым термическим коэффи-
циентом полезного действия т]г. Если полезное тепло, кото-
рое используется для нагрева минимально необходимого объема
металла до температуры сварки (при сварке плавлением <2ПЛ), обо-
значить QM, а расходуемую тепловую энергию пламени Qr, тогда
«1Г=<2„/<2Г-	(П1.2)
Известно, что количество тепла, необходимое для нагрева тела
до некоторой определенной температуры, пропорционально массе
этого тела т, его теплоемкости с и температуре Т, на которую оно
нагрето, т. е. Q—mcl. Обозначив индексами м соответствующие
величины для металла и г — для пламени, получим формулу (Ш.2)
в виде
т|г=^м7м/(тг^Тr).	(III .3)
Упрощенно графическое изображение полезного и затрачиваемого
количества тепловой энергии может быть представлено прямоуголь-
никами с основаниями т*сх и высотой Т* (рис. III.1). В связи
с переходом тепла только от более высокого температурного уровня
к низшему для цагрева металла до температуры Тк может быть
использована не вся теплота пламени, а только та, которая на
рисунке заштрихована. Остальная часть теплоты будет уходить
с отходящими газами Qo. Предполагая температуру отходящих газов
равной Ти (ТО~ТМ), получаем
и Фм Qr~~Qm _ mrCrTT	।	f 111 41
T— C7~ Qr	mrcrTr	Tr‘ 1 ' '
Из формулы (П1.4) следует, что теплота будет использована тем
полнее, чем меньше необходимая температура нагрева металла Ти
и чем выше температура источника нагрева Тт.
79
При выводе сделаны допущения о независимости теплоемкости от
температуры и равенстве Тп и Тн. Первое допущение приводит
к количественной погрешности примерно на 15%. Второе допущение
может быть оценено применительно, например, к газовой сварке
плавлением низкоуглеродистой стали на основании известных заме-
ров. Поверхность расплавленного металла в этом случае нагрета на
75—100е С выше температуры плавления, а температура отходящих
Рис. HL1
газов из-за кратковременности их контак-
та с поверхностью металла еще более вы-
сокая (выше температуры поверхности
ванны на 300—400° С). Тогда ГО^ТПЛ+
+(75 ч- 100)+(300ч-400).
Термический коэффициент к. п. д. т}г
характеризует теоретически возможное
течение процесса. Внесенные поправки
определяются процессами теплопередачи
в условиях сварки и могут охарактери-
зовать к. п. д. теплопередачи ты. Дей-
ствительный коэффициент полезного ис-
пользования теплоты источника тепла
является произведением этих двух вели-
чин
П/=ЧЛ=> -(Г./Т’Л	(Ш.5)
Наименьшая температура пламени, пригодная для местного
нагрева металла до температуры сварки плавлением, может быть
получена подстановкой 0:
0=1 — (7’0/7’г).
Применительно к сварке низкоуглеродистой стали получаем
7г=7,пл+(75-^-100)+(300-г-400)« 1950эС(2223 К).
Таким образом, температура сварочного источника тепла в этом
случае должна значительно превышать температуру нагрева, необ-
ходимую для сварки металла,' причем чем выше температура источ-
ника тепла, тем эффективней может быть нагрев и уменьшены
потери.
Учитывая необходимость компенсации тепла, отводимого сварива-
емым металлом вследствие его теплопроводности, тепловая мощность,
вводимая источником тепла, должна быть достаточно большой. Чем
интенсивней вводится тепло в свариваемые изделия, тем относи-
тельно меньшими будут потери, определенные таким отводом тепла.
Поэтому к сварочным источникам тепла должны предъявляться
также требования соответствия их мощности условиям возможности
интенсивного локального нагрева свариваемого металла.
Наиболее распространенными источниками тепла для сварки
плавлением, кроме газосварочного пламени, являются электрическая
дуга, электрошлаковый источник тепла, электронный луч; для
80
тепловой подготовки при сварке давлением применяют пламя горю-
чих газов, нагрев электрическим током, индукционный нагрев и
тепло превращения механической энергии в тепловую.
§ 14. ГАЗОСВАРОЧНОЕ ПЛАМЯ
Применяемое в сварочных процессах газосварочное пламя полу-
чается сжиганием смесей горючих газов с кислородом.
Большинство горючих газов представляет собой соединения
водорода и углерода (водород используют иногда в чистом виде).
В общей форме процесс сгорания этих газов сводится к следующим
трем реакциям:
Н2-|-1/2О2^ Н2О-}-57800 кал/моль (240 кДж/моль), (III.6)
С |-1/2О2 Д±СО-[-29 400 кал/моль (122 кДж/моль), (III.7)
CC) l]/2O2^CO2-|-68 200 кал/моль (284 кДж/моль). (III.8)
Все эти реакции экзотермичны, в результате чего продукты
реакции могут нагреваться до той или иной температуры. Темпера-
тура пламени может быть определена по формуле
Tr=2Q/2mc,	(III.9)
где — суммарный тепловой эффект реакции; ^_тс — сумма про-
изведений масс продуктов реакции на их теплоемкость.
Реакции (III.6) — (III.8) являются обратимыми. При высоких
температурах часть продуктов реакции распадается—диссоциирует
с отрицательным тепловым эффектом.
Рассмотрим для примера реакцию горения водорода. Если бы
реакция (III.6) горения целиком прошла слева направо
H2+I/202-^H20+Qho
то при расчете по формуле (III.9) в случае отсутствия тепловых
потерь получим температуру продуктов реакции (Н2О) 77^5300° С.
Так как при высоких температурах идет реакция H2O->H2-j-
-}-1/2О2—о’ часть Н2О распадается, а число газовых молекул
увеличивается. В результате температура пламени будет ниже.
Предположим, что распалось х частиц Н2О, где х— степень диссо-
циации паров воды при установившихся температуре и давлении.
Молекулы Н-2 и О2 при высоких температурах также частично дис-
социируют и в конечном состоянии пусть их степень диссоциации
характеризуется соответственно величинами z и у. Тогда темпера-
тура пламени при сжигании водорода будет определяться фор-
мулой: >
Тг=______________-------------------------------- (III 101
(l-x)cgj>+(x— г)	с^+2ус^
6 Заказ .№ 269
81
где и QG — тепловые эффекты образования молекул Н? и Оа
соответственно из атомов водорода и кислорода (QH =103 800 кдл/Аюль
или 540,8 кДж/моль; Qo~H7400 кал/моль или 544,3 кДж,/моль);
(1 — х) — масса паров воды (за исключением диссоциированной
— масса недиссоциировавших молекул
водорода и кислорода соответственно; ^ и 2у — масса атомов водо-
рода и
части х); (х — z) и | — у)
(7)	<Т)	(Г)
кислорода; Сщо; Снг, Со, ’»
Температуры, рассчитанные
4000
3000
2000
7,°C
5000-
О,
0
100%
woo
с
(7)	(Т)
ф , Со —теплоемкости паров
воды, молекулярных водоро-
да и кислорода, атомарных
водорода и кислорода при
температуре Тг.
В результате учета всех
этих процессов максимальная
температура вэдородно-кис-
лородного пламени составит
уже не 5300° С, а примерно
2350° С.
Сравнение температур
при различных соотношени-
ях водорода и кислорода,
рассчшанных по формулам
без учета диссоциации и по-
лучающихся практически при
наличии диссоциации паров
воды и двухатомных моле-
кул, показано на рис. 111.2.
Соответственно, чем зна-
чительней степень диссоциа-
ции продуктов реакции, тем
больше затрачивается тепла
на их  распад и более низ-
кими окажутся конечные
температуры пламени. Значе-
ния степени диссоциации
различных соединений и двух-
атомных газов в зависимости
от температуры показаны
на рис II1.3.
Схема горения углеводо-
родов является более слож-
ной, так как горючее в про-
цессе горения проходит ряд
последовательных превраще-
ний. При этом в связи с повышением температуры углеводороды,
являясь теплонеустойчивыми, распадаются. Непредельные угле-
водороды в результате нагрева при отсутствии кислорода рас-
падаются на углерод и предельные углеводороды, которые, в свою
Рис. Ш 2
Температура, С'
Рис. И 1.3
82
очередь, распадаются на углерод и водород. Общая схема распада
ацетилена проходит по следующей схеме: ,
2C2H2^CH44-3C-!-Q1, CH4+3C-^4C+2H2+Q2
э
При этом может выделяться значительное количество тепла
(Qi + Q2)/2 кал/моль (кДж/моль). Например, при распаде ацетилена
этот тепловой эффект составляет — 54 000 кал/моль (225,7 кДж/моль).
Таблица 111.1
Сопоставление различных горючих газов
Химическая формула	Н2	с; 1	Смесь предель- ных уг- леводоро- дов с8ня и С4Н,0	С2Н,	С,н1£	С„н,	с2н£
Наименование технического про- дукта Содержание во-	Водород	Метан	Пропано- бутано- вая смесь	Эти- лен	Бензин (сред- ний состав)	Бензол	Аце- тилен
дорода вес °6 Содержание уг-	100,0	25,0	18,0	14,5	14,5	7,8	7,8
лерода, вес. % Теплота сгора- ния топлива:	0,0	75,0	82,0	85,5	85,5	92,2	92,2
кал/м3	2 570	9 600	21 000	15 000	-—	» —	14 000
(Дж/м8)	(10 730)	(35 900)	(37 900)	(62 600)	—	—	(58 600;
кал/кг	28 800	13 400	  	12000	11 000	9 600	12000
(Дж/кг) Максимальная температура пла- мени в смеси с	(120 000)	(54 400)	—	(50 200)	(46000)	(35 900)	(50200)
воздухом, J С Максимальная температура пла- мени в смеси с	I 800	—	—"	—	—	—	2 600
кислородом, °C	2 350-	2 200	2 300	2 500	2600	2 800	3 300
В присутствии кислорода этот процесс пирогенного разложения
сопровождается процессами окисления, идущими с дополнительным
выделением тепла. В этом случае схема разложения ацетилена мо-
жет быть представлена так:
С2Н3~О-С2Н2О
С2 Н2О—I— О2=С2Н2О2 -ро
С2Н20о^С0+НС0Н)
; 2СО-ьН2
CO+hJ

6*
83
Однако при этом частично происходит и распад углеводородов
с выделением элементарного углерода
СдНу->хС+^Н2	(III.12)
с последующим окислением и углерода, и водорода.
Как следует из рис. Ш.З, реакции горёния СО (в СО2) и
Н2 (в Н2О) не могут обеспечить высокой температуры пламени
в связи с процессами диссоциации. Более благоприятным является
получение СО в результате горения углерода. Следовательно, более
Рис. Ш.4
высокая температура пла-
мени должна получаться при
сжигании углеводородов с
минимальным количеством
водорода и максимальным
количеством углерода.
В связи с тем что тепловой
эффект распада углеводоро-
дов также повышает темпе-
ратуру пламени, наивысшую
температуру обеспечивают
наиболее непредельные угле-
водороды, дающие значитель-
ный тепловой эффект при
распаде на углерод и водо-
род.
Сопоставление некоторых
основных свойств различных
горючих газов и максималь-
ной температуры их сжигания приведено в табл. III. 1.
Наиболее высокую температуру пламени дает горючая смесь
.ацетилена и кислорода. Поэтому ацетилен является основным горю-
чим газом для сварки сравнительно тугоплавких и теплопроводных
металлов и сплавов.
Бензол (горючая смесь паров бензола с кислородом) обеспечи-
вает при том же соотношении углерода и водорода более низкую
температуру пламени в связи с меньшим тепловым эффектом рас-
пада молекулы СвНв, чем С2Н2.
Остальные горючие дают еще меньшую температуру пламени.
Однако для целого ряда видов газопламенной обработки металлов,
а также сварки более легкоплавких или менее теплопроводных
металлов в качестве заменителя ацетилена с успехом применяются
такие горючие, как пропано-бутановые смеси, метан, водород и др.
Внешний вид, температурные характеристики, а также состав
различных участков (зон) ацетилено-кислородного пламени зависят
от соотношений газов в горючей смеси.
На рис. III.4, а изображено строение пламени смеси ацетилена
и кислорода, предварительно перемешанных внутри газосварочной
горелки обычной конструкции с одним общим отверстием для выте-
84
кания смеси. Такое пламя имеет три зоны: 1 — ядро; 2 — среднюю
зону; 3 — факел. Форма, вид и относительные размеры этих зон
зависят от соотношения количества кислорода VK и горючего газа
V, в смеси, т. е. от регулирования пламени, определяемого коэф-
фициентом P=VK/Vr.
Процесс горения происходит в несколько стадий. Первая ста-
дия - подготовка горючего к сгоранию — происходит внутри светя-
щегося ядра и состоит в частичном прохождении реакций (111-12)
и (III. 11).
Окисление элементарных частиц углерода вызывает их свечение,
наблюдаемое в виде светящегося контура (поверхности) ядра. При
этом конечными продуктами являются СО и Н2. При сгорании
ацетилена в кислороде, например при ₽=1, в момент окончания
этой второй стадии горения конечными продуктами являются 2СО
и Н2:
С2Н2 | О22СО-] Н2Ч-112800 кал/моль (471,5 кДж/моль), (III.13)
где тепловой эффект определяется выделением тепла при распаде
С2Н2 (54 000 кал/моль или 225,7 кДж/моль) и сгоранием С в СО(2х
X29 400=58 800 кал/моль или 245,8 кДж/моль). За пределами ядра
при р=1 свободного углерода уже нет.
Вторая, средняя зона пламени представляется в виде темного
клина, являющегося продолжением ядра. В этой зоне начинается
процесс окисления СО и Н2 кислородом воздуха.
Третья стадия горения завершается в факеле пламени с получе-
нием СО2 и Н2О согласно реакции:
2COj-H2 +3/2О2 -> 2СО24-Н2О4-194 200 кал/моль (811,6 кДж/моль).
(III. 14)
Факел пламени имеет значительные размеры и окрашен в желто-
фиолетовые цвета.
Соотношение различных основных газов по продольной оси пла-
мени схематически представлено на рис. II 1.4, б. При этом в каж-
дом сечении пламени вдоль его продольной оси сумма объемов всех
газов равна 100%. Базовой частью для расчетов приняты газы,
поступившие в пламя из горелки, а также продукты их распада
или [сгорания (СО, СО2, Н2, Н£О). Относительное расширение по
длине пламени определяется увеличением общего объема газов
в различных сечениях в результате поступления в пламя кислорода
и азота из окружающего пламя воздуха.
При fJ < 1 часть углерода на поверхности ядра не окисляется
и его частицы догорают во второй зоне пламени уже вследствие
реакций с кислородом воздуха (вторичным кислородом). Если такая
зона пламени будет взаимодействовать с металлом, растворяющим
углерод, то в этом случае происходит науглероживание металла
Вторая зона такого пламени с избытком ацетилена имеет белый
оттенок и оторочена темной окантовкой неправильной формы. Факел
имеет большие размеры, чем при нормальной регулировке (т. е. при
(3=1), и характеризуется преобладанием желтых цветов в окраске.
65
Основные реакции в таком пламени {например, при 0=0,8) можно
представить так:
С2Н2+0,8О2 -> 1,600+0,4С+Н2+101 040 кал/мол (422,3 кДж/моль);
(И! 15)
1.6СО+0,4С+Н2+ 1,7О2 -> 2СО2 |- Н2О+205 960 кал/моль
(861,1 кДж/моль). -	(Ш.16)
При избытке кислорода (0 > 1) ядро уменьшается в своих раз-
мерах и заостряется. Во второй зоне в значительном количестве
образуются СО2 и Н2О. Факел пламени характеризуется меньшими
размерами и преобладанием синих цветов.
Реакции в окислительном пламени (пламени с избытком кисло-
рода (для 0 = 1,5) можно представить так:
С2Н2+ 1,5О2 -> 1,65СО+0,35С02+0,35На+0,65Н20+
+ 172240 кал/моль (740,9 кДж/моль); (Ш.17)
1,65СО+0,35СОа+0,35Н2+0,65Н2О+О2 -> 2СО.2+Н2О+
+ 134760 кал/моль (562,3 кДж/моль). (III. 18)
Все эти реакции усложняются наличием в
воздуха, различного в отдельных участках
рис.
ряда
соединений
(ОН, Н и др.). Регули-
ровка ацетилено-кисло-
родного пламени про-
изводится по его внеш-
нему виду.
Распределение тем-
пературы в пламени
определяется тепловым
эффектом реакций и
количеством газа, на-
греваемого этим теплом.
Характерное распреде-
ление температуры
вдоль продольной оси
ацетилено- кислородного
пламени при различной
регулировке показано
на рис. III.5, где —
температуры при окис-
лительном пламени, б — нормальном пламени, «— пламени с избыт-
ком ацетилена.
От оси пламени к его периферийным частям также имеется зна-
чительный спад температуры.
пламени избытка
(см., например,
III.4, б), а также
промежуточных
и атомов
86
Тепловая мощность газосварочного пламени регулируется коли-
чеством горючего, сжигаемого в единицу времени. Это обычно
достигается сменными наконечникам с различными проходными
сечениями каналов для ацетилена, кислорода и их смеси. В опреде-
ленных пределах возможно регулирование количества горючей смеси
и изменением ее скорости истечения при постоянном сечении кана-
лов, т. е. при одном и том же наконечнике. Наиболее распростра-
ненным являются горелки с 7—10-сменными наконечниками, позволя-
ющими регулировать мощность ацети-
лено-кмслородного пламени от 30 до
3000 л ацетилена в час.
Общие закономерности горения, а
также строение пламени при использо-
вании в качестве горючих других уг-
леводородов подобны приведенным.
Сжигание горючих смесей этих газов
с кислородом характеризуется нали-
чием светящегося ядра и средней зоны,
в большей или меньшей степени от-
деляющейся по виду от факела.
Водородпо-кислородное пламя не
имеет ядра и по внешнему виду его
регулировку производить трудно.
При нагреве металла газосвароч-
ным пламенем горючие газы контак-
тируют с поверхностью по некоторой
площади — пятну нагрева. Интенсив-
ность ввода тепла в различных участ-
ках этой площади различна. Плотность
теплового потока является наибольшей
Рис. III.6
в центре пятна и уменьшается к периферии. Н. Н. Рыкалин показал,
что изменение интенсивности ввода тепла в свариваемое изделие при
направлении оси пламени перпендикулярно к нагреваемой поверх-
ности по мере удаления от центра к периферии можно с достаточ-
ной степенью точности математически описать законом нормального
распределения, а графически представить схемой, изображенной на
рис. II 1.6, а. Тогда связь между плотностью теплового потока
в центра пятна и по кольцу на расстоянии г от центра выражается
зависимостью
9г	*
(Ш.19)
где ^max — плотность теплового потока в центре пятна нагрева,
кал/(см8-с); qr— плотность теплового потока на расстоянии гот
центра; f? — коэффициент сосредоточенности ввода тепла, зависящий
от размеров и распределения тепловыделения в пламени.
Характер ввода тепла при различной мощности (в зависимости
от номера наконечника) ацетилено-кислородного пламени в виде
плоских разрезов q~f(r) представлен на рис. II 1.6, б. Цифровые
характеристики приведены в табл. Ш.2.
87
Кроме теплового воздействия, поток быстродвижущихся горючих
газов пламени оказывает и механическое воздействие на нагреваемую
поверхность. В связи с тем что основной поток направлен вдоль
продольной оси пламени и скорость движения газов в центре боль-
ше, чем на периферии, механическое действие пламени распределя-
ется по площади подобно распределению интенсивности ввода тепла
Таблица Ш.2
Основные характеристики ввода тепла в пятно нагрева ацетилено-кнслородным
пламенем
Номера наконечника горелки	Расход ацетилена va, л/ч	Общий зф- фективиый ввод тепла в металл си» кал/с	Эффективный к. л. Д. %	Максимальная плотность пото- ка тепла в цент- ре пятна <7тах-> кал/(см2-с)	Коэффициент сосредоточен- ности ввода тепла k. 1/см*
1	150	380	72	47	0,39
2	250	600	68	67	0,35
3	400	720	51	72	0,31
4	600	920	44	82	0,28
5	1000	1270	36	93	0,23
6	1700	1750	29	111	0,20
7	2600	2250	25	122	0,17
(рис. III .6, с). Величина давления потока газов на элементарный
участок поверхности в кгс/см2 может быть определена из соотно-
шения
Ap=a2/(2gG),	(III.20)
где v — скорость струи газа, см/с; G — удельный объем газа (вели-
чина, обратная плотности), см3/г; g — ускорение силы тяжести
(981 см/с2).
В результате совместного действия струи газов, движущихся
с различной скоростью, расплавленный металл под пламенем выду-
вается в центре интенсивней, чем на периферии (рис. П1.7, а). При
наклоне горелки к поверхности тепловой поток и характер механи-
ческого воздействия изменяются. При этом изменяется и характер
выдувания жидкого металла при сварке (рис. III.7,б).
Газосварочное пламя как ацетилено-кислородное, так и горючих
газов — заменителей ацетилена является технологически гибким
источником тепла, позволяющим регулировать в широких пределах
как тепловую мощность, так и химическое воздействие пламени на
свариваемый металл (см. гл. V).
§ 15. СВАРОЧНАЯ ДУГА
Наиболее распространенным источником сварочного тепла при
сварке плавлением является электрическая дуга, которая представ-
ляет собой один из видов устойчивого электрического разряда через
88
питании дуги переменным
Рис. Ш.7
газовый промежуток. Этот разряд характеризуется высокими плот-
ностью тока и температурой. Ток при этом протекает через газ,
находящийся между двумя электродами, присоединенными к источ-
нику электрической энергии достаточных мощности и напряжения.
Эти электроды называются полюсами дуги. Электрод, являющийся
отрицательным полюсом, называется катодом, а электрод, являющийся
положительным полюсом, — анодом. При
током полярность электродов меняется
с частотой, определяемой частотой ис-
точника тока, питающего дугу.
Протекание электрического тока в
проводниках определяется наличием в
них свободных заряженных частиц. В
металлах такими частицами являются
свободные электроны.
В обычном состоянии газовые моле-
кулы электрически нейтральны. Для
того чтобы газ стал проводником тока,
необходимо, чтобы в нем находились
электрически заряженные частицы —
электроны и ионизированные молеку-
лы — ионы. Ионами являются молекулы,
потерявшие или присоединившие к
себе электрон. Соответственно первые
имеют избыток положительного заряда,
а вторые приобретут отрицательный
заряд.
Под действием напряжения, имеюще-
гося между полюсами, электроны и от-
рицательно заряженные ионы переме-
щаются к аноду, а положительно заряженные ионы — к катоду,
чем и определяется перенос некоторого количества электричества
через газовый промежуток, т. е. протекание электрического тока в
дуге. Электроны поступают в дугу вследствие их эмиссии (выбра-
сывания) из катода, а также в результате ионизации молекул газа
(паров) дугового промежутка. Положительно заряженные частицы
могут появляться в дуговом промежутке только в результате ио-
низации газа.
Масса электронов очень мала и составляет 9,03-10-28 г. Масса
ионов практически не отличается от массы молекулы. Наиболее
легкой является молекула водорода (1,66-10“24 г), но ион водорода
примерно е 1800 раз тяжелее электрона. Заряд электрона е=1,59х
X10—1Э Кл или 1,59-10“19 А-с.
Изменение энергии электрона при его прохождении в электри-
ческом поле между двумя точками, разность потенциала между ко-
торыми равна одному вольту, определяется произведением заряда
электрона на напряжение: eU—1 -1,59 - 10"1в А - В - с—1,59 • 10“19Вт - с=
= 1,59-10“12 эрг Эта величина изменения энергии (единица измере-
ния работы) носит название электрон-вольт (эВ).
89
Ионизация газовых молекул обычно достигается «выбиванием» из
них электронов. Для этого должна быть затрачена определенная
работа — работа ионизации, которая выражается в электрон-воль-
тах. Численно она равна потенциалу ионизации, измеряемому
в вольтах.
Если сообщенная молекуле энергия недостаточна для выбивания
электрона, а достаточна только для перемещения его на более даль-
нюю орбиту, такая молекула останется электрически нейтральной,
но будет находиться в другом состоянии, которое называется «воз-
бужденным». Последующие сообщения энергии могут ее ионизировать.
Для молекул различных веществ требуется различная энергия
для их ионизации. Величина потенциала первичной ионизации для
различных элементов приведена в табл. II 1.3*
Таблица II 1.3
Потенциал ионизации различных элементов
Элемент	Cs	Rb	к	Na	Са	Fe	С	н	о	N	Аг	Не
Потенциал ионизации, В	3,88	4,20	4,30	5,11	6,11	7,83	11,22	13,50	13,60	14,50	15,70	Г 24,50
Ионизация может быть вызвана различными видами воздействия:
ионизация соударением; ионизация облучением (фотоионизация);
ионизация нагревом (тепловая, термическая ионизация).
Ионизация соударением обычно происходит при «столк-
новении» быстролетящего электрона с малоподвижной газовой моле-
кулой. При этом кинетическая энергия электрона, определяемая его
скоростью, должна быть больше или во всяком случае равна работе
ионизаций, т. е.
mv*l2>eUt	(III.2I)
где eV — работа ионизации, эрг; т — масса электрона, г; v — ско-
рость электрона, см/с.
Минимально необходимая скорость движения электрона, обеспе-
чивающая при соударении ионизацию молекулы,
v=y"2eU/m.	(III.22)
В качестве примера подсчитаем минимальную скорость электрона,
необходимую для того, чтобы при одном соударении ионизировать
железо:_________________________
f =	1,59- 10-х<7,83/(9,03• 10-28) = 1,66-108 см/с-5970000 км/ч.,
Ионизация облучением (фотоионизация) заключается
в осуществлении работы ионизации в результате воздействия кван-
тов лучистой энергии. Для ионизации необходимо, чтобы квант
90
действия лучистой энергии был бы больше или равен работе иони-
вации:
hv>eU,	(111.23)
где h — постоянная Планка (6,62-10“27 эрг-с); v — частота колеба-
ний, 1/с.
Для осуществления ионизации газы должны облучаться волнами
высокой частоты. Например, для ионизации азота минимальная
частота должна быть:
v	-1'59‘10 _12'14^=3,53-1015 1/с,
h 6,62.10-2?
а длина волны этих лучей
Х=-= 3‘1010 =0,85- 10~5см=850 А.
v 3,53-104
Соответствующие длины волн для ионизации других элементов
приведены в табл. III.4.
Термическая ионизация сводится к тому, что при повы-
шении температуры растет число соударений молекул и увеличи-
вается возможность обра-
зования ионов. Основные	Таблица Ш.4
соотношения, определя-
ющие возможность 100%-
ной ионизации за счет
теплового движения, опре-
деляются формулой
(3/2)- kT^eU, (111.24)
где k — постоянная Больц-
мана (1,36-10-16 эрг/К);
Т — температура газа, К.
Для полной ионизации
Так, например, 100%-ная
Длина волн, обеспечивающая ионизацию
различных веществ
газа нужна очень высокая температура,
ионизация азота произойдет при темпе-
ратуре
2еЦ _ 2-1,59-10-м. 14,5
ЗА 3-1,36.10“1В
= 113000 К.
При меньших температурах может происходить частичная иони-
зация, характеризуемая степенью ионизации, определяемая кон-
стантой, зависящей от температуры и давления. Общее выражение
этой константы Ар при постоянном давлении имеет вид
А*
(IIL25)
где Сн, С9 и С, — концентрации соответственно ионов, электронов
и неионизированных атомов. Для степени ионизации х при исходном
количестве п атомов количество ионов, электронов и неионизирован-
91
ных атомов составит соответственно лн=ш:; п3=пх; пА=п(1— х),
а их концентрации в смеси
Q ________ПХ	X . Q __ X . Q __1 —X
"	—х) Цх* Э 1Ц-х’ А 14“Х*
Тогда
(*/1+*)а	(III.26)
р 1—х/1+х	1—х®	v 1
*=КМ1+»У.	(14-27)
При рассмотрении столба дуги как изотермической плазмы для
определения степени ионизации при данных температуре и давлении
можно использовать известное уравнение Сага:
р-=2,4 - 10-W5/2e кТ,	(III .28)
1 —х2‘
где р — давление, мм рт. ст.; U — потенциал ионизации, В; с? —
квантовый коэффициент (по расчетам К- К- Хренова, составляющий
для различных элементов величину от I до 4).
Уравнение Сага в связи с принятыми допущениями дает только
приближенное решение для степени ионизации и является более
верным при малых значениях х. Зависимость степени ионизации
различных веществ от температуры, рассчитанное по уравнению Сага,-
показана на рис. III.8. Как следует из рисунка, при 6000—7000 К
легкоионизирующиеся вещества К, Na, Ва, Са могут иметь уже зна-
чительную степень ионизации.
Обычно в атмосфере дуги присутствует несколько элементов.
В этом случае вводится понятие об эффективном потенциале
9?
Рис. IIL9
электронов может быть получен путем
ионизации 17эф. Приняв некоторые допущения, В. В. Фролов
вывел следующую формулу:
i=k	5800
т v‘ <IIL29>
где Ct — газовые концентрации i-ro газа; Ц- — потенциал ионизации
каждого газа.
Подсчитав в качестве примера эффективный потенциал ионизации
смеси паров железа и калия при 5800 К, В. В. Фролов получил
значения, показанные на рис. III.9. Из рисунка видно, что уже не-
большие количества лег-
коионизирующей добавки
значительно снижают эф-
фективный потенциал ио-
низации.
Выше указывалось,
что большую роль в обе-
спечении проводимости
дугового промежутка име-
ет поток эмиттированных
катодом электронов. Поток
термоэлектронной и автоэлектронной эмиссии, а также при бомбар-
дировке катода движущимися частицами.
Термоэлектронная эмиссия определяется тем, что при достаточном
нагреве конца катода от него могут «отрываться» электроны, обла-
дающие запасом кинетической энергии, достаточным для преодоления
сил электростатического притяжения твердого или жидкого элек-
трода и преодоления потенциального энергетического барьера на
поверхности тела. Плотность тока термоэлектронной эмиссии опре-
деляется уравнением Ричардсона и Дешмана:
_ф_
10=^АП кГ,	(111.30)
где /в — плотность тока термоэлектронной эмиссии, А/см2; <р — ра-
бота выхода электрона, эВ; А — коэффициент [для металлов, приме-
няемых в качестве электродов при сварке, А=60 — 70 А/(см2-К)[.
Работа выхода электрона <р различных веществ и металлов явля-
ется различной. Если на поверхности металла имеются окислы, то
работа выхода уменьшается, т. е. при прочих равных условиях
эмиссия электронов усиливается. Значения работы выхода электрона
для некоторых металлов приведены в табл. III.5.
Влияние температуры на плотность тока термоэлектронной
эмиссии может быть показана на примере расчета по формуле
(Ш.ЗО) применительно к поверхности железа с окислами (<р=3,92 эВ).
Проще вести расчет, прологарифмировав формулу (II 1.30) с подста-
новкой численных значений. При этом получим
1g /о=-(58ОО/7)<р4-21g 74-1,78.	(Ill .31)
Расчет для некоторых температур сведен в табл. Ш.6.
93
На рис. III. 10 показана зависимость расчетной плотности тока
термоэлектронной эмиссии окисленного железа от температуры
и такая же зависимость для натрия. Из этих зависимостей следует,
что плотность тока уже при температурах около 3000 К может быть
достаточно большой. Как будет показано дальше, такие температуры
на электродах дуги являются вполне реальными.
Таблица III.5
Работа выхода электрона для некоторых металлов
Металл	Работа выхода электрона, эВ		Металл	Работа выхода электрона, эК	
	чистая поверхность	поверхность с ок нслами		чистая поверхность	поверхность с окислами
Калий	2,02	0,46	Барий	2,29	1,59
Натрий	2,12	1,8	Железо	4,74	3,92
Кальний	3,34	1.7	Вольфрам	4,54	—
При автоэлектронной эмиссии энергия, необходимая для вырыва
электронов, сообщается внешним электрическим полем, которое как
бы «отсасывает» электроны за пределы воздействия электростатиче-
ского поля металла.
Таблица II 1.6
Плотность тока термоэлектронной энергии железа
г, к	5воо;г	2 1g Т	1g Л	io. Д/сы2
1000	—19,6	6,0	—11,82	1,2-10-12
2000	—9,8	6,6	—1,4	0,04
3000	—6,6	7,0	+2,2	330
Изменение работы выхода электронов Дф под действием внешнего
поля называют
а под-
электрона, полу-
Применителько к
электрод — катод
тока j автотермо-

эффектом Шотки. Численно изменение Дф
характеризуется величиной
ставив значения заряда е
чим Дф-ЗЛЮ^Е1^.
сварочным дугам, когда
всегда нагрет, плотность
электронной эмиссии может быть рассчитана
по формуле
1000 2000 3000 т,ас
Рис. III.10

-4.39 У~е/т
(III.32)
где /в — плотность тока эмиссии при отсутствии внешнего поля [фор-
мула (III.30)], А/см2; Е — напряженность поля, В/см.
94
При напряженности поля 10е—107 В/см, которая, по данным
М. Я- Бродского и Г. И. Погодина-Алексеева, характерна для при-
катодных областей дуги, величина Дф для железных и вольфрамо-
вых электродов при их температуре кипения оказывается сопоста-
вимой с работой выхода электрона ф и потенциальный барьер для
выхода электрона исчезает.
Эмиссия в результате бомбардировки катода ионами возможна
в связи с тем, что часть положительных ионов достигает катода
с достаточным запасом энергии. Предполагается, что и этот процесс
играет определенную роль в создании потока электронов в свароч-
ных дугах при некоторых составах газов в дуге. Относительно не-
большую роль в создании по-
тока электронов, видимо, ока-
зывает и облучение катода кван-
тами излучения (фотоэлектрон-
ная эмиссия).
На работу выхода электро-
на в значительной степени
влияют примеси в материале
катода и особенно поверхност-
ные пленки. Так, введение, на-
пример, небольших количеств
Th или La в вольфрам значи-
тельно снижает работу выхода
электрона при температурах
ниже Ткнп этих составляющих.
Известно также, что эмис-
сионная способность материала
катода неоднородна по его пло-
щади и в отдельных участках может значительно отличаться (эмис-
сионная пятнистость).
В результате достаточно интенсивной эмиссии электронов с ка-
тода и соответствующей ионизации дугового промежутка устанавли-
вается устойчивый разряд — электрическая дуга с протеканием в цепи
определенной силы тока при определенном напряжении.
При горении дуги на электродах видны яркосветящиеся актив-
ные пятна, соответственно катодное и анодное. Центральная часть
дуги, расположенная между катодной и анодной областями, носит
название положительного столба дуги (или просто столба дуги)
Распределение падения напряжения в дуге соответствует рис.
III. 11. Согласно рисунку, в дуге наблюдаются ясно выраженные
области локализованного в приэлектронных областях падение напря-
жения и линейное падение напряжения в столбе. При сравнении
с общей длиной дуги (расстоянием между электродами) линейные
размеры приэлектродных областей невелики. Так, размер прикатод-
ной области около 10~5 см. Несколько больше размер прианодной
области. Возможно, что между приэлектродными областями и стол-
бом дуги имеются зоны с постепенным переходом градиента падения
напряжения от одной области к другой. Однако упрощенно можно
S5
считать, что общее падение напряжения в дуге определяется тремя
составляющими:
и^ик+ис+ий>	(111.33)
где UR, UK, Uc, Ua — соответственно общее напряжение на дуге
и падения напряжений: катодное, в столбе дуги и анодное. Тогда
мощность дуги
рд=п/д=Л4+шс+Л4	(П1.34)
Общий ток дуги I складывается из тока ионов и тока элек-
тронов:
/=4+/э.	(III.35)
Приняв долю электронного тока /=/э/7, получим ток электронов
/э=// и ток ионов /и=(1 — /)/.
Рассмотрим, из чего складывается приход и расход энергии
в приэлектродных областях и в столбе дуги.
Энергия катоду сообщается бомбардирующими его ионами. Кине-
тическая энергия ионов составляет (1 — f) IUK. При нейтрализации
ионы отдают энергию, израсходуемую на их ионизацию. Кроме того,
должна быть учтена энергия, затрачиваемая на работу выходов
электрона, т. е. (1 — /) / (UK — <р). Таким образом, приход энергии
на катоде составляет:
(1 -f)/f/K+(i -/)/(£/„-фН(1 -/)/(^к+аи-Ф). (П1.36)
Энергия на катоде расходуется на эмиссию электронов /7<р, на-
гревание, плавление и испарение металла катода WKt а также ра-
диацию RK. Тогда уравнение баланса энергии на катоде примет вид:
-/)(^Ч-Го-<р)=/7ч>+й7к+Лк.	(П1.37)
Баланс энергии в столбе дуги определяется: приходом энергии,
выделяющейся в результате прохождения тока (Я7С), и энергии,
вносимой электронами, получившими ускорение при прохождении
прикатодной области расходом на энергию, уносимую ионами,
удаляющимися из столба дуги (1 — f) IUlit и потерями на радиацию
Rc, т. е.
Я4+/Я/«=(1 - /) /t/и+К-	(III.38)
Энергия аноду сообщается электронами. Ее составляющими явля-
ются кинетическая энергия электронов, получивших ускорение при
прохождении через анодную область /Ua (так как в прианодной
области имеет место только ток электронов и f~l), и энергия ра-
боты выхода, совершаемая при вхождении электронов в анод /ср.
Энергия на аноде расходуется на нагревание, плавление и испаре-
ние материала анода Wa и радиацию 7?а. Тогда баланс энергии на
аноде
/(t/a+q>)=^+/?a.	(Ш-39)
Применительно к электрической дуговой сварке главное значение
имеют тепловые характеристики — тепло на нагревание, плавление
и испарение материала электродов — VTK и lVa. Решая уравнения
96
(III.37) и (III.39) относительно Ur/K и пренебрегая потерями на
радиацию и имея в виду» что	получаем:
^к=/[2(1-/)£7и-<р];	(ШЛО)
^a=/(tZa+<P).	(1П.41)
Эти уравнения позволяют оценивать влияние различных факторов
на нагревание, плавление и испарение материала катода и анода.
Для увеличения количества энергии №к необходимо увеличивать
долю ионного тока и потенциал ионизации, а работу выхода элек-
трода уменьшать.
Наоборот, для увеличения W7., работу выхода электронов надо
увеличивать. Увеличивает Wa также и повышение напряжения Ua.
Наиболее рациональное использование W7a и №к зависит от спо-
соба электродуговой сварки (например, неплавящимся или плавя-
щимся электродом), а также конкретных условий и задач выполне-
ния той или иной сварочной операции (максимальное наплавление
металла при малом расплавлении основного, глубокий провар основ-
ного металла и пр.). Так, например, при сварке плавящимся элек-
тродом для увеличения расплавления электрода при обратной поляр-
ности дуги (анод — плавящийся электрод, а катод — свариваемое
изделие) необходимо увеличивать работу выхода <р.
Количество расплавляемого в единицу времени электродного
металла при прямой полярности (электрод-катод):
g= 0,24№к/й,„н=0,24/[2(1 - /)	(111.42)
а при обратной полярности (электрод-анод)
£=0,24№аМ„1м===0,247 (1/а4-<р)/Л^,	(III .43)
где g—количество расплавленйого металла электрода, г/с; йтм—
удельная энтальпия (теплосодержание) расплавленного металла, кал/г.
В технических расчетах для оценки расплавления электродов при
сварке используют величину, которую называют коэффициентом
расплавления электрода «р, выражаемую в г/(А-ч) (т. е.
количеством г металла, расплавленного током в 1 А в течение 1 ч)
ap==^3600/L	(III .44)
Тогда соответственно при прямой и обратной полярности дуги:
о.о=0,24 [2 (1 — f) Uti - ф] 3600/hmj	(III .45)
«р-0.24 (t/a+(p) 3600///г„м.	(Ш.46)
Определяя экспериментально значения ар и hr„M при прямой и об-
ратной полярности, можно приближенно получить величины анод-
ного и катодного падений напряжения в дуге, а также долю элек-
тронного тока /.
-	Q7
7 Заказ М-2G9	э
При питании дуги переменным током плавящийся электрод
является попеременно то катодом, то анодом. В этом случае
^^FK4-WV2=/[2(1 -/)L/H+t/a]/2;	(Ш.47)
а,^0,24 [2(1-/) 1/иЧ-Пя] 1800/йтем.	(Ш.48)
При стабильном дуговом разряде между электродами на кон-
кретных материалах и постоянном составе газового промежутка
устанавливается определенное соотношение между силой и плот-
ностью тока в катодном пятне, напряжением и длиной дуги, а так-
же температурой электродов и столба дуги. Изменение одних пара-
метров приводит и к изменению других. Так, зависимость между
напряжением и силой тока дуги носит название статической
вольтамперной характеристики. Характерный вид этой
зависимости показан на рис. III. 12. Увеличение силы тока при ма-
лых его значениях и при постоянной длине дуги заметно снижает
напряжение. Удлинение дуги приводит к увеличению и напряжения
при const (рис. III.12,а). При дальнейшем увеличении силы тока
(а следовательно, при постоянном диаметре катода и увеличении
плотности тока) напряжение остается почти неизменным. При этом
диаметр катодного пятна увеличивается. Когда диаметр катодного
пятна вырастает до размера торца катода и его дальнейшее расши-
рение затруднено (должно осуществляться перемещением на боковые
поверхности электрода), при увеличении силы тока происходит по-
вышение напряжения дуги — вольтамперная характеристика стано-
вится возрастающей. При большем диаметре электрода при прочих
равных условиях возрастающая ветвь вольтамперной характеристики
появляется при большей силе тока (рис. III. 12,б).
Для относительно небольшой силы (плотности) тока зависимость
между напряжением дуги £/д, силой тока / и длиной дуги 1Д опи-
сывается формулой Г. Айртон
иа=а+Ыд+(с+Л1д)/1,	(Ш.49) ’
где с, Ь, с и d — коэффициенты, зависящие от материала электро-
дов и состава газового промежутка.
98
При достаточно большой силе тока последний член уравнения
(Ш.49) невелик и зависимость упрощается:
t/д---О 4“ Ь1д,
(Ш.50)
где n=t/K4-t/a.
Для участка, где поднимается напряжение при увеличении силы
тока и постоянной /д, удовлетворительной математической зависи-
мости между этими параметрами не разработано.
В случае питания дуги переменным током вследствие переменной
полярности на электродах при прохождении напряжения через нуль
дуга гаснет и зажигается вновь. В связи с нарушением в эти мо-
менты температурного состояния торцов электродов и газа в дуго-
вом промежутке для возбуждения дуги требуется большее напря-
жение, чем установив-
шееся. Поэтому изме-
нение напряжения ха-
рактеризуется наличием
пиков при каждом воз-
буждении духи после ее
обрыва (рис. 111.13).
При различии ма-
териала электродов
(различные работа вы-
хода электрона, ТГ1Л и
ГКип. тсплофизические
свойства) в дуге пере-
менного тока наблюдается асимметрия тока и напряжения в раз-
личные полу периоды горения духи (вентильный эффект). В ряде
случаев его влияние весьма значительно, например при сварке алю-
миния вольфрамовым электродом.
Большое значение для сварки имеет температура при дуговом
разряде. Температура на торцах электродов в пятнах дуги в связи
с большой локализацией электрической, а следовательно, тепловой
энергии может быть достаточно большой, практически ограничивае-
мой температурой кипения материала электрода.
В столбе дуги, несмотря на менее концентрированное выделение
энергии (меньший градиент падения напряжения, чем в приэлек-
тродных областях — см. рис. Ш.11), она расходуется на нагрев зна-
чительно меньшей массы, в связи с чем температура газа и паров
в дуговом промежутке может быть весьма высокой. Температура
столба дуги зависит и от тепловыделения, определяемого коэффи-
циентом b в формуле (И 1.50), т. е. от проводимости (степени иони-
зации) дугового промежутка или при прочих равных условиях от
состава этого промежутка. Влияние состава газа на температуру
столба дуги приведено в табл. III.7.
Упрощенный подсчет температуры дугового промежутка в зави-
симости от эффективного потенциала ионизации для режимов сварки
7*
99
плавящимся электродом при относительно небольших плотностях
тока может быть осуществлен по уравнению К. К. Хренова
Тс«8001/вф.	’	(Ш.51)
При больших плотностях тока (например, при сварке под флю-
сом) и в дугах с неплавящимся электродом максимальная темпе-
ратура столба дуги Тс 10001/эф.
Однако температура столба дуги зависит не только от плотности
в силы тока, а также от поперечного сечения столба, определяе-
мого, в частности, внешним давлением, воздействием внешнего маг-
Т а блиц а II 1.7
Влияние состава газа в дуговом промежутке на температуру дуги
при сварке стали. Ток 280А (М. Я. Броун)
СоС1 в гг	воздух	Пары Ма,СО8	Пары К„СО8
Температура, К	6100±200	4800+200	4300+100
нитиого поля и пр. Так, с увеличением силы тока, в частности
в сварочных дугах, происходит повышение температуры столба дуги.
Повышается также температура дуги при сварке под водой по мере
увеличения давления столба воды на образующийся вокруг дуги
пузырек газа. Повышает температуру столба дуги и обжатие столба
различными способами: соответствующей конструкцией горелок;
струей газа, охлаждающего периферийные части дуги; электромаг-
нитным обжатием. Эти методы позволяют получить дуговую плазму
с температурой примерно до 20000 К (см. § 18).
Количество тепловой энергии, используемой при сварке, зависит
от способа сварки, т. е. от способа ее введения в свариваемое изде-
лие. Так, например, при сварке дугой косвенного действия, когда
изделие не является полюсом дуги (не включено в электрическую
цепь), а дуговой промежуток в основном заполнен воздухом, при
соответствующем расположении дуги свариваемое изделие получает
10—15% всей тепловой энергии из выделяющейся в дуге, т. е.
только часть тепла столба дуги.
При продувании через дугу водорода он в результате процессов
диссоциации в дуге (Н2->2Н4-103 800 кал/моль или 541,8 кДж/моль)
и ассоциации на холодной поверхности металла (2Н-+Н24-
4-103800 кал/моль) является переносчиком тепла. Эффективность
нагрева изделия в этом случае при дуге косвенного действия значи-
тельно возрастает.
Включение изделия в цепь в виде одного из электродов дуги
приводит к использованию приэлектродных выделений энергии,
больших, чем в столбе дуги.
Так, даже при сварке неплавящимся электродом в среднем эф-
фективность использования тепловой энергии дуги на нагрев металла -
составляет около 50% (0,5), а в некоторых случаях (при заглублен-
ной дуге) и значительно больше.
100
При плавящемся электроде на одном из полюсов выделяется
тепло одной призлектродной области, а на другом второй приэлек-
тродной области. Плавящийся электрод переносит полученное тепло
в виде теплосодержания расплавленного металла на свариваемое
изделие. Общий запас тепла, получаемый изделием, в этих случаях
значительно более 50% и достигает 80—90%.
Определение эффективной тепловой мощности сварочной дуги
осуществляется по уравнению
9и=<ЭдЧи= 0,24КШл1]и,	(III .52)
где qK — эффективная тепловая мощность дуги, введенная в свари-
ваемое изделие, кал/с (в дальнейшем, для упрощения qvi будем обо-
значать просто <7, подразумевая д.л— q); Qn — тепловая мощность
дуги; i},( — коэффициент, представляющий собой отношение эффек-
тивной мощности дуги к ее полной мощности (определяется кало-
риметр ировакием и измерением электрических параметров дуги);
0,24 — коэффициент перевода из электрических величин в тепловые,
кал/(Вт-с); К — коэффициент, учитывающий влияния несинусоидаль-
ности кривых напряжений и тока на мощность дуги (при постоян-
ном токе А'=1; при переменном К 0,7— 0,97).
Значения для некоторых типовых случаев сварки приведены
в табл. II 1.8.
Таблица III.8
Значения т]н для различных случаев дуговой сварки
Способ сварки	Сварка и епла в ящкмея электродом в за- щитных газах	Снарка плавящимся электродом (элект- роДчг: со стабилизи- рующим покрытием)	Сварка плавя- щимся покрытым электродом	Сварка плавя- щимся электро- дом под флюсом
Чи	0,45—0,70	0,65—0,75	0,75—0,85	0,75—0,90
Примечание. Некоторое участие тепловых эффектов химических реакций при этом
не учитывается, но их влияние отражается в виде изменений Т]и при калориметрических
определениях.
Дуга прямого действия (нагреваемое изделие включено в элек-
трическую цепь и является одним из полюсов дуги) вводит тепло,
так же как пламя (см, § 14), по некоторому пятну нагрева.
Распределение тепла, вводимого в металл различными сварочными
дугами (в виде плоских разрезов подобно рис. II 1.6, б), показано
па рис. II 1.14: а — при угольном неплавящемся электроде, б — пла-
вящимся электродом под флюсом, в — плавящимся электродом от-
крытой дугой при малой силе тока.
Степень локализации ввода тепла и максимальный удельный теп-
ловой поток в центре дуги значительно больше, чем при газосва-
рочном пламени (табл. III.9).
101
Так же как пламя, дуга создает механическое воздействие на
разогреваемый, плавящийся металл. Механическое действие дуги
неплавящегося электрода (например, при сварке вольфрамовым
Таблица II 1.9
Характеристики теплового потока сварочных дуг
Характеристика сварочной дуги	Максимальный удельный тепловой поток, кал/(с№-с)	Коэффициент сосредоточен- ности /< [формула (111.19)] 1/см»
Дуга неплавящегося уголь- ного электрода	1000—2000	1—1,5
Дуга неплавящегося элек- трода (вольфрам) в струе аргона	500—600	6—14,0
Дуга открытая плавяще- гося электрода (железо)	1000—2000	1—1,5
Луга нод флюсом плавя- щегося электрода (железо)	6000	6—10,0
увеличением силы тока
электродом в струе аргона) усиливается с
и в целом отвечает зависимости:
где k — коэффициент, г/А2.
Как во всяком проводнике с током, вокруг дуги
магнитное поле. Продольная составляющая этого поля
(Ш.53)
образуется
придает по
току заряженных частиц вращение — вращает дугу. При плавящемся
электроде продольная составляющая магнитного поля оказывает
102
значительное влияние на отрыв капель от электрода и их перенос
в дуге.
Поперечное магнитное поле может отклонять дугу от нормаль-
ного направления (рис. III.15, а). Влияние собственного магнитного
поля на дугу в зависимости от места подключения тока и сваривае-
мому изделию показано на рис. III 15, б.
Магнитное поле дуги усиливается пропорционально квадрату
силы сварочного тока. Отклоняющее воздействие магнитного поля
меньше при короткой дуге и сильнее при длинном столбе дуги.
Против магнитного отклонения («выдувания») дуги в некоторых
случаях приходится принимать различные меры: стабилизацию дуги
внешним магнитным полем; наложение магнитных масс в опреде-
ленных участках вблизи свариваемого шва; использование наклона
электрода.
Магнитное дутье дуги переменного тока значительно слабее,
чем дуги постоянного тока. В ряде случаев это является существен-
ным достоинством использования переменного тока для сварки.
На дугу можно воздействовать и внешним магнитным полем,
Например, применяют стабилизацию направления дуги соленоидом,
окружающим стержневой электрод. Для некоторых случаев (на-
пример, нагрев стыка труб) можно получить быстровращающуюся,
бегущую дугу.
§ 16. НАГРЕВ ЭЛЕКТРИЧЕСКИМ ТОКОМ
ПРИ НАЛИЧИИ КОНТАКТНОГО СОПРОТИВЛЕНИЯ
Выделение тепла Qnpn протекании по проводнику электриче-
ского тока определяется известным законом Ленца — Джоуля: в ка-
лориях
Q=0,24/2/?/,	(III.54а)
или в джоулях
(Ш.546)
где I — сила тока, А; /?—- сопротивление цепи, Ом; t — время про-
текания тока, с.
103
При наличии в цепи участков с различным сопротивлением
тепло выделяется различно, пропорционально их сопротивлениям.
Сопротивление протеканию электрического тока сплошного провод-
ника
/?=p*(Z/F),	(Ш.55)
где р* — удельное сопротивление. Ом-см; I — длина проводника, см;
F — площадь поперечного сечения проводника, см2.
Значения удельного сопротивления некоторых металлов при тем-
пературе 18е С приведены в табл. ШЛО.
Таблица III.10
Удельное сопротивление некоторых металлов
Металл	Си	AI		W	Zn j	Ni ।	Fe
Р*. Ом-см-10—°	1,75	2,72	4.3	5.32	5,95	7,35	9,9
С повышением температуры сопротивление металлов возрастает
Яг=Я0(1+аТ),	(Ш.56)
где Rt — сопротивление металла при температуре Т\ R(l — началь-
ное сопротивление; а — температурный коэффициент электрического
сопротивления.
У металлов, изменяющих свою кристаллическую решетку при
нагреве (например, у железа), значения а для различных состояний
решетки меняются.
Наличие легирующих элементов и примесей в металле также
изменяет значения р * и а. Как общее правило, образование твер-
дых растворов увеличивает электрическое сопротивление, а распад
растворов с образованием гетерогенных систем уменьшает сопротив-
ление, хотя оно остается более высоким, чем у чистого металла.
Значительный наклеп металла увеличивает сопротивление.
Сопротивление проводников в месте их взаимного соприкоснове-
ния (контактное сопротивление) не подчиняется таким определен-
ным зависимостям, как сопротивление самих металлов. Поверхности
металла никогда не являются идеально ровными. Степень неровно-
сти зависит ст свойств металла и его предшествующей обработки.
Кроме того, на поверхностях обычно имеются те или иные посто-
ронние вещества — жировые пленки, скислы и пр. Толщина
окисных пленок зависит от свойств металла, степени предваритель-
ной зачистки, времени с момента окончания зачистки. В различных
участках поверхности толщина пленок окислов обычно неодина-
кова.
При сближении двух металлических поверхностей вследствие
их неровности соприкосновение происходит только в отдельных
точках. В связи с тем что толщина пленок окислов в различных
104
местах неодинакова, образование контактных участков может иметь
вид А, Б и В (рис. III.16). Так как электрическое сопротивление
этих участков неодинаково, то при подведении напряжения и про-
текающий по этим участкам ток будет разным. При нагревании и
наличии давления (внешней сдавливающей силы) контактные вы-
ступы сминаются, увеличиваются по площади, а сплошность окис-
ных пленок нарушается. В связи с
этим первоначально большое электриче- •
ское сопротивление контакта умень-
шается. Этот процесс сопровождается
рядом побочных процессов: возникно-
вением термотоков и др.
Изменение сопротивления холодно-
го контакта между плоскими
стальными листами в зависимости от
приложенного давления (применительно
к схеме точечной сварки) изображено
Рис. J1I.16
на рис. III.17, где 1 — нижнее значение R* при диаметрах электро-
дов D"7 мм и D=10 мм; 2— верхнее значение RK при £)=10 мм:
3 — верхнее значение RK при D—7 мм; А — среднее значение /?к
при D=10 мм; Б — среднее значение RK при D=7 мм.
Сопротивление холодного контакта сильно зависит от перво-
начальной обработки контактирующих поверхностей (табл. II 1.1b
Таблица III.11
Контактное сопротивление при 20° С некоторых металлов и сплавов
в зависимости от различной подготовки их поверхностей и давления
Металл	Толщина пластин, мм	Давление р, кгс	Вид подготовки поверхностей	«к- мкОм
Низкоуглеродистая сталь	34-3	200	Поверхность не за- чищена (с окалиной и ржавчиной)	500 ОСЬ
	34-3	200	Поверхность с ока ЛИНОЙ	80 000
	з-рз	200	Обработка резцом	1 200
	34-3	200	Травление в кисло- те	300
	з-рз	200	Обработка напиль- ником	280
	34-3	200	Шлифование	110
Дуралюмпний	i+i	450	В состоянии пос- тавки	1000
	1+1	459	Травление	20
	1+1	450	Очистка стальной щетки	10
Алюминиево-маргац- цевый сплав АМц	1+1	45»	Т ран leiiiit	50
105
Приведенные в таблице величины контактных сопротивлений
являются ориентировочными и в конкретных случаях могут иметь
значительные отклонения.
Зависимость изменения контактного сопротивления низкоугле-
родистой стали при различных температурах и давлениях показана
Рис. 111.17
Рис. 111.18
на рис. III. 18. Для других материалов такая зависимость может
быть количественно иной, что определяется характером изменения
механических свойств с повышением температуры, главным образом
предела текучести. Металлы, которые с повышением температуры
имеют меньшее снижение я?, могут сохранять при прочих равных
условиях большее значение j?K при повышенных температурах.
Основные схемы использования нагрева электрическим током
посредством выделения тепла в контактных сопротивлениях, при-
меняемые при различных способах контактной сварки (а — при то-
чечной сварке, б — при стыковой сварке сопротивлением, в — при
стыковой сварке оплавлением), показаны на рис. III. 19.
При пропускании тока по схеме точечной сварки через две пла-
стины, сложенные внахлестку, общее сопротивление между электро-
дами сварочной машины в начале сварочной операции определяется
формулой
/?=2Ял+2?к+2/и	(Ш.57)
где Rn — сопротивление металла свариваемых листов; — кон-
тактное сопротивление между листами, подлежащими свариванию;
Язл — контактное переходное сопротивление между торцом электро-
да и поверхностью свариваемых листов.
Юв
Сопротивление может быть ориентировочно подсчитано по
формуле (Ш.55), приняв F — равной контактной поверхности элек-
трода, а 1=6, где б —толщина свариваемого листа. Если для при-
мера принять листы низкоуглеродистой стали (р~ 10-10’® Ом-см) с
6=0,4 см и d3=l,2 см, то Ю'-6 Ом, а 2/?л«10- 10-е Ом.
При сопоставлении этого сопротивления с контактным сопротивле-
нием очищенных пластин из низкоуглеродистой стали (табл. III. 11)
/?к=(110 ч-300)-10~6 Ом получим, что в исходном состоянии
составляют около 5% (0,05) от /?к. При нагреве 1?л увеличится
[см. формулу (III.56)].
Сопротивление между медными электродами и стальными
пластинами много меньше, чем контактное сопротивление между
стальными пластинами. Так, если принять по аналогии с шинными
контактами сопротивление медь-железо в пять раз меньшим сопро-
тивления железо-железо, то 1?эя«*0,2/?|{, а 2/?эл^0,47?к (40% от кон-
тактного сопротивления между стальными листами).
Тогда 1,45/?к, т. е. основную часть сопротивления составляет кон-
тактное сопротивление между листами, подлежащими сварке. Естествен-
но, что в начале пропускания тока наибольшее тепловыделение
будет происходить в этом контакте.
Контактное сопротивление складывается из внутреннего R&
(определяемого несовершенством прохождения тока через контакти-
рующие поверхности) и геометрического RT (сопротивление проте-
канию тока по искривленным путям, например в свариваемых листах,
определяемым соотношением ds и б):
(Ш.58)
При протекании тока и нагревании металла соотношение между R*
и Rr изменяется. Характерная зависимость изменения этих состав-
ляющих (и их суммы RK) при точечной (сплошная линия) и рельеф-
ной (штриховая линия) сварках от температуры нагрева металла
приведена на рис. Ш.20, а.
107
Общее сопротивление при точечной сварке меняется относитель-
но мало и характер тепловыделения при протекании тока качествен-
но не изменяется. В связи с тем что отвод тепла в электроды
(обычно охлаждаемые водой для ограничения их нагрева и повыше-
ния стойкости), как правило, больше, чем в свариваемые листы,
наиболее интенсивно температура повышается вблизи контакта
между листами. При этом металл вблизи контакта может быть на-
грет до температур, при которых возможно сваривание в твердом
состоянии, или до температуры плавления. При точечной сварке
обычно более стабильное качество получается при местном расплав-
Рис. III.20
лении — образовании литого ядра. Размеры этого литого ядра опре-
деляются меняющимися соотношениями тепловыделения при проте-
кании тока и теплоотвода, в частности в электроды. При выключе-
нии тока жидкий металл охлаждается, кристаллизуется и получается
сварная точка диаметром, обычно несколько большим диаметра
электрода.
Аналогично происходит соединение при рельефной и шовной
сварках.
Схема нагрева протекающим электрическим током при сварке
стержней встык сопротивлением в целом также подобна случаю,
рассмотренному выше, но имеет некоторые. особенности. Так,
имеет при этом меньшее значение, чем при точечной сварке (кон-
тактная поверхность между зажимами машины и контактом между
деталями, подлежащими сварке, расположены дальше; эта поверх-
ность в ряде случаев более развита). Меньшее значение имеет так-
же и теплоотвод в зажимные устройства.
Второй особенностью является меньшее значение Rr в составе /?к.
При окончании процесса сваривания стыка геометрическая состав-
ляющая контактного сопротивления снижается до нуля. Характер-
ные кривые изменения 7?в, М и RK при стыковой сварке сопротив-
лением в зависимости от температуры показаны на рис. 111.20, &
1U8
При стыковой сварке сопротивлением торцы свариваемых деталей
сводят друг с другом, дают то или иное давление, а затем включают
гок. Общий характер распределения температур по длине, напри-
мер, свариваемых стержней, зависящий и от величины контактного
сопротивления, определяемой давлением, показан на рис. III.21
сплошной линией.
Если торцы тех же стержней подводят друг к другу при вклю-
ченном напряжении, то первое касание произойдет только в одной-
двух отдельных точках, как бы при очень малом давлении. Через
эти контактные перемычки пойдет достаточно большой ток и они
быстро, почти мгновенно, нагреются и расплавятся. Жидкий металл
будет выброшен из зазора, а прилегающие к этим выступам (контак-
там) участки металла быстро на-
греются до достаточно высокой
температуры. Дальнейшее сбли-
жение торцов приведет к повто-
рению этого явления в других
участках — контактах, затем еще
в других, пока вся поверхность
такими последовательными процес-
сами не будет оплавлена, а торцы
нагреются до температуры, необ-
ходимой для сварки давлением.
Тогда ток выключают и дают сва-
рочное давление.
При таком процессе тепловыделение происходит в различных
участках, каждый раз при большой плотности гока, и нагрев осу-
ществляется более концентрированно. Общий характер распределе-
ния температур при рассмотренном процессе сварки оплавлением
изображен на рис. III. 21 штриховой линией.
Тепловыделение при нагреве электрическим током определяется
сопротивлением, силой тока и временем [формула (III. 54)]. Так как
величина сопротивления при сварке конкретных изделий может ре-
гулироваться только в небольших пределах, практически сварочный
нагрев достигается выбором силы тока и временем его протекания.
При увеличении времени протекания тока одновременно растут по-
тери тепла (в металл изделия, электроды, окружающую среду), по-
этому энергетически наиболее эффективны процессы нагрева, осуще-
ствляемые в минимально короткое время. Это может быть достигнуто
соответствующим увеличением силы тока.
Обычно при контактной сварке в зависимости от свариваемых
изделий и способа сварки используют значения силы тока от 100
до~100000 А. Время протекания тока при контактной сварке обыч-
но составляет оз нескольких секунд до сотых и тысячных долей
секунды. Для сварочного нагрева часто применяют переменный ток.
При этом приходится учитывать и индуктивное сопротивление всей
системы машины и свариваемого изделия.
Подробно эти вопросы рассматриваются в курсе «Электрическая
контактная сварка».
109
$ 17. ЭЛЕКТРОШЛДКОВЫЙ ИСТОЧНИК ТЕПЛА
Известно, что расплавленные шлаки, состоящие из окислов, га-
лоидов или их смесей, являются пооводниками электрического тока.
При этом тепло выделяется согласно формуле:
в калориях
Q=0,24/2R7=0,24/t7/,	(II 1.59а)
или в джоулях
Q=PRt^lUt,
(III.596)
где U — падение напряжения между металлическими электродами
в объеме, заполненном расплавленным шлаком.
Схема тепловых потоков при электрошлаковой сварке представ-
лена на рис. (П.22.
Электродная проволока (пластина или пластина с дополнитель-
ными проволоками) плавится в результате выделившегося тепла при
прохождении по ней тока и нагрева шлаком, перегретым выше тем-
Рис. 1П.22
пературы плавления металла. Если ско-
рость подачи проволоки равна скорости ее
плавления, зазор между торцом электрода и
зеркалом металлической ванны остается по-
стоянным.
Часть теплового запаса шлаковой ванны
расходуется па нагрев и плавление сварива-
емого металла.
Для обеспечения создания шлаковой и
металлических ванн и исключения их вы-
текания по боковым поверхностям зазор
между свариваемыми изделиями перекры-
вается обычно подвижными медными воцо-
охлаждаемыми ползунами. Тепло, отводимое
в ползуны расходуется на нагрев протека-
ющей в них воды.
Часть теплового запаса шлака тратится
на плавление флюса, как начального количества, так и добавля-
емых по ходу выполнения сварки порций флюса, а также на полу-
чение (радиацию) зеркалом шлаковой ванны.
Распределение температур в шлаковой ванне при электрошла-
ковой сварке в достаточной степени не изучено. Однако при сварке
низкоуглеродистой стали на устойчивых режимах средняя темпера-
тура шлака определялась в 1750—1800° С. Хотя, вероятно, что при
большой электрической мощности процесса и относительно неболь-
шой массе шлака в нижней части шлаковой ванны температура
может быть выше, примерно 2000—2100° С.
Сопротивление протеканию тока в шлаковой ванне [/? в фор-
муле (t 11.59)] определяется размерами ванны, плавящегося электро-
да и удельным сопротивлением шлака р^, зависящим от температу-
i 10
ры. Общее сопротивление шлаковой ванны может быть определено
по формуле
<IIL60>
где — удельное сопротивление шлака при средней температуре
шлаковой ванны. Ом-см; L — длина плавящегося электрода, по-
Рис. 1П.23
груженного в шлаковую ванну (согласии рис. 111.22	— я), см;
d— диаметр электрода, см; е — коэффициент, учитывающий сильное
изменение сопротивления при малых значениях й; е=1 —23
т — поправочный коэффициент, завися-
щий от длины погруженной части элект-
рода (рис. III.23).
Значения для целого ряда прак-
тически применяемых шлаков при сварке
сталей в зависимости от температуры
показаны на рис. III.24.
При сварке несколькими (п) электро-
дами сопротивление сварочной ванны
уменьшается. Для случая, когда рас-
стояние между электродами не менее £,
приведенное сопротивление шлаковой ван-
ны при п электродах
/?ир~Я/п.	(III.61)
где R— сопротивление ванны при одном
электроде [см. формулу (III.60)].
Электрошлаковая сварка применяется
главным образом при необходимости со-
единения металла больших толщин. Обыч-
ными режимами сварки являются: сила
тока 500—1500 А; напряжение 30—50 В;
скорость сварки 0,6—1,5 м/ч. При таких режимах на единицу
длины шва выделяется большое количество теплоты Расход
111
Ш~9,8°/в
Рис. Ш.25
этого тепла по различным составляющим зависит от толщины
свариваемого изделия. С увеличением толщины свариваемого ме-
талла доля тепла на его нагрев возрастает, а потери тепла в охлаж-
дающие устройства (на нагрев
воды) при этом относительно
уменьшаются. Тепловой баланс
применительно к сварке стыко-
вого шва стали толщиной
100 мм показан на рис. Ш.25,
где I — потери тепла с поверх-
ности шлаковой ванны; II — по-
тери тепла па плавление шла-
ка; III — отвод тепла в ползу-
ны; IV— расход тепла на на-
грев свариваемого металла; V —
расход тепла на плавление
свариваемого металла; VI —
расход тепла на плавление
электрода.
Электрошлаковый источник тепла позволяет производить сварку
металла весьма большей толщины (например, около 1000 мм) в
один проход, что определяет эффективность его использования для
изготовления целого ряда сварных конструкций.
§ 18. НОВЫЕ СВАРОЧНЫЕ ИСТОЧНИКИ ТЕПЛА
В последние годы для сварки начал применяться ряд новых
источников тепла: электронный луч (пучок), плазма дуги, трение,
ультразвук и др.
Необходимость сварки тугоплавких и химически активных ме-
таллов привела к разработке сварки электронным лучом в вакууме.
Электронный луч может являться источником нагрева свари-
ваемого металла, превращая кинетическую энергию быстролетящих
электронов в тепловую при бомбардировке металла электронами.
Для того чтобы такой нагрев был достаточно интенсивным, необхо-
димо иметь мощный поток электронов и большую скорость их в
момент удара о поверхность металла.
В § 15 уже  отмечалось, что в определенных условиях катод
излучает электроны, которые могут ускоряться внешним электри-
ческим полем. Ускорение электронов может быть наибольшим при
достаточно большом свободном пробеге, без столкновения с други-
ми частицами, в частности с газовыми молекулами. Такие условия
достигаются при достаточно глубоком вакууме. Обычно для нагре-
ва электронным пучком при сварке используют вакуум ~ 10~6 мм рт. ст.
(0,0013 Н/№).
Упрощенная схема использования электронного луча для сварки
изображена на рис. III.26. Нагреваемый электрическим током ме-
таллический или металлокерамический эмиттер (катод /) излучает * и
112
электроны. Электроны в электрическом поле между катодным фо-
кусирующим электродом 2 и анодной диафрагмой 3 формируются
в виде луча (пучка). За счет высокого напряжения (10000—100000 В)
электроны, излучаемые катодом, ускоряются. Получаемая скорость
электронов зависит от приложенного напряжения и степени ва-
куума, определяющего свободный пробег электронов. В пределах
свободного пробега скорость, приобретаемая электронами, может
быть получена из формулы (Ш.21):
v=Y2еИ/п1^У 2-1,59-10~12/9,03-10—28 =_G-10“см/с,
т. е. при
С7=10000 В; d=6-109 см/с=60000 км/с;
£7=100000 В;	см/с=200000 км/с.
Проходя через фокусирующую магнитную линзу 4 (иногда кон
структивно связанную с магнитной
тронный луч фокусируется и до-
стигает свариваемого изделия 5,
подключенного параллельно аноду.
Фокусировка магнитным (или элек-
тростатическим) полем позволяет ог-
раничить площадь луча к моменту
достижения им обрабатываемого из-
делия и тем самым регулировать
локальность ввода тепла.
Комплект устройств, служащих
для получения и фокусировки элек-
тронного луча, называют электрон-
ной пушкой.
При столкновении электрона,
движущегося со скоростью
100000 км/с=1-1010 см/с, с поверх-
ностью металла в случае полной
отдачи электроном своей кинетиче-
ской энергии металл получит тепло-
вую энергию
Q=mv2/2=9-10-26-1030/2=
=4,5 -10~8 г • см2/с2» 1,1-10-15 кал»
»4,6-10~15 Дж.
отклоняющей системой), элек-
Рис. IIL26
Необходимая для ряда условий сварки тепловая энергия в
100—1000 кал/с (420—4200 Дж/с) достигается бомбардировкой ме-
талла потоком (пучком) электронов с их общим количеством
1017—1018 электронов в секунду.
При столкновении с поверхностью металла электрон теряет свою
энергию не мгновенно, а осуществляет некоторый пробег в глубь
8 Заказ № 269
113
металла. Длина этого пробега 6 (см) определяется уравнением Ше-
кланда:
б-2,Ы0-12(С/2/р),	(111.62)
где р — плотность вещества, г/см3.
Например, пробег электрона в цирконии (р=6,5 г/см8) при раз-
гоняющем напряжении 17=50 000 В составит
6=2,1-10—12 ^221=0,0081 см=81 мкм.
6,1
Следовательно, и тепло будет выделяться в этом случае не только
на поверхности, но и на некоторой глубине в металле. Однако так
как глубина проникания электронов практически много меньше по-
Рис. II 1,27
Рис. Ш.28
перечного сечения луча (для многих случаев приближенно), то
можно считать, то тепло выделяется на поверхности. -
При столкновении с узлами кристаллической решетки электрон
отклоняется от прямолинейного движения.
Распределение выделяемой электронным пучком тепловой энер-
гии по глубине его проникания в металл показано на рис. IIL27.
Малое количество тепловых потерь при нагреве металла элек-
тронным лучом в вакууме приводит к большому эффективному
к. п. д. превращения электрической энергии в тепловую, состав-
ляющему 0,80—0,98 (т. е. 80—98%).
Система фокусирования (и расфокусирования) электронного луча
позволяет в значительной степени регулировать его тепловое воз-
действие на металл. Значительно сфокусированный луч может скон-
центрировать большое количество энергии на малом пятне нагрева,
создавая наибольшую плотность теплового потока в сравнении с
другими сварочными источниками тепла (более подробно см. § 19).
Плазма дуги как Источник тепла для сварки может рассмат*
114
риваться как специфическое использование дуги. В § 15 указыва-
лось, что в случае обжатия столба дуги температура газов в нем
повышается. Обжатие столба дуги может быть обеспечено повыше-
нием давления, интенсивным теплоотводом от периферийных частей
дугового разряда, а также воздействием внешнего электрического
поля. В определенных условиях струя этих газов с весьма высокой
температурой может выдуваться из дугового промежутка и исполь-
С)
Бт/мм*
25
Ф20мм
20
15
р-Бкгс/с,№
Осадка ^мм -
зеваться как источник тепла.
Простейшая схема технического использования такой плазмы
дуги изображена на рис. III.28 Столб дуги 5, горящей между не-
плавящимся, например вольфрамовым, электродом 1 и охлаждением
водой медным наконечником 2,
создает в результате подбора ха-
рактеристик подавляемой струи
плазму дуги 4 с высокой темпера-
турой. Струя газа 5 выдувает плаз-
му за пределы медного наконеч-
ника (сопла). Температура плаз-
мы, полученная таким способом,
составляет 14 000—18000 К. На-
правленная на обрабатываемый ме-
талл она может обеспечить доста-
точно локализованный нагрев.
Однако при этом слецует ука-
зать, что эффективный к. п. д. на-
грева таким источником тепла не
очень велик. Более эффективным
является использование нагрева
плазмой в комбинации с дугой
прямого действия, т. е. когда из-
делие является одним из электро-
дов дуги.
Сварка трением осущест-
вляется за счет превращения ме-
ханической энергии в тепловую
при трении двух поверхностей друг
об друга. Практически этот источ-
ник тепла наиболее часто приме-
10
5
500	1000 n^S/мин
няют для разогрева и сварки тел вращения, посредством вращения
одной поверхности относительно другой. Если при этом коэффициент
трения принять постоянным, независящим от скорости относитель-
ного движения трущихся поверхностей и величины удельного дав-
ления, то средняя плотность теплового потока (q кал/(см2-с) опре-
деляется формулой
q=kpfnR,
(II 1.63)
где р — удельное давление, кге/мм8; f — коэффициент трения;
п — частота вращения, об/мин (1/мин); R— радиус, по которому
8*
115
осуществляется относительное перемещение трущихся поверх-
ностей, мм; k — коэффициент пропорциональности (при указанных
размерностях величин равный — 0,067).
Однако по мере нагрева металла при трении происходит пере-
ход от сухого (граничного) трения к чистому. Коэффициент трения
при этом снижается. Изменение коэффициента трения от скорости
вращения удовлетворительно описывается формулой
f=k:\nR)\	(III.64)
В соответствии с изменением преобладающего значения коэф-
фициента трения в процессе относительного перемещения удельная
тепловая мощность и продолжительность нагрева до сварочной тем-
пературы зависят (при прочих равных условиях) от скорости враще-
ния (числа оборотов). Экспериментально полученные зависимости
для низкоуглеродистой стали показаны на рис. III.29, а, б.
При дальнейшем нагреве процессы схватывания и разрушения
металлических перемычек между трущимися поверхностями приводят
к стабилизации выделения тепла.
Для ряда изделий использование нагрева трением дает значитель-
ную экономию затрачиваемой энергии в сравнении с электрической
контактной сваркой встык.
Ультразвуковые упругие колебания также могут
создать возможность нагрева металла. При их введении создаются
микроперемещения в сопрягаемых поверхностях, которые нагрева-
ются как от трения, так и в результате сложного взаимодействия
между соседними кристаллитами, сопровождающимися их перемеще-
нием, дроблением и образованием микротоков. Этих процессов доста-
точно для определенного нагрева тонкого слоя металла и его сва-
ривания.
§ 19. СРАВНИТЕЛЬНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ
РАЗЛИЧНЫХ ИСТОЧНИКОВ ТЕПЛА ДЛЯ СВАРКИ ПЛАВЛЕНИЕМ
Различные источники сварочного тепла характеризуются некото-
рыми особенностями, которые определяют эффективность их приме-
нения, технологическую гибкость использования для тех или иных
сварочных операций.
Так, по степени локализации ввода тепла в свариваемое изделие
(в пятно нагрева) различные источники тепла значительно отлича-
ются друг от друга. Характер распределения удельного теплового
потока, а при использовании некоторых сварочных источников тепла
при одинаковом тепловложении в изделие показан на рис. III.30.
Наибольшая локализация ввода тепла может быть создана при на-
греве свариваемого изделия лазером 5 и электронным лучом 4. Дуга
плавящимся электродом 3 (особенно под флюсом) является также
достаточно высоколокализованным источником тепла. Несколько
меньшая локализация ввода тепла характерна для нагрева дугой
косвенного действия 2, даже при ее обжатии плазмотроном. Наиме-
нее локализование вводится тепло в свариваемое изделие газосва-
116
рочным пламенем /. Ввод тепла осуществляется по большой пло-
щади (мало локализовано) и при электрошлаковом источнике тепла.
Весьма важными являются и максимальная мощность сварочного
источника, максимальный эффективный тепловвод в центре пятна
нагрева., а также к. п. д. использования мощности для нагрева
изделия.
7	2	J
Рис. Ш.30
Сопоставление предельных размеров пятна нагрева (d0), макси-
мального тепловвода в пятно нагрева (gmax) и практически примени*
емой мощности тех же источников тепла, что на рис. III.30, по дан-
ным Н. Н. Рыкалина, показано на рис. III.31.
Наибольшая максимальная мощность практически достигнута при
электрошлаковой сварке 2 (—250 кВт) и электродуговой 3 (—100 кВт).
Хорошим диапазоном мощностей (примерно от 1 Вт до 50 кВт)
характеризуются электроннолучевые сварочные установки 4. Не-
сколько меньшая максимальная мощность (—36 кВт) тока достигается
в установке для сварки лазером 5. Максимальная мощность практи-
чески применяемого газосварочного пламени 1 ограничивается
—10 кВт.
По полезному использованию мощности источника энергии (по
эффективному вводу тепла в свариваемое изделие) наиболее высо-
ким значением к. п. д. характеризуются электронный луч, свароч-
ная дута, а при металле большой толщины —электрошлаковый источ-
ник сварочного тепла. Значительно менее эффективно использова-
ние мощности лазера и газосварочного пламени.
Важной характеристикой сварочных источников тепла является
их технологическая гибкость, маневренность. Некоторые источники
117
металла дугой при неплавящемся
Нп-.ах? Вт/смг
10 в
W7
10s
ID5
f&b
1D3
102
Ю3 Ю'2	10Г1	10 ID1
dotcw
Рис. Ш.31
сварочного тепла не могут обеспечить нагрева металла без его рас-
плавления даже в тех случаях, когда это было бы полезно, напри- .
мер при наплавке специальных сплавов. Так, электрическая дуга
при плавящемся электроде нагрев металла всегда сопровождает плав- |
лением. В этом случае отделить нагрев от плавления не удается. I
Труднее, но возможно, осуществлять нагрев без расплавления W
электроде. Обычно в этом случае
приходится ограничивать тепло- |
вую мощность дуги, а следователь-
но, и производительность нагрева.	|
Газосварочное пламя, в частно-	I
сти ацетилено-кислородное, легко
может обеспечить прогрев 'металла
без его расплавления регулиро-
ванием не только мощности, но и I
расстояния от горелки до нагре-
ваемого металла.
Процесс нагрева без расплавле-
ния позволяет осуществлять и
электронный луч посредством его
расфокусировки, т. е. посредством
бомбардировки большей площади
лучом такой же мощности. Однако
элект ройный луч требует приме-
нения специальных камер, в кото-
рых должен быть создан соответствующий вакуум. Манипулиро-
вание воздействием источника тепла в этом случае должно осуществ-
ляться на расстоянии, дистанционно. Это приводит к усложнению
нагрева и сварки изделий больших размеров. Кроме того, примене-
ние высоких напряжений приводит к излучению вне камеры жест-
ких лучей типа рентгеновских. Облучение рабочего персонала такими
лучами при соответствующей длительности и интенсивности явля-
ется недопустимым. Поэтому без утолщения стенок камер в целях
обеспечения радиационной защиты рекомендуется ограничивать верх-
ние значения напряжения. При более высоких напряжениях конст-
рукция камеры должна учитывать и радиационную защиту. В Совет-
ском Союзе электронные установки для сварки обычно применяют
с напряжением до — 40 000 В. *
Электрошлаковый источник тепла не может обеспечить ввода
в свариваемое изделие небольшой тепловой мощности. Для обеспе-
чения необходимой электропроводности расплавленного шлака его
количество должно быть достаточно значительным; для поддержания
такого количества шлака в расплавленном состоянии вводимая элек-
трическая мощность должна быть достаточно большой, а следова-
тельно, и изделия, подвергающиеся элекгрошлаковой сварке, не
могут быть небольшими.
В связи с комплексом рассмотренных характеристик источников
тепла более удобными для изготовления разнообразных сварных
конструкций являются электрическая дуга и в меньшей степени
118
газосварочное пламя. Менее универсальными являются другие
источники тепла, хотя каждый из них в специфических условиях
может оказаться наиболее целесообразным для использования при
изготовлении тех или иных сварных изделий.
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1.	Изложите общие требования к сварочным источникам тепла.
2.	Как определяется термический к. п д. нагрева горючими газами? Какие
процессы определяют неполную отдачу тепла при контактировании пламени с на-
греваемым металлом?
3-	Как происходит горение водорода и какова температура водородно-кисло-
родного пламени?
4.	Изложите схему горения углеводородов. Дайте сравнительную характери-
стику различных углеводородов применительно к их использованию для газопла-
менного нагрепа.
5.	Каковы особенности строения и температуры ацетилено-кислородного пла-
мени различной регулировки?
6.	Каковы основные закономерности механического воздействия пламени на
свариваемый металл?
7.	Какие условия определяют возможность горения электрической дуги?
8-	Какие известны виды ионизации газов?
9.	Каковы основные закономерности ионизации газов и газовых смесей?
10.	Что такое эмиссия электронов? Какие процессы протекают в дуге вблизи
катода?
II	Как распределяется падение напряжения в дуге? Каковы вольтамперные
статические характеристики дуги?
12.	Перечислите основные составляющие балансы энергии на катоде, в столбе
дуги и на аноде-
13.	Какие температуры характерны для сварочной дуги?
14.	Какой характер механического действия сварочной дуги на металл?
15.	В чем заключается магнитное дутье в дуге?
16.	Как изменяется электрическое сопротивление при сварке в результате
протекания сварочного тока?
17.	Что такое сопротивление контакта? Как изменяется это сопротивление в
процессе контактной сварки?
18.	В чем заключается различие сварочных источников тепла при электри-
ческой контактной стыковой сварке сопротивлением и оплавлением?
19.	Что представляет собой электрошлаконый источник тепла? Чем опреде-
ляется сопротивление расплавленного шлака протеканию электрического тока?
20.	Дайте характеристику электронного луча как сварочного источника тепла.
21.	Что такое плазма дуги и как ее используют в качестве источника тепла?
22.	Дайте характеристику сварочных источников тепла для сварки трением
и ультразвуком.
23.	Произведите сравнение различных источников сварочного тепла по ло-
кальности нагрева.
24.	Чем отличаются различные сварочные источники тепла для сварки плав-
лением по их технологическим характеристикам?
ГЛАВА IV. НАГРЕВ МЕТАЛЛА
СВАРОЧНЫМИ ИСТОЧНИКАМИ ТЕПЛА
§ 20, ОБЩИЕ ПОЛОЖЕНИЯ И ОСНОВЫ
ТЕПЛОВЫХ РАСЧЕТОВ ПРИМЕНИТЕЛЬНО
К УСЛОВИЯМ сварки
Как было показано в гл. I, все основные виды сварки выпол-
няют при местном нагреве свариваемого изделия сварочными источ-
никами тепла. От температурного состояния объемов металла в
месте сварки и распределения температур в свариваемом изделии
в определенной степени зависит качество сварных соединений —
прочность, пластичность, ударная вязкость металла шва и приле-
гающих к месту сварки участков металла, а в ряде случаев также
и другие особые свойства металла (сопротивляемость коррозии, жа-
ропрочность и др.). Неправильный (не оптимальный для конкретного
металла, сплава) режим нагрева и охлаждения изделия в условиях
сварки может привести к появлению различных пороков сварных
соединений — трещин, непроваров, подрезов, а также к повышенным
деформациям и напряжениям в сварном изделии Тепловое состоя-
ние и тепловые процессы при сварке в значительной степени опре-
деляют и такие характеристики, как производительность и технико-
экономическую эффективность сварки. Таким образом, ряд основных
процессов, сопровождающих выполнение сварки, связаны с тепловым
состоянием металла на различных стадиях получения сварных со-
единений.
Температурное состояние металла при сварке является неравно-
мерным и может изменяться в различных объемах в весьма широ-
ком диапазоне — от нормальных температур (10—30е С в обычных
условиях и даже —30 или —40° С при сварке на морозе) до весьма
высоких, сопоставимых с температурой кипения металла (для железа
—3000е С). В этом диапазоне температур происходит ряд превраще-
ний в металле, в частности его плавление с последующим затверде-
ванием, физико-химическое взаимодействие металла с окружающей
средой, металлургическая переработка участвующих в процессе
материалов и пр. Непрерывное и достаточно быстрое изменение
температур, характерное для сварочных условий, создает ряд спе-
цифических особенностей, затрудняющих изучение как самих этих
процессов, так и их влияния на различных этапах процесса свари-
вания на конечные свойства сварных соединений- Чисто эксперимен-
те
тальное изучение всех этих процессов для разнообразных случаев
сварки чрезвычайно трудоемко и практически неосуществимо. По-
этому для понимания тепловых процессов при сварке и управления
ими необходимо знать общие, хотя бы приближенные представления
о законах нагревания и охлаждения металла сварочными источни-
ками.
В течение ряда лет многими исследователями экспериментально
и теоретически изучались тепловые процессы при сварке, которые
в настоящее время можно представить как тепловые основы сварки,
являющиеся частью теоретических основ сварки. В разработке
тепловых основ сварки и тепловых расчетов при сварке, использу-
емых в настоящее время, основная роль принадлежит советским
ученым, в первую очередь акад. Н. И. Рыкалину.
Для тепловых расчетов, расчетных методов определения темпе-
ратурных полей, скоростей нагрева и охлаждения необходимо иметь
представление об основных теплофизических величинах и процессах
теплообмена.
Количество тепла, содержащееся в данном теле или выделяемое
источником тепла, измеряется в калориях (кал) или джоулях. (Дж).
Тепло «у, выделяемое источником, часто характеризуют в кал/с
(Дж/с).
Повышение температуры тела КТ при поступлении в него тепла
Q определяется из следующей зависимости:
Q=mc Д71,	(IV. 1)
где т — масса тела, г (кг); с — удельная теплоемкость тела,
кал/(г-°С) или Дж/(кг-°С).
Удельная теплоемкость различных веществ неодинакова.
Кроме того, она зависит от температуры £—f{T). Например, зави-
симость величины удельной теплоемкости технически чистого желе-
за от температуры показана на рис. IV.1. В связи со сложной за-
висимостью c—f(T) для упрощения в технических расчетах часто
применяют средние значения удельной теплоемкости в интересующем
интервале температур.
В тепловых расчетах часто используют также понятие объемной
теплоемкости [т. е. количества тепла, необходимого для нагрева
единицы объема на 1°С — кал/(см3-° С)], получаемой произведением
ср, где р — плотность вещества, г/см3. Характер зависимости ср от
температуры для твердых тел мало отличается от зависимости с=
=/(П-
При различных фазовых превращениях (например, при пере-
стройке решетки в твердых металлах, плавлении или конденсации)
изменение количества тепла в теле не сопровождается изменением
температуры. Для таких превращений понятие теплоемкости теряет
физический смысл. Поэтому общее количество тепла, содержащегося
в теле (например, в единице его массы или объема) при какой-то
температуре, оценивают удельной энтальпией hm или /ц соответ-
ственно в кал/г, кал/см3 (или Дж/кг, кДж/м3).
121
Изменение удельной энтальпии й, например технически чистого
железа, при температуре плавления в жидком состоянии оценивается
формулой
76b	906	Н01
^"’Fe(1527»== f ^^+<2768+ C2^+Qwe+ f С'з^7,+
(IS27>	0	768	S06
1Б27
+ Q14O1 + ( £.X^4-Q1527’	(IV.2)
1401
где q, c2, c3 и c,5 — средние значения удельных теплоемкостей в со-
ответствующих интервалах температур; Q7eg — тепловой эффект пре-
вращения железа в точке Кюри (768° С); QBoe — тепловой эффект
Температура^ °C
Рис. IV. 1
фазового превращения Fec->FeY; Q1W1 — тепловой эффект превраще-
ния Fev->Feg; Q1527 * — тепловой эффект превращения твердого же-
леза в жидкое (скрытая теплота плавления железа). Изменение
удельной энтальпии hm железа в зависимости от температуры также
показано на рис. IV. 1.
Среднее значение удельной теплоемкости твердого железа от
0°С до температуры плавления 1527° С может быть получено из
зависимости:
с0_ i527=^1527/1527=260/1527^0,17 кал/(Г’°С).
*В настоящее время для очень чистого железа считают Тпл—1540° С, однако
для технически чистого железа эта температура ниже. Здесь и далее в некоторых
расчетах она принята 1527° С.
122
Следует обратить внимание, что скрытая теплота плавления же-
леза, равная примерно 65 кал/г (0,272 МДж/кг), составляет около
20% от удельной энтальпии расплавленного железа при температу-
ре плавления (—325 кал/г или —1,36 МДж/кг).
Температурным полем называют совокупность значений темпера-
туры. в данный момент во всех точках пространства (тела).
Температурное поле удобно характеризовать изотермами. Изотерми-
ческие поверхности являются
геометрическими местами точек
тела, имеющими одинаковую
температуру. Геометрические
места точек пересечения изо-
термической поверхности с ка-
кой-либо поверхностью являют-
ся изотермой (рис. IV.2). В
частном случае нагрева метал-
лического листа каким-либо не-
подвижным сосредоточенным
сварочным источником тепла
(дугой, газовым пламенем, эле-
ктронным лучом) изотермы на
наружной поверхности пред-
ставляются окружностями.
Температурное поле можно
описывать уравнениями, отне-
сенными к определенной систе-
ме пространственных координат,
например к прямоугольной Т~
~Т (х, у, z) или к цилиндрической Т=Т (г, ф, г). Уравнения темпе-
ратурного поля, изменяющегося во времени t, например для пря-
моугольной системы координат, в общем случае изображаются
T=T(xt у, z, t). При перемещении в поле по заданному направле-
нию хх (рис. IV.2) температура непрерывно изменяется. Среднее из-
менение температуры между двумя изотермами равно (7^ — Т2)/Дх,
где (73 — Т2)— разность температур рассматриваемых изотерм,
Дх — расстояние между этими изотермами по направление хх.
Уменьшая величину Дх в пределе, получаем
Нит (7\ — Т2/Лх)^=дТ/‘дх.	(IV.3)
Величина дТ[дх носит название градиента температуры
по данному направлению. Очевидно, что градиент по каса-
тельной к изотерме (вдоль по изотерме) равен нулю. Максимальное
значение имеет градиент по нормали к изотерме dT/dN.
Градиент температуры в данной точке есть вектор, совпадаю-
щий с направлением наибольшего изменения температуры, нормаль-
ным к изотермической поверхности. Положительный градиент со-
ответствует возрастанию температуры.
При неравномерном температурном поле пространства (тела) про-
исходит выравнивание температуры в связи с передачей тепла от
123
участков объема (поверхности) с более высокой температурой со-
седним объемам с меньшей температурой.
В общем случае передача тепла может осуществляться посред-
ством теплопроводности, конвекции, радиации (лу-
чистой энергии).
Для передачи тепла в твердых телах характерным является
процесс, определяемый теплопроводностью. В жидкостях и газо-
образных средах большую роль играют конвекция и передача лу-
чистой энергии. Конвекция и лучистая энергия определяют и про-
цесс передачи тепла от поверхности твердого тела в контакти-
рующую с ней газовую фазу.
Теплопроводность характеризуется передачей тепловой
энергии движением частиц от одного слоя к другому, нет>средстиен-
но к нему примыкающему. Чем резче изменяется температура по
заданному направлению (чем больше градиент температуры), тем
большее количество тепла протекает в этом направлении. Количе-
ство тепла dQ, протекающее вследствие теплопроводности за время
dt через элемент dF изотермической поверхности, пропорционально
падению температуры (dT/dN) по направлению нормали к этой по-
верхности, площади dF и времени dt:
dQ—rk(—dT/d^)dF'df,	(IV.4)
где X — множитель пропорциональности, называемый коэффици-
ентом теплопроводности; л — обычно измеряется в
кал/(см-с-сС) или Вт/(м-К); 1 кал/(см-с«°С)—418,7 Вт/(м-К).
Удельный тепловой ноток а(х, у, z, f) через данную поверх-
ность, в данной точке (л, у, z), в данный момент I является пре
делом отношения AQ к АА и А/ при их бесконечном уменьшении:
<7==lim [AQ/(AF AZ)]A^c=rfQ/(«H^).	(I V.5)
124
Подставив значение dQ из уравнения (IV.4), получим закон
теплопроводности Фурье:
q=- X (dT/dN).	(IV.6)
Максимальный удельный тепловой поток пропорционален нормаль-
ному градиенту температур. Коэффициентом л характеризуется
способность тела проводить тепло.
Коэффициент теплопроводности металла зависит от его хими-
ческого состава, структуры и температуры. Значения X различных
металлов и сталей в зависимости от температуры приведены на
рис. 1V.3, а, б.
Значения X для различных марок стали при температурах ниже
800эС отличаются довольно сильно, а выше 800° С стали имеют
примерно постоянную величину X в пределах 0,06—0,08 кал/(см-с-°С)
или 25—33,3 Вт/(М’К) [рис. IV.3, б, где 1 — электролитическое же-
лезо: 2 — кизкоуглеродистая сталь (0,1% С); 3 — углеродистая сталь
(0,45% С; 0,08% Si; 0,07% Мп); 4— хромистая сталь (0,1% С;
0.4% Мп; —5% Сг); 5 — высокоуглеродистая хромистая сталь
(1,5% С; 0,4% Si; 0,4% Мп; 13% Сг); 6 — аустенитная хромонике-
левая сталь (0,15% С; 8% Ni, 17,8% Сг)].
При конвективном теплообмене тепло переносится
движущимися частицами жидкости и газа, в частности, вследствие
неодинаковой плотности различно нагретых зон.
Если в жидкость с температурой То поместить твердое тело
с более высокой температурой 7\, то в результате повышения тем-
пературы частиц жидкости, омывающей нагретые поверхности твер-
дого тела, и понижения плотности они будут подыматься вверх, а
более холодные объемы жидкости опускаться и вступать в контакт
с нагретым твердым телом. Такой естественный (свободный) конвек-
тивный ток способствует выравниванию температуры. Он может
быть усилен вынужденными перемещениями жидкости (например,
механическим ее перемешиванием, в условиях сварки движением
жидкости в ванне, дутьем дуги, механическим воздействием пламе
ни и т. д.)-
Удельный поток конвективной теплоотдачи твердого тела жид-
кости или газа (qE в кал/(см2-с) или Вт/ьг) обычно выражают пра-
вилом Ньютона:
qK=aK(T-T0),	(IV.7)
где ак — коэффициент конвективной теплоотдачи, кал/(см2-с-°С) или
Вт/(м2-К).
Этот коэффициент зависит от формы и размеров поверхности,
отдающей тепло (шар, цилиндр, пластина), и от ее положения в
пространстве (вертикального, горизонтального, наклонного); от фи-
зических свойств теплоотдающей поверхности; от свойств окру-
жающей среды (ее плотности, теплопроводности и вязкости), в свою
очередь зависящих от температуры; от разности температур (Г — То).
Обычно значение ак выражают эмпирическими зависимостями.
125
Тепловое излучение (радиация) свойственно всем на-
гретым телам. Тепловые колебания молекул вызывают электромаг-
нитные волны, распространяющиеся
в пространстве. В прозрачных
средах это излучение про-
ходит насквозь, а в не-
прозрачных поглощается,
превращаясь снова в тепло.
Удельный поток излу-
чения qr [кал/(см2-с) или
Вт;№] тела, нагретого до
температуры Т (°C) через
его поверхность, согласно
закону Стефана — Боль-
цмана пропорционален чет-
вертой степени абсолют-
ной температуры поверх-
ности этого тела
+273/100)4, (IV.8)
Рис. IV 4
Рис. IV.5
поверхности простейшим соотношением,
где С — коэффициент излу-
чения, зависящий от состо-
яния поверхности тела.
Для абсолютно черного
тела (т. е. поглощающего
все падающее на него
излучение) Cfl=l,378x
X 1б-4 кал/(см2-с х К4)=
t=5,76 Вт/(м2-К4). Для
серых тел С=еСс, где е —
коэффициент черноты. Для
полированных металличе-
ских поверхностей е=
=0,2 — 0,4; для окислен-
ных и шероховатых — от
0,6 до 0,95; для метал-
лов при температурах,
близких к температуре
плавления, от Q,9 до 0,95.
Для расчета нагрева
и охлаждения тел удобно
связать поток лучистого
теплообмена qr с перепа-
дом температур Т — То у
подобным (IV.7)
qr=ur(T — Тс),
(IV.9)
126
где ar — коэффициент лучистого теплообмена в кал/(см3-с-° С)
(Вт/(м2-К)]. Значение аг весьма сильно зависит от температуры.
Полная теплоотдача поверхности нагретого твердого тела, омы-
ваемого жидкостью или газом, определяется наложением процессов
конвективного и лучистого теплообменов. Удельный поток в этом
случае равен сумме удельных потоков конвективного и лучистого
теплообмена
9=<7к+^=(ак + аг)(Т- 70)=а(7 - То), (IV.10)
где и — коэффициент полной поверхностной теплоотдачи в
кел/(см2-с*°С) [Вт/(м2-К)|.
Зависимость аг и а от температуры при в=0,9 для вертикаль-
ных листов в спокойном воздухе показана на рис. IV-4. При отно-
сительно невысоких температурах (до 200—300° С) в общем тепло-
отводе значительную роль играет конвекция, а при больших тем-
пературах основной теплоотвод определяется лучистым теплообменом.
Как указывалось выше, в общем случае изменяющееся в теЛе
температурное поле может быть представлено зависимостью Т =
-Т (х, у, z, t). Конкретные расчетные уравнения могут иметь разно-
образные формы в зависимости от характера температурного поля
и его изменения во времени. Исходным общим уравнением, из ко-
торого могут быть получены различные частные решения, является
дифференциальное уравнение теплопроводности, которое выводится
из рассмотрения теплового баланса элементарного объема, находя-
щегося в условиях непрерывного распространения тепла.
Выделим в теле элементарный объем в виде параллелепипеда со сто-
ронами dx, dy, dz вблизи точки А (рис. IV.5). В объем dx-dy-dz
поступает тепло от более нагретых частей тела и из него уходит
тепло в менее нагретые. Если отдается тепла меньше, чем поступает,
то температура рассматриваемого объема повышается.
Подвод тепла к рассматриваемому объему и его отдача в общем
случае может происходить через любые грани в направлениях хх,
уу, zz. Поэтому тепловые потоки для оценки теплового баланса не-
обходимо рассмотреть по всем трем координатным направлениям.
Если по ребру AAt температура изменяется в зависимости от х,
т. е. 7=7'(х), гле Т (х) — мгновенное распределение температур на
оси, параллельной Ох, то градиенты температуры в точках А и At
являются различными, а следовательно, и удельные тепловые пото-
ки тепла, притекающего к грани х и отводимого от грани х ] dx,
различны. Будем считать, что соответствующими тепловыми потока-
ми являются qx и qx+dx и что поток равен qx плюс прираще-
ние (или уменьшение) потока dqx.
Тогда qx+ax^qxA-dqx или
— =(dqx/dx)dx.	(IV.I1)
Изменение количества тепла dQx в выделенном объеме dxdydz
за время dt:
dQx=q_.dydzdt — qx+(fxdydzdt=—dqxdydzdt = —	dxdydzdt.
127
Рассуждая аналогично в отношении тепловых потоков по ко-
ординатным направлениям уу и zz, находим общее накопление тепла
в объеме dxdydz:
dQ,.^— — dxdydzdt,
дх
dQ=-^dxdydzdt,
у ду
dQz=— — dxdydzdt
__________д?________
dQ = —I—-p—4-—^ dxd vdzdt
\ дх ду dz J
(IV. 12)
Представив в соответствии с законом Фурье значение теплового
потока через коэффициент теплопроводности и градиент температу-
ры, получает»!
й(5=_
(IV.13)
Если принять, что коэффициенты теплопроводности по различ-
ным направлениям одинаковы (тело изотропное), т. е. Хх=Л =Х2=Х,
и вынести X за знак дифференциала, тогда уравнение (IV. 13) примет
вид
dQ=h	dxdydzdt.	(IV.14)
Это количество тепла повысит температуру рассматриваемого объема
dxdydz на величину dT=(dT/dt)dt. Поэтому dQ можно выразить
через объем, объемную теплоемкость и приращение температуры:
dQ=dxdydzcp (dT/dt)dt.	(I V .15)
Приравняв правые части равенств (IV.14) и (IV. 151 и сократив на
dxdydzdt, получим
- д2Т . д2Т . д*Т\ дТ
А--------------= гр—
\ дх* ду* dz2 J di
(IV.16)
Сумму вторых частных производных функций Т (х, у, г, /) по
осям х, у и z называют оператором Лапласа; для прямоугольной
Л271	/)2Т Z52T
системы координат-----|----1 ——=\?Т.
дх* ду2 дг2
Тогда
{dT/dt)=(л!ср)^2Т~а^2Т,
(IV. 17)
Положительное значение оператора Лапласа указывает, что
тепло подводится к рассматриваемой точке, а отрицательное — тепло
отводится.
Сложный параметр п=1/ср называют коэффициентом тем-
пературопроводности (см2/с или м2/с). Так как X и с, а
128
в некоторой степени и р зависят от температуры, то и значение а в
зависимости от температуры изменяется достаточно заметно.
Общее уравнение теплопроводности в ряде частных случаев
можно упростить. Например, в пластине, в которой по толщине
температурное поле может быть одинаковым и не зависит от z,
плоский процесс распространения тепла выражается формулой
dT!dt=a [(д2Т1д^)+(д2Т1дуг)\	(IV .18)
Этот случай достаточно близок к условиям сварки листов встык
в один проход как тонких (газовой и дуговой сваркой), так и тол-
стых (например, при электрошлаковой сварке)
В стержне температура может быть распределенной равномерно
по поперечному сечению и тогда распространение тепла не зависит
ни от у, ни от 2, т. е. дТ/ду=0 и дТ/дг—Q. Распространение тепла
описывается уравнением
dTjdt- а(д2Т/дх2).	(IV.19)
Такое допущение может быть принято при стыковой контактной
сварке или при нагреве электрода дугой, горящей на одном и?
торцов.
При стационарном процессе распространения тепла каждый эле-
мент получает столько же тепла, сколько отдает, температура
остается постоянной, следовательно, T=const и dT/dt—0. Для такого
стационарного процесса дифференциальное уравнение теплопровод-
ности определяется тем, что оператор Лапласа равен пулю (у/27’-=0).
Тогда уравнение распространения тепла для стационарного плоского
процесса будет (д2Т/дх2)-]-(д2Т/ду2)=0, а для линейного дгТ!дх2—{).
Хотя процесс распределения тепла в любой точке тела в каж-
дый момент времени удовлетворяет дифференциальному уравнению
теплопроводности (IV. 17), связывающему' частные производные тем-
пературы по переменным координатам, для расчетов распростране-
ния тепла в различных случаях необходимо знать краевые условия:
начальное распределение температуры в теле и условия теплообме-
на на границах тела.
Начальное распределение температуры задается
во всем объеме тела в определенный момент процесса t—О. при-
нимаемый за начало отсчета времени,
Т(х, у, 2, t)- Т0(х, у, z).	(IV.20)
От исходного состояния и рассматривается последующий процесс
распределения тепла.
Граничные условия выражают тепловое взаимодействие
тела с окружающей средой. Неограниченное теплопроизводящее
тело характерно тем, что во всем объеме процесс распространения
тепла подчиняется уравнению теплопроводности. Никакие гранич-
ные поверхности не искажают тепловых потоков, поэтому, хотя
таких тел в действительности не существует, для ряда тепловых
расчетов оказывается удобным считать тело неограниченным: бес-
конечное тело (трех измерений), неограниченная пластина, неогра-
ниченный стержень.
9 Заказ № 269
129
Условия, которые существуют или задаются на поверхностях
ограниченного тела, как бы выделяют из бесконечного пространства
(тела) область, в которой процесс распространения тепла опреде-
ляется теплопроводностью. Граничные условия могут быть разно-
образными Наиболее интересны граничные условия 1-го, 2-го и
3-го рода.
Условие 1-го рода: температура поверхности теплопрово-
дящего тела задается в зависимости от поверхностных координат
и времени Ts=Ts(x, у, г, t). Это условие требует, чтобы темпера-
тура граничных точек равнялась заданной, как бы не была она
распределена внутри тела.
Изотермическое граничное условие представляет частный случай
условия 1-го рода. При этом принимают Ts =const (например, при
интенсивном омывании поверхности жидкостью с определенной тем-
пературой — рис. IV.6, а). Для расчетов удобно принимать эту тем-
пературу поверхности за начало отсчета температур Ts=O
(рис. IV.6,б).
Условие 2-го рода: распределение удельного теплового по-
тока через поверхность тела задается в зависимости от поверх-
ностных координат и времени qs=qs(xy у, z, t). При этом кривая
температуры на границе может иметь любую величину, но обязатель-
но заданный градиент, в частном случае постоянный (рис. IV.6, в).
Адиабатическая граница представляет собой частный случай
условия 2-го рода. При этом тепловой поток через границу равен
нулю <?s=0 (рис. IV.6, г). Если теплообмен тела с окружающей
средой незначителен в сравнении с тепловыми потоками внутри
тела, границу его можно считать практически адиабатической.
Условие 3-го рода: теплообмен на границе задается усло-
виями наличия среды заданной температуры. По правилу Ньютона
удельный поток теплоотдачи qs—a(T — 70). Удельный поток тепла,
130
подтекающий к граничной поверхности, Ь • Простей-
шее условие 3-го рода получается при равенстве а(7\ —
^Т° Условие характеризуется схемой, представленной
на рис. IV.6, д.
В частном случае, когда температура окружающей среды по-
стоянна (T0=const), для расчетов удобно принимать Го=О. Тогда
«Ts = —К~| (рис. IV.6, е).
dN |s
Изотермическое условие представляет предельный случай тепло-
обмена на границе при аД->оо, т. е. когда коэффициент теплоот-
дачи настолько велик, а коэффициент теплопроводности настолько
мал, что температура поверхности оказывается почти равной посто-
янной температуре окружающей среды.
Адиабатическое условие представляет другой предельный случай
при а/А->0, когда поток тепла через границу приближается к нулю.
Поверхность металлического изделия при непродолжительном кон-
такте со спокойным воздухом может приниматься адиабатической.
Методы расчета задач теплопроводности разделяются на анали-
тические и численные. Из аналитических методов наиболее
часто используют метод Фурье, операторный метод и метод источни-
ков. Для расчетов применительно к сварке наиболее простым явля-
ется метод источников.
Существующие аналитические методы дают возможность получить
решения только для процессов, описываемых линейными дифферен-
циальными уравнениями при линейных граничных условиях. Это
исключает возможность принятия теплофизических свойств зависи-
мыми от температуры. Поэтому для тепловых расчетов применитель-
но к сварке значения коэффициента теплопроводности X, объемной
теплоемкости tp и коэффициента теплоотдачи а принимаются по-
стоянными, не зависящими от температуры. Так же пренебрегают и
теплотой фазовых превращений. Значения теплофизических величин
X, ср и а берутся средними в рассматриваемом диапазоне темпера-
тур, хотя это и приводит к определенным искажениям расчетных
температурных полей по сравнению с реально существующими.
Значения теплофизических величин, принимаемые в расчетах
применительно к сварке различных металлов и сплавов, приведены
в табл. IV. 1.
§ 21. ОСНОВНЫЕ РАСЧЕТНЫЕ СХЕМЫ НАГРЕВА МЕТАЛЛА
СВАРОЧНЫМИ ИСТОЧНИКАМИ ТЕПЛА
Хотя процессы распространения тепла в условиях сварки явля-
ются чрезвычайно сложными, для их решения в ряде случаев уда-
ется применять упрощенные методы, сводящие конкретную задачу
к идеальным теоретическим схемам. Так как характер распростра-
нения тепла в теле сильно зависит от его формы и размеров, то
9*
131

т е л о — тело, имеющее только одну
со стороны которой действует источник
для расчетов принимают следующие схемы нагреваемого тела
(рис. IV.7).
1.	Бесконечное тело — тело, которое имеет такую протя-
женность по осям хх, уу, 22, при которой его границы не влияют
на характер теплового поля (рис. IV-7, а). Это понятие использу-
ется только для предварительных выводов.
2.	Полубесконечное
граничную поверхность z=0,
тепла (рис. IV. 7, б). Поток
тепла в таком теле про-
странственный. Применится ь-
но к сварке такая схема мо-
жет использоваться, напри-
мер, при наплавке валика
на поверхность массивного
тела.
3.	Плоский слой —
тело, ограниченное парал-
лельными плоскостями z=0
и (рис. IV.7, в). Этой
схеме отвечает лист средней
толщины при больших длине
и ширине. Тепловой поток
в таком теле пространствен-
ный, но искаженный нали-
чием граничных поверхно-
стей.
4.	Пластина — это пло-
ский слой такой толщины 6,
в котором температуру по
толщине можно считать вы-
равненной (рис. IV-7, д').
Тепловой поток плоскостной. Эта схема применима при срарке
со сквозным проплавлением на всю толщину и при раздели-
тельной кислородной резке.
5.	Стержень — тело с прямолинейной осью достаточной длины,
чтобы концевые поверхности не влияли на распределение тепла
(рис. IV.7, г). Тепловой поток является линейным.
Источники тепла, встречающиеся в практических случаях
сварки, также разнообразны. Их схематизируют так:
а)	по признаку распределенности: сосредоточенные (точечный,
линейный, плоский, объемный) и распределенные (по определенному
закону ввода тепла в изделие) источники тепла;
б)	по времени действия: мгновенное и непрерывно действующее;
в)	по расположению относительно рассматриваемой точки во
времени: неподвижные, подвижные, быстродвижущиеся источники
тепла.
Фактически тепловой поток сварных источников тепла всегда
распределен по нагреваемой поверхности или объему. Как указы-
133
валось в гл. III, при поверхностном нагреве газосварочным пламе-
нем или дугой распределение теплового потока по пятну нагрева
приближенно описывается законом нормального распределения. При
дуге, заглубленной в свариваемое изделие, распределенность тепло-
вого потока имеет сложный характер и опытных данных по такому
его распределению очень мало. Распределенным в определенном
объеме металла является и ввод тепла при различных вицах сварки
давлением, например контактной.
Учет распределенности ввода тепла от сварочных источников
весьма затрудняет получение формул, удобных для расчетов. Поэтому
применяют различные упрощенные схемы точечного, линейного,
плоского и объемного источников тепла. Эти упрощения в непосред-
венной близости от источников значительно искажают температур-
ные поля, а на некотором расстоянии от него дают удовлетворяю-
щую практике сходимость с реальными полями.
Некоторое упрощенное представление о возможности учета рас-
пределенности поверхностного нагрева дугой рассмотрено в § 26.
Точечный источник тепла — это такой источник, объем
которого бесконечно мал и в пределе представляет собой точку.
Например, при нагреве дугой все вводимое в изделие тепло
считают в точке, геометрически расположенной в центре пятна
нагрева.
Линейный источник тепла — это такой источник, у ко-
торого тепло равномерно распределено вдоль прямой: можно пред-
ставить, что тепло в этом случае сконцентрировано в цилиндре с
г->0.
Плоский источник тепла — это источник тепла, равно-
мерно распределенный по некоторой плоскости, например поверх-
ности контакта между свариваемыми элементами при стыковой кон-
тактной сварке.
Объемный источник тепла — источник, равномерно вы-
деляющий тепло в некотором объеме, например при протекании
тока в стержне (электроде при цуговой сварке и др.).
Мгновенный источник тепла — это источник, длитель-
ность действия которого стремится к нулю (принимается только для
общей исходной схемы).
Непрерывно действующий источник тепла — это
источник постоянной тепловой мощности, действующей непрерывно
или достаточно длительно.
Неподвижный источник тепла — это неперемещающийся
в теле (или по телу) источник тепла постоянной мощности. Для
основных способов сварки плавлением эта схема источника в расче-
тах имеет вспомогательное значение.
Подвижный источник тепла — это источник постоянной
мощности, перемещающийся в теле или по поверхности тела прямо-
линейно с постоянной скоростью.
Быстродвижущийся источник тепла — это подвижный
источник тепла, перемещающийся с такой скоростью, при которой
распространением тепла перед источником можно пренебречь. Эта
134
схема более далека от реальной, но позволяет некоторые процессы
рассчитывать по более простым формулам.
Выбор правильной схемы тела и источника тепла определяет
возможность приближения расчета к реальным условиям в соответ-
ствующих конкретных случаях. Некоторые из рекомендованных
расчетных схем для различных случаев расчета приведены в табл,
IV.8.
Рассмотрим некоторые расчетные формулы для различных слу-
чаев тепловых процессов, имеющих отношение к тепловым расчетам
при сварке. Некоторые из этих формул даются без выводов*.
Начнем с рассмотрения распространения тепла мгновенных источ-
ников, сосредоточенных в точке, линии или плоскости в телах раз-
личных принятых схем. Предположим, что в некоторой точке О
бесконечного тела в течение короткого времени точечным источни-
ком внесено тепло Q (кал или Дж). Если считать, что границы
тела не искажают теплового потока (они удалены в бесконечность)
и в начальный момент времени температура тела То постоянна по
всему объему и равна нулю, то уравнение теплопроводности при-
мет вид:
=(IV.21)
ср
где Т(я,*) — температура в °C рассматриваемой точки, находящейся
на расстоянии R в см от точки О через t с от момента внесения
тепла	4- y24-z2, где х, у и z— расстояния в см по коор-
динатным осям от рассматриваемой точки до точки О, являющейся
началом координат); с — удельная теплоемкость тела, кал/(г-°С);
р — плотность тела, г/см3; а — коэффициент температуропроводно-
сти, см2/с; е—основание натуральных логарифмов.
С увеличением Я и t температура точек падает.
Изотермы в теле представляют собой правильные шаровые по-
верхности с центром в точке О.
Если тело предположить полубесконечным с расположением
точки О на поверхности (z=0) и эту поверхность считать не отда-
ющей тепла в окружающую среду, то все тепло будет распростра-
няться от точки О не по всем направлениям, а только как бы
в одну половину бесконечного тела, рассмотренного выше. Каждая
точка такого полубесконечного тела получит тепла вдвое больше,
чем бесконечного. Тогда расчетная формула будет
Лк.й=----(IV.22)
ср (4ла/)3*2
Для линейного источника, вводящего мгновенное тепло Q в пла-
стину толщиной 6 см, при принятых условиях (граничные поверх-
* Более подробно эти формулы рассмотрены в работе Н. Н. Рыкалина
«Расчеты тепловых процессов при сварке» М., Машгиз, 1951.
135
ности 2=0 и z=6 не пропускают тепло) решение дифференциаль-
ного уравнения теплопроводности примет вид
Tr t=^-e-r^at	(IV.23)
ср4ла/
где г — расстояние рассматриваемой точки от источника тепла;
в данном случае л=|/х2 + у2, так как тепловой поток плоский
и от г не зависит.
В этом случае изотермы представляют собой цилиндры с общей
осью z, проходящей перпендикулярно к поверхностям пластины
череч точку О.
Если в бесконечный стержень по одному из его сечений F плос-
ким источником мгновенно введено тепло Q, то оно (при отсутствии
отвода тепла через боковые поверхности в окружающую среду)
распределится только по оси хх. Тогда уравнение имеет вид
Л«.<>=-------
epF V 4itat
(IV. 24)
где х — координата рассматриваемого сечения от сечения, в которое
вводилось тепло.
Рис. IV.8
Изотермы в этом случае представляют собой плоскости, парал-
лельные плоскости ввода тепла.
Следует отметить, что при принятых допущениях в месте дей-
ствия источника тепла (т. е. соответственно когда /?=0; г=0; л=0)
при t -> 0 температура является бесконечной.
Качественно можно рассмотреть изменение температуры в раз-
личных точках тела во времени на примере пол у бесконечно го тела.
136
(IV.21), представлено кривыми
падает. У всех остальных точек
Пусть в теле с теплофизическими свойствами 1=0,1 кал/(см-с-°С)=
=41,8 Вт/(м-К); ср—1 кал/(см3-°С)=4,18 МДж/м2; п=0,1 с№/с=
=1-10—о м2/с в точке О (рис. IV. 8) введено мгновенным точечным
источником тепло Q=500 кал (2090 Дж). Распределение темпера-
туры различных точек тела (характеризуемых расстоянием R и вре-
менем t), рассчитанное по формуле
на рис. IV.8, а и б. На рис. IV.8, в
показана схема действия точеч-
ного источника.
В зависимости от R в первый
момент времени температура
точки О совпадаете осью ординат
и уходит в бесконечность. С те-
чением времени (/=0; 5; 1; 2; 5 с)
кривые становятся более пологи-
ми и температура выравнивается,
стремясь к нулю (рис. IV.8, а).
Рассматривая изменение тем-
пературы различных точек во
времени (см. рис. IV.8, б), видим,
что в точке 0(/?=0) температура
с увеличением времени t монотонно
(/? > 0) температура сперва повышается, достигает максимального
значения, а затем снижается. Чем больше R, тем ниже Ттах и мо-
мент достижения этой максимальной температуры наступает позже.
С увеличением времени температуры всех точек сближаются, стре-
мясь к начальной (Т=0).
Для случаев линейного источника в пластине и плоского в
стержне характер изменения температуры в различных объемах
качественно подобен рассмотренному для полубесконечного тела, но
скорость процесса распространения тепла различна.
Если рассматривать изменение температуры во времени только
в месте приложения тепла (точка О в полубесконечном теле, ось
ОО' — в пластине, сечение х=0 в стержне), то можно установить,
что значения экспонент в формулах (IV-22) и (IV.24) равны единице
(в связи с тем, что R=r=x=O), и процесс определяется только
первым членом правых частей уравнений. Тогда для полубесконеч-
ного тела (кривая 1 на рис. 1У.9)7\г=Л//3/2 (где A=2Q/cp(4nzz)3/2)>
для пластины (кривая 2)	и для стержня (кривая 3)
, где величины 13 и С, аналогичные А, не зависящие от
времени. Как следует из рис. IV.9, наиболее интенсивно тепло
отводится полу бесконечным телом и наименее интенсивно — стерж-
нем.
Упрощенно в рассмотренных схемах можно учесть и поверхност-
ную теплоотдачу в окружающую среду введением в правую часть
формул (IV.22-i-lV.24) дополнительного сомножителя e~bt, где b —
коэффициент температуроотдачи, зависящий от а — коэффициента
теплоотдачи (см. § 20), объемной теплоемкости и формы тела.
Для реальных случаев распространения тепла при сварке в
137
полубесконечных телах (например, при наплавке валика на массив-
ное тело) поверхностная теплоотдача играет небольшую роль и ею
можно пренебречь.
Для пластин, особенно тонких, эти потери могут играть сущест-
венную роль. В этом случае &=2а/(срб). Коэффициент 2 указывает
на отдачу тепла в среду по двум поверхностям г—О и z=6. Для
стержней b~ap/(cpF), где р — периметр стержня, см, a F— его
поперечное сечение, см2 Тогда формулы (IV.23) и (IV.24) преобра-
зуются и принимают вид:
для пластины
для стержня
epF V 4ла/
(IV.25)
(IV.26)
Такая теплоотдача ускоряет процессы охлаждения; на рис. IV.9
ее влияние для пластины и стержня показано линиями 2' и 3'.
Для условий сварки, особенно плавлением, основное значение
имеют не мгновенные, а непрерывно действующие подвижные источ-
ники постоянной мощности. В этих условиях для получения урав-
нений процесса распространения тепла используют принцип нало-
жения, позволяющий рассматривать температуру в любой точке как
результат суммирования самостоятельного действия тепловых пото-
ков различных мгновенных источников, произвольно расположенных
в объеме тела. Для этого весь период действия непрерывно дейст-
вующего источника разбивают на бесконечно малые элементы и
рассматривают отдельные элементарные воздействия на теплойрово-
дяшее тело. В случае подвижного источника при рассмотрении
теплового состояния какого-либо элементарного объема тела прихо-
дится учитывать и изменение расстояния от каждого мгновенного
исючника до рассматриваемого объема (точки).
138
Пусть по поверхности полубесконечного тела с непропускающей
тепло граничной плоскостью хоОуо движется прямолинейно с посто-
янной скоростью v точечный источник тепла постоянной мощности q.
Начало О0 неподвижной (связанной с телом) системы координат
совместим с положением источника в момент /=0 начала его дей-
ствия . Ось О(у(} совместим с направлением движения источника; ось О0у0
расположим в граничной плоскости тела, а ось O0z0 направим в глубь
тела (рис. IV. 10). Через время t источник будет находиться в точ-
ке О на расстоянии ut от точки О0. Через точку О можно провести
другую систему координат, подвижную Ох, Оу, Oz, не связанную
с телом, а перемещающуюся вместе с источником. При этом ось Ох
совпадает по направлению с осью О^, а оси Оу и Oz соответст-
венно параллельны осям О0у0 и O0z0.
Выделим в объеме тела некоторую точку А (соответственно с
координатами х(), у0, z0 в неподвижной и х, у, z в подвижной систе-
мах координат) и рассмотрим изменение ее температуры, вызванное
совокупностью действия подвижного источника тепла за время его
перемещения из точки О0 в точку О.
Пусть в какой-то момент времени t' после качала нагрева источ-
ник находится в точке О' с координатами (vt', О, О). За бесконечно
малый промежуток времени dt' находящийся в точке О' источник
выделит тепло dQ—qdt. Это тепло за время перемещения источника
в точку О, распространяясь в течение времени t — t', вызовет
в точке А изменение температуры, которое обозначим dT (t'). Сово-
купность всех мгновенных источников на пути OGO при суммиро-
вании даст изменение температуры в точке А:
I
T<t) = \dT(I')	(IV.27)
О
Изменение температуры dT (f) легко получить из формулы
(IV.22), учитывая, что квадрат радиуса-вектора точки А (т. е. рас-
стояние О А) в неподвижной системе координат R'2 ~ (О'А)2 =
=(х0 — ^')2+Уо+го- Длительность действия источника t— t'. Под-
ставив эти величины в формулу (IV.22), получим
(х0 — ^z)8+j,o+^q
4а (/ — /')
А'Г	2qdt'
аТ (Хо. Уе, zor /)=-------— ехр
ср f4na(t~nfi2
Просуммировав элементарное повышение температуры от всех
мгновенных источников за время действия дуги от 0 до t
t
О
2qdi' сх Г (Хо —УО2+-Ур+г%
ср [4аа (t — f')]3*2 еХР L 4а (/ — Г) *
получим уравнение распространения тепла непрерывно действую-
щего точечного источника, перемещающегося с постоянной скоростью
v по полубесконечному телу. Уравнение отнесено к неподвижной
системе координат.
139
Решение упрощается, если его отнести к подвижной системе
координат xyz, связанной с источником. При этом связь между
координатами следующая- х—х0—vt; у=у0; z=z0.
Введением переменной времени t"=t — t’ и преобразованием подын-
тегральной функции получим уравнение процесса распространения
тепла подвижного источника, отнесенное к подвижной системе коор-
динат,
=------------ехр	ехр /	__ ЛЦ
ср Ила)3'2	\ 2а /J <3/2	4а
(IV-28)
где /?2 = х2 + уа + г2 — квадрат пространственного радиуса-вектора
точки А температурного поля
Интегралы подобного типа берутся не при всех значениях вхо-
дящих в него параметров. Приведенный интеграл можно выразить
через изученные функции (см. § 22).
Аналогично, используя формулы (1V.23) и (IV.24) для линейного
и плоскостного мгновенных источников тепла соответственно в пла-
стине и стержне, при учете теплоотдачи от поверхности можно по-
лучить уравнения распространения непрерывно действующего
подвижного источника тепла, перемещающегося с постоянной ско-
ростью V.
для линейного источника в пластине
(IV.29)
где г2=х2-]-у2.
Для плоского источника в стержне
'г ______ д_____________
1 /л
epF (4ла)
(IV.30)
Уравнения (IV.28)-s-(IV.3O) являются основой для ряда решений
применительно к условиям сварки.
§ 22. ТЕРМИЧЕСКИЕ РАСЧЕТЫ ПРИМЕНИТЕЛЬНО К СВАРКЕ
МАССИВНОГО ТЕЛА ТОЧЕЧНЫМ ИСТОЧНИКОМ ТЕПЛА
Если проследить за изменением температурного поля в сварива-
емом изделии при сварке сосредоточенным источником тепла (напри-
мер, дугой или электронным лучом), то легко установить, что
в начале его действия область повышенных температур меньше,
затем она возрастает до определенных размеров. После прекращения
действия такого источника (например, дуга погашена) охлаждение
металла происходит интенсивнее, так как дополнительного ввода
140
тепла нет, а введенное тепло только распространяется в теле.
В связи с этим следует различать три различные стадии:
1)	теплонасыщение, когда размеры связанной с источником
нагретой зоны увеличиваются;
2)	пр едел ьное, или установившееся состояние,
когда температурное поле, оставаясь одинаковым, перемещается
вместе с источником тепла (квазистационарное температурное поле);
3)	выравнивание температуры, когда источник тепла
перестает действовать.
Рассмотрим вначале предельное или установившееся состояние,
характерное для сварки большей части длины достаточно протя-
женных швов. Как уже указывалось, в ряде случаев сварочный
нагрев металла можно схематизировать в виде действия источника
тепла на полубесконечном теле. Полагая в формуле (IV.28)
получим предельное состояние для этого случая нагрева в виде
сравнения в подвижной системе координат. Интеграл в этом урав-
нении в пределах от 0 до со приводится к известным. Конечная
формула для температуры любой точки тела в любой момент време-
ни в предельном состоянии будет:
=	(IV 31)
В частном случае предельное состояние процесса нагрева мас-
сивного тела неподвижным непрерывно действующим источником
постоянной мощностью q получим, подставив п=0. Тогда
7’(Д)=^/(2л^).	(IV.32)
Температура при данной мощности источника q (по существу
при сварке эффективной мощностью, обозначаемой и определен-
ном металле (л) зависит только от R. Зависимость Т—f(R) являет-
ся простой гиперболой. При заданном q температура на данном
расстоянии R обратно пропорциональна коэффициенту теплопровод-
ности X.
При перемещении источника тепла по оси хх температура точек
тела на этой оси позади источника (где значения х являются отри-
цательными) также не зависит от скорости его перемещения и равна
температурам предельного состояния неподвижного источника. Дей-
ствительно, в этом случае /?=—х и Тw=q/(2лХ/?).
На положительной полуоси х>0; R=x и уравнение (JV.31)
имеет вид
(IV.33)
Так как e~VJVa всегда меньше единицы, то чем быстрее движется
источник тепла (увеличивается и) или чем меньше коэффициент
температуропроводности а (зависит от металла), тем резче убывает
температура впереди источника.
141
Влияние скорости перемещения точечного источника тепла на
характер распределения температур по оси хх полубесконечного
тела представлено в виде примера на рис. IV. 11.
Распределение температур по оси уу, т. е. в направлении, пер-
пендикулярном к оси движения источника (а также для полубеско-
нечного тела по оси Oz), мо-
жно получить, полагая в
уравнении (IV.31) х=0,
7’<«>=TJhe“1,R'4 <IV34>
Температура на данном рас-
стоянии R по оси Оу равна
температуре на том же рассто-
янии на отрицательной полу-
оси Ох, умноженной на коэффи-
циент e~vRj'2a < 1. Так как
> e—vRia убывание темпе-
ратуры по осям Оу и Oz про-
исходит медленнее, чем на по-
ложительной полуоси Ох.
На основании приведенных формул имеется возможность рассчи-
тать изменение температур во времени для любой точки тела,
нагреваемого сосредоточенным подвижным источником.
Рассчитаем в качестве примера изменения во времени темпера-
туры точек, лежащих па оси хх (точки А с координатами у=0 и
z=0), и точки Б в плоскости хОу с координатами у-1 см и 2=0 —
рис. IV. 12. Все точки, одинаково
расположенные по отношению к оси
хх, при квазистационар ном темпера-
турном поле испытывают одинако-
вый характер теплового воздействия,
только смещенный во времени. Так,
тот термический цикл, который по-
лучен точкой А, будет получен и
любой другой точкой, лежащей на
Рис. IV. 12
оси движения источника тепла.
Цикл, полученный точкой Б, будет также получен любой точкой,
лежащей на принятом расстоянии у=1 см от оси хх (а также и
точками с /?'=]/у2 + z2=l см)
Пусть на массивное тело из низкоутлеродистой стали (X =
=0,1 кал /см -с -° С; а = 0,1 см2/с) осуществляется наплавка валика
дуговой сваркой плавящимся электродом на постоянном токе режи-
мом /CB=400Z; £7д=26 В; ссв=7,2 м/ч=0,2 см/с. Тогда приняв
/С=1 и т]й=0,8, по формуле (III.52) получим <7=0,24/С1Дл-0,8=
=0,24-400-26-0,8=2000 кал/с (8370 Вт).
142
Подставим найденные величины в формулу (IV.31) и получим
Т.п	2000 p-ro. 212-0.1} (*+/?)— 3180
<R-°	2-3,U.0,1R	R
Для удобства результаты расчета сведем в табл. IV-2.
Полученные значения приведены на рис. IV. 13, а, причем по
оси абсцисс кроме масштаба х дан и масштаб времени /=|л|/ос.
Таблица IV.2
Расчетные значения температур некоторых характерных
точек полубесконечного тела
X, см	у, сьз	R. см	(лЧ-Д). см	в-*+Л	3180 R	
1.0	0	1,0	2	0,135	31800	430
0,5	0	0,5	1	0,368	6360	2340
0	0	0	0	1	СО	СО
—0,5	0	0,5	0	1	6 360	6360
—1,0	0	1.0	0	1	3 180	3180
—2,0	0	2,0	0	1	1 590	1590
—4,0	0	4,0	0	1	795	795
—6,0	0	6,0	0	1	530	530
1,0	1,0	1,41	2,41	0,09	1310	113
0.5	1,0	1,12	1,62	0,196	2 850	560
0	1,0	1,0	1.0	0,368	3180	1170
—0,5	1,0	1,12	0,62	0,538	2 850	1530
—1,0	1,0	1,41	0,41	0,664	2 250	1495
—2,0	1,0	2,23	0,23	0,803	1 440	1160
—4,0	1,0	4,1	0,1	0,905	776	700
—6,0	1.0	6.06	0,06	0,942	525	493
Как следует из табл. IV.2 и рис. IV.13, а, на оси хх (у—0)
максимальная температура получается под источником тепла (х=0),
а для точек у—1 см максимальная температура ниже и достигается
позже (при х — 0,5 см). Для более отдаленных точек этот характер
сохраняется и при у2 > 1 см; соответствующие кривые T=f(t)
имеют еще меньшую максимальную температуру и она достигается
еще позже (х > —• 0,5 см). Общий характер таких зависимостей
показан на рис. IV. 13, а штриховыми линиями.
Аналогично можно рассчитать и изохроны — линии температур-
ного распределения в определенном поперечном сечении в различ-
ные моменты времени. Для того же примера рассчитаем изохроны
для сечений, перпендикулярных к оси хх, при значениях х=1,0;
—1,0; —2,0 и —6,0 см, т. е. для сечений за 5 с до прохождения
дуги (—5,0 с), и через 5, 10 и 30 с посте прохождения дуги Рас-
чет сведен в табл. IV.3.
На рис. IV. 13, б изображены соответствующие изохроны, отве-
чающие сечениям, связанным с временем прохождения источника
143
тепла, как —5; 5; 10 и 30 с. Графически по этим кривым можно
получить координаты у любой температуры при координатах х=1,0
и —1,0; —2,0 и —6,0 см в плоскости г=0. В связи с тем что для
плоскости на отрицательной полуоси Ох могут быть получены
координаты точек для любой температуры (исходя из преобразова-
ния формулы (IV.32) в виде R=q/(2^T)t так как R——х), то в
30 25 20 15 10 5 0 5 t^x/V,C
плоскости хОу можно построить и температурное поле в виде изо-
терм. Например, изотерма 300° в сечении х—1,0 см имеет коорди-
нату у 0,51 см, в сечении х=—1,0 см у300 ^2,3 с; в сечении
х~—2,0 см Узоо ~ 3,0 см; в сечении х=—6,0 см у300 3,5 см,
а при Узоо=Ф значение	2000/(2-3,14-0,1 -300)= 10,6 см.
Соединив на рис IV 13, be координатной сетке эти точки плав-
ной кривой, получим вид в плане изотермы 300°С в рассчитан-
ном температурном поле, отнесенном к поверхности нагреваемого
пол у бесконечного тела. Так же построены и другие изотермы.
Изохроны на рис. IV. 13, б позволяют провести и кривую мак-
симальных температур, достигаемых на различных расстояниях у
(или г) от оси хх. Эта огибающая штриховая линия указывает пре-
144
дельные значения температур, достигаемых на различных рассто-
яниях у, хотя и в различное время.
Соответственно на температурном поле в плане (рис. IV. 13, в),
соединив штриховой линией точки изотерм, при которых касатель-
ная к ним параллельна оси хх, получим расположение кривой макси-
мальных температур в плоскости хОу или во времени t. В области
Таблица IV.3
Расчет температур различных точек для построения изохрон
X. см	У» €М	R. см	(x+R), см	е (x+R)	3180 2?	т (R, t)
1,0	0	1,0	2,0	0,135	3180	430
1,0	0,5	1,12	2,12	0,117	2850	333
1,0	1,0	1,41	2,41	0,090	1310	118
1,0	2,0	2,23	3,23	0,040	985	39
—1,0	0	1.0	0	1.0	3180	3180
—1,0	1,0	1,41	0,41	0,664	2250	1495
—1,0	2,0	2,23	1,23	0,292	1440	420
—1,0	1,0	4,1	3,1	0,045	ЮЗ	5
—2,0	0	2,0	0	1.0	1590	1590
—2,0	1.0	2,23	0,23	0,795	1440	1140
—2,0	2,0	2,81	0,81	0,445	1135	507
—2,0	4,0	4,45	2,45	0,086	715	62
—2,0	5,0	5,40	3,4	0,033	590	20
—6,0	0	6,0	0	1.0	530	530
—6,0	2,0	6,3	0,3	0,741	505	360
—6,0	4,0	7,18	1,18	0,307	445	135
—6,0	6,0	8,42	2,42	0,089	378	34
—6,0	7,0	9,15	3,15	0,043	348	16
I перед этой кривой температура будет повышаться — это область
нагрева, а в области II— внутри кривой—температура будет по-
нижаться (область охлаждения).
В связи с тем что в полубесконечном поле изотермы представ-
ляют собой тела вращения, в любом поперечном сечении, перпенди-
кулярном к оси хх, изотермы представляют собой полуокружности
радиусом, равным координате у этой изотермы в плоскости z=0.
Так, например, если взять произвольное сечение АА' (рис. IV. 13, в),
в частном случае проходящее через точки с максимальным распро-
странением температуры —1500° С* по ширине (в этом сечении
у = у1500 тах)1 то в поперечном сечении изотермы соответствуют
рис. IV. 13, г. Заштрихованная область внутри изотермы 1500° С
представляет собой как бы область, где металл нагрет выше темпе-
ратуры плавления, т. е. расплавлен.
* В ряде примеров для простоты будем считать температуру плавления
низкоуглеродистой стали равной 1500° С.
Ю Заказ N? 269
145
Возможен другой метод расчета температурных полей, также
графо аналитическим способом, но в безразмерных параметрах.
Представим, что их/(2«)=а, а с7?/(2а)=р, где а и р — безразмерные
величины. Так как а представляет собой величину, характеризу-
ющую измерения по оси хх, а р — радиуса-вектора, то между ними
в полярных координатах существует связь a=pcos<p, где <р — угол
между направлениями х и R. Тогда при подстановке R=2ap!o
формула (IV.31) преобразуется в вид
Г=-^- • — е~р a+cos4»t	(IV.35)
2л?.2а р
ИЛИ
е-рП+созф)	(IV.36)
р
Обозначив безразмерную величину левой части уравнения
(IV.36) как некоторый безразмерный параметр температуры 6=
—4лКаТ/(до), получим равенство в—— е~₽(1 + cos<p>, представляющее
Р
собой связь между величинами 6, р и <р. Задаваясь постоянными
значениями <р, можно построить графические зависимости в=[(р).
Такая номограмма для построения температурных полей предельного
состояния пол у бесконечного тела показана на рис. IV. 14.
Для построения изотермы в плоскости хОу вычисляют 6=
=4л1а7,/(^,С'), проводят в номограмме горизонталь от этого значения
и от мест ее пересечения с кривыми для различных <р находят на
абсциссе соответствующие величины р = г/?/(2я), а следовательно,
в /?, т. е. радиусов-векторов под углами <р от точки нахождения
точечного источника тепла.
В качестве примера построим изотерму 600° С для условий рас-
чета, рассмотренного выше (г/=2000 кал/с, 1—0,1 кал/(см-с-°С),
а= 0,1 см2/с; 6=0,2 см/с). Определяем 6=4-3,14 • 0,1 ♦ 0,1 /(2000 X
х 0,2)600=0,1884. Проведя горизонталь в номограмме (см. рис. IV. 14),
получаем значения, сведенные в табл. IV.4, где = 2ар/о ~ (2х
хО, 1/0,2)р-р.
Результаты расчета в виде изотермы 600° построены на рис.IV. 15.
Сопоставление этой изотермы с изотермой на рис. IV.13, в пока-
зывает, что принятый метод получения температурного поля посред-
ством использования номограммы является достаточно точным.
В связи с тем что с развитием сварки возрастают мощности
источников тепла и скорости их перемещения, представляет интерес
рассмотрение температурных полей для предельного случая, когда
(?->о ; о-^-оо; ^/o=const.
Процесс нагрева полубесконечного тела мощным быстродеижу-
щимся источником тепла может быть представлен с учетом этого
условия в выражении (IV.31).
При большой скорости движения источника тепло перед ним
не распространяется. По оси хх сзади источника распространение
тепла от скорости не зависит [(формула (IV.32)]. Поэтому тепло
446
практически распространяется в направлении, перпендикулярном
к оси хх.
Выделив в полу бесконечном теле один из плоских слоев толщи-
ной dx и предположив, что граничные поверхности M'K'L'N' и
не пропускают тепла, можно процесс нагрева привести
Рис. IV. 14
к мгновенному действию источника тепла в пластине. При этом
время действия источника тепла dt=dx!v, количество тепла, вне-
сенное источником, dQ—{q'v)dx (рис. IV.16). Переход от бесконеч-
ной пластины к ограниченной нагреваемой поверхностью приводит
к необходимости удвоить количество тепла [см. например, формулы
(IV.2I) и (IV.22)], т. е. Q=2qdt. Если толщина пластины b—dx=
=vdt, то удельный ввод тепла по толщине Q1~Q/b^2q/v. Квадрат
радиуса-вектора в такой пластине ^~Уо^~го’ Подставив все эти
значения в уравнение (IV.23), получим
т q е~ (уо+го)''4а?- 4 с~ГУЛа*
Ув’г°‘	W 6	ЪйаЛ
И
(IV.37)
где t — время, отсчитываемое от момента, когда источник тепла
пересек плоскость y0Oz0, в которой находится рассматриваемая точ-
ка; и z0 — неподвижные координаты рассматриваемой точки (они
не отличаются от подвижных координат у и z); координата х заме-
нена через v и t.
10=
147
Таблица IV.4
Результаты вычисления координат
точек 7—-600е С
Схема предельного состояния процесса распределения тепла при
мощном быстродвижущемся (v->oo) источнике тепла в полубесконеч-
ном теле на плоскости z=0 показана на рис. IV.17, а. По распре-
делению температур по оси хх (например, рис. IV, 6) все изотермы
от Т=0 до Т = со сходятся в точке 0, в которой действует источник
тепла Физически это конечно не-
возможно. Поэтому схема быстро-
движущегося источника тепла
совершенно не позволяет оцени-
вать тепловые процессы перед
источником и в заштрихован-
ной на рис. IV-17, в зоне, но по-
зволяет проще и с относительно
небольшой погрешностью опреде-
лять температурные поля позади
источника, в области охлаждения.
Применительно к рассматри-
ваемой схеме можно аналитиче-
ским способом выразить связь
между координатами точек изотермы определенной (заданной) темпе-
ратуры. Это решение получено К. М. Гатовским. Заменив в форму-
ле (IV.37) vt на [—х], получим выражение Т=---------*).
2кК (—х)
Заменив направление оси хх на обратное и решив это уравнение
относительно г, получим
	0	60	so	120	160	170	180
р	0,88	1,05	1,35	2,0	3,3	4,5	5,3
R, см	0,88	1,05	1,35	2,0	3,3	4,5	5,3
(IV.38a)
где Тп — любая заданная конкретная температура.
Продифференцировав и приравняв производную нулю, получим
абсциссу максимальной ширины изотермической поверхности с темпера-
турой Д, хтах==[1/(2ле)]х
X U/№)k и максималь-
ный радиус изотерми-
ческой поверхности 7^"
Для быстродвижуще-
гося источника по полубе-
сконечному телу также
просто определяются зна-
чения г—расстояния от
источника тепла до точки
с заданной температурой
TQ в данной плоскости.
Из формулы (IV.37)
—г2/(4аО
следует е х = ZTibvtTJq или
—[ rj/(4a/)] lge==lg2nXtrfT0/$, откуда гх =	(—
Задаваясь значениями t — x/v, определяющими заданное сечение
148
позади быстродвижущегося источника тепла, можно вычислить зна-
чения rfl(a следовательно, у при z=0 или z при у=0) для любой
принятой температуры.
Для вычисления г0 максимального распространения какой-то
заданной температуры необходимо найти производную температуру
по времени и приравнять ее нулю. Прологарифмировав выражение
W 200 300 500 10QO°S
Рис. IV.17
(IV.37), получим In Т (t) = In [<?/(2л%о)] — In t—Последующее
дифференцирование, учитывая» что первый член правой части
149
уравнения в логарифмическом виде не зависит от времени, дает
аг (/)	1 , rx	i	\
X------=-------1----= — {-----11. Отсюда скорость изменения
dt	t bat*	t \4о/	/
dT(t)	T (	\
температуры ——=— — — 11.
dt	t \ bat	}
Случаи, когда T=0 или /=со, превращающие правую часть
выражения производной дТ в нуль, интереса не представляют
(они отвечают конечному состоянию процесса, когда температура
полностью выравнялась и равна нулю). Тогда остается случай
г2
—----1 =0, который и отвечает моменту Zraax, когда изотерма дости-
гает своей максимальной величины. Отсюда
^тах=',У(М ИЛИ Г2 == — (4п/ V) Хтах,
(IV.39)
Так KaK О^тах -^гпах*
Максимальная температура в точке, определяемой гх, очевидно,
равна температуре в момент Zmax. Подставив значение в фор-
мулу (IV.37), получим	-4а/(2л%пг2)] е-1, а заменив
а = Х/(ф) и е-1 = \/е — 0,368, получим выражение	=
= 0,368^-^-
Приведенные решения позволяют выполнять ряд расчетов при-
менительно к получению температурных полей при сварке массив-
ных изделий, при источнике, нагревающем их с поверхности.
§ 23. ТЕМПЕРАТУРНЫЕ ПОЛЯ В ПЛАСТИНЕ ПРИ ЕЕ
ПРОПЛАВЛЕНИИ НА ВСЮ ТОЛЩИНУ
Так же как и при нагреве точечным источником тепла полубес-
конечного тела, рассмотрим квазистационарное температурное поле
для случая нагрева пластины толщиной й линейным источни-
ком тепла, расположенным по оси z и равномерно распределенным
по толщине.
Проинтегрировав уравнение (IV.29) в пределах 0 и со и произ-
ведя необходимые замены, получим формулу температуры для пре-
дельного состояния нагрева пластины непрерывно действующим
подвижным линейным источником тепла
(' 1/ £+-) 	CV-40)
2jtAo	\ у 4й2 а /
где г — плоский радиус-вектор элемента подвижного поля, т. е.
расстояние данной точки от мгновенного положения источника
тепла; р о2/(4а2)-уЬ/а | = Ло (U)— функция Бесселя от мни-
мого аргумента второго ряда нулевого порядка Значения такой
функции табулированы по значениям U.
150
Изотермы температурного поля по толщине пластины не ме-
няются.
Пример рассчитанного температурного поля предельного состо-
яния при сварке встык со сквозным проплавлением для режима
fl—1 см; <7=1000 кал/с (4187 Вт); 1=0,1 кал/(см-с-°С); о=0,1 см8/с;
//=28-10“’ кал/(см2-с-°С) показан на рис. IV-18» где: а — схема
координатных осей; б — распределение температуры в плоскостях
у—const, параллельных плоскости хОу‘, в — изотермы на поверхно-
сти хОу и кривая максимальных температур (штриховая); г — рас-
пределение температуры в поперечных плоскостях x=const.
Процесс распространения тепла при линейном источнике в пла-
стине отличается от процесса при точечном источнике в полубеско-
нечном теле только количественно.
В предельном случае нагрева неподвижным источником, приняв
в уравнении (IV.40) скорость v=0, получим
Т(,,=(ч/2М)К^г\Л№)	(IV.41)
Согласно формуле (IV.41) температура зависит только от ради-
уса-вектора г. Изотермические поверхности являются цилиндрами
с осью, совпадающей с источником тепла. С удалением от источника
температура убывает в соответствии с изменением функции /Со((7),
стремясь к нулю при г->оо.
Распределение температуры в пластине при подвижном источнике
тепла характеризуется вытянутыми изотермами. Распределение
151
bOOSl
18 16 Ш 12 10 8 6 4 2 0 2 4 см 18 16 /4 12 10
Рис. IV.19
температур в пластине, в отличие от полубесконечного тела, на отри-
цательной полуоси Ох зависит от скорости о перемещения источ-
ника.
Общий характер влияния теплофизических свойств нагреваемого
металла при одинаковой мощности (q—1000 кал/с) скорости пере-
мещения (с=0,2 см/с) источника тепла и толщины (6 = 1 см) нагре-
ваемой пластины показан на рис. IV. 19, а —а. Сравнивая темпера-
турные поля в низкоуглеродистой и хромоникелевой сталях
(рис. IV. 19, а, б), имеющих практически одинаковую объемную
теплоемкость [-1,15 кал/(см3-СС)], но различную теплопроводность
|соответственно 0,09 и 0,06 кал/(см-с-°С)], можно отметить, что при
более низком коэффициенте теплопроводности область высоких тем-
ператур (например, Т = 600°С), заштрихованная на рис. IV. 19,
оказывается более широкой и длинной. Отсюда следует, что, напри-
мер, для получения определенной зоны расплавления хромоникеле-
вой аустенитной стали в сравнении с низкоуглеродистой нелегиро-
ванной можно пользоваться источником меньшей мощности.
Более высокая теплопроводность алюминия значительно умень-
шает высокотемпературную область (рис. IV. 19, в), несмотря на
меныпее значение объемной теплоемкости (0,65 кал/(см3- °C). Высо-
кой теплопроводностью алюминия (0,65 кал/(см-с-°C) и температуро-
проводностью (п-1 см2/с) определяется и меньшая сгущенность
изотерм перед подвижным источником тепла. Поэтому и расчеты по
схемам с быстродвижущимися источниками тепла применительно
к сварке алюминия дают значительно большую погрешность, чем
при сварке стали. Так, например, если при сварке сталей погреш-
ность в расчетах полей незначительна при и 25 м/ч (« 0,7 см/с),
то при сварке алюминия малая погрешность применения расчетных
схем быстродвижущихся источников становится только при
2=: 100 м/ч («2,8 см/с).
Медь еще более теплопроводна, чем алюминий (0,90 кал/(смх
Хс-°С), и для ее расплавления в условиях сварки необходимо
иметь достаточно мощный и концентрированный источник тепла.
Влияние различных параметров режима сварочной дуги на тем-
пературное поле предельного состояния низкоуглеродистой стали
в пластине толщиной I см показано на рис. IV.20.
Увеличение скорости сварки при постоянной мощности источника
(<7=const) приводит к сужению изотерм в направлении, перпенди-
кулярном к перемещению источника, и их укорочению (рис. IV.20, а).
Увеличение мощности источника сварочного тепла (при o=const)
приводит к значительному развитию области нагретого металла;
изотермы соответствующих температур и по ширине, и по длине
имеют большие размеры (рис. IV.20, б).
При постоянной погонной энергии (q/v—con^t) влияние увеличе-
ния мощности преобладает над влиянием скорости. Нагретые зоны
возрастают с увеличением мощности (рис. IV.20, в).
Подобно уравнению температурного поля в безразмерных пара-
метрах для полубесконечного тела при его нагреве точечным источ-
ником тепла (см. § 22, рис. IV. 14), можно получить решение и для
153
-20 -16 -12 -8 -4	0 2сц -20 -16 -12 -R -4 о 2сп ~20 -16 -12
Рис. IV.20
температурного поля в пластине при его нагреве линейным источ-
ником тепла.
Если пренебречь поверхностной теплоотдачей пластины, то урав-
нение (IV.40) можно упростить
(,V41a|
2лЛо	\ 2а/
Примем ш:/(2а)—а и vr/(2a)—p', откуда r~2cip'lv. Перепишем уравне-
ние (IV.41) в следующем виде: 2эгХ677/^=е_'х/<0(рЛ). Левую часть
этого уравнения, связанную с температурой, обозначим безразмер-
Рис. IV.21
ной величиной 0', т. е. 0'=е-а/<о(р'). Так как x=rcos<p, то о=
=p'cos<p. Тогда 0'=е_аКо(р')=с-аер'е_р'/Со(р/)- Отсюда окончатель-
ная формула зависимости получается как
e^gP'g-P' (i+coscp^jp^	(ivА2)
что в целом подобно выражению (IV.34)
Номограмма для расчета температурных полей в виде б'—Др')
для бесконечной пластины, нагреваемой линейным подвижным
источником тепла без теплоотдачи в окружающую среду, изобра-
жена на рис. IV.21, а. Пользоваться этой номограммой нужно так
же, как при определении температурных полей в полубесконечном
теле по номограмме рис. IV. 14 (§ 22).
Исходя из подобных же соображений, можно получить уравне-
ние 2лА6Т/<7=/(wy/2tz), которое используют для определения шири-
ны разогрева металла до определенной температуры Т. Эта номо-
грамма дана на рис. IV.21, б.
155
Так же как при точечном источнике, на полубесконечном теле
и при линейном источнике на пластине иногда применяют расчеты
предельного состояния по схеме быстродвижущегося источника.
В этом случае из бесконечной пластины (подобно рис. IV. 16) выде-
ляют пластины толщиной dx, расположенные перпендикулярно
к направлению перемещения источника тепла. Считая такие пла-
стины непропускающими тепла по своим граням, можно принять,
что в каждой из них элементы тепла dQ~(q/v)-dx распростра-
няются только по оси Оу в соответствии с уравнением (IV.24) для
мгновенного плоского источника тепла в неограниченном стержне.
Подставив в это уравнение тепловую мощность источника тепла
в виде q/(v&) кал/см2 (Дж/м2) и заменив координату х координа-
той у0, можно получить уравнение предельного состояния распро-
странения тепла для рассматриваемого случая.
Так как в большинстве случаев применительно к пластине при-
ходится учитывать теплообмен от боковых поверхностей введением
коэффициента где Ь~ 2а/(ср6) (см. § 21), в конечном виде
уравнение предельного состояния распространения тепла быстродви-
жущегося линейного источника в пластине примет вид
Т	9
1 (у.. 0=-------
vby IztXcpi
(IV.43)
Характер процесса в этом случае качественно подобен процессу
распространения тепла от быстродвижущегося точечного источника
в полубесконечном теле.
Уравнение изотерм температурного поля быстродвижущегося
линейного источника в пластине позволяет аналитически получить
ординату у для заданной температуры То (без учета отдачи тепла
поверхностью) аналогично быстродвижущемуся точечному источнику
на полубесконечном теле (см. § 22). Это выражение имеет вид
*-------
v \
(IV.44)
У равнение кривой максимальных температур при линейном
источнике в пластине получается, если приравнять нулю скорости
изменения температуры, вычисленной из уравнения (IV.43).
Прологарифмируем уравнение (IV.41):
1пТ(/)=1п I---Я-----
Продифференцировав почленно по t (первый член постоянен и от t
не зависит), получим
___L+2«_____6
Т dt 2t 4ats
156
Для отыскания максимального времени (Z=£nax), т. е времени
достижения максимальной температуры в рассматриваемой точке,
приравняем производную нулю:
[_______1___.
\ 2^njax 4л/^ах
Скорость изменения температуры обращается в нуль:
а)	при Т=0 (вместе с самой температурой);
б)	при /=со (т. е. при полном выравнивании)!
/	2	\
в)	при I-----—|——-------b |=0, т. е. при
\ 2/max 4а/^1ах	у
2	2
---—=---------	b или -^-=Д-|-М.	(IV.45)
4й/^|ах 2/гаах-------------------------------iatmax 2
Подставив полученное из п.в) время ZmaX в уравнение (IV.43) и
упростив его, предположив Ь4пах4Д/2 (что оправдано для топек,
близких к оси перемещения тепла), получим выражение для макси-
мальных температур точек у0:
у,	0,484г/ /.	0,242р /.
иср62у0 \ 2а / ccpSj'o \ 2а )
где 0,484=1/^2^1—числовой коэффициент; у0 — расстояние точки
от оси перемещения источника тепла; двучлен в скобках оценивает
интенсивность теплоотдачи; чем больше Ь, тем ниже температуры
точек при том же расстоянии у0.
Максимальные температуры в соответствии с уравнением (IV.43)
прямо пропорциональны мощности источника тепла и в первом
приближении (пренебрегая теплоотдачей) обратно пропорциональны
расстоянию данной точки от оси перемещения источника тепла
Пример. Рассчитать, на каком расстоянии от шва стальной пластины толщи-
ной 5 мм (0,5 см) будет достигнута температура 250° С при сварке на режиме
/=450Л; £/д=30 В: о=36 м/ч=1 см/с.
При решении поверхностной теплоотдачей пренебрегаем. Определяем
<7=0,24/17 д»]=0,24-450-30-0,8 =2600 кал/с.
Решаем упрощенное уравнение (IV.46) |без члена bj^/2aj относительно у0. На-
ходим его значение. При этом Tn>aX(yo)-250°C.
у0=0,242-2600/1-1,15-0,5-250=4,4 см, или 44 мм.
§ 24. НАГРЕВ ПЛОСКОГО СЛОЯ ТОЧЕЧНЫМ
ИСТОЧНИКОМ ТЕПЛА
При плоском слое (см. определение в § 21) тепловой поток,
вводимый через поверхность г=0, является пространственным, но
искажается граничными поверхностями. Обычно упрощенно прини-
мают, что обе граничные поверхности 2=0 и г=б [где б — толщина
157
плоского слоя (листа)] являются непроводящими тепла и все вве-
денное тепло остается внутри тела.
Представим полубесконечное тело и как бы выделенный из него
плоский слой толщиной б (рис. IV.22). В результате действия на
его поверхность z=0 точечного источника тепла мощностью q =q'
распределение температур в глубь тела по оси Ог может быть рас-
считано согласно методике, приведенной в § 22. Представим, что
оно соответствует кривой T—f(z) на рис. IV.22, с. При плоском
слое толщиной 6, при котором б<гп (где zn — максимальное рас-
стояние по оси Ог, при котором наблюдается повышение темпера-
туры по сравнению с исходной температурой тела, часть нагревав-
шегося металла в случае полубесконечного тела оказалась бы за
пределами слоя г—8. Так как, по условию, поверхность z=6
не пропускает тепла, то тепловой поток от этой поверхности отра-
жается. Качественно можно представить, что за пределами z—b
кривая температуры T=f(z) (показанная на рис. IV.22, б пунктир-
ной линией) отсекается нижней границей плоского слоя, внутри
которого температурное поле от источника д' показано штриховой
линией. Ненропускание тепла поверхностью 2=6 схематически
можно представить следующим образом. Пусть при z>6 продолжа-
ется тело с такими теплофизическими свойствами, как в плоском
слое, и в него на поверхности 2=26 действует другой, фиктивный
источник тепла q”=q', который приводит к температурному полю,
симметричному относительно плоскости z=6, как и от основного
источника тепла q'.
Так как кривые dT'jdz и dT"jdz в любой точке плоскости z=6
равны между собой (одинаковые температуры, градиенты температур
и теплофизические свойства) и направлены в разные стороны, то их
сумма равна нулю: (dT^=d/dz)+(dT"=6/dz)=0. Таким образом, теп-
ловой процесс на границе 2=6 отвечает адиабатическому условию.
Граница z=6 тепла не пропускает. Во всех остальных плоскостях,
где 2=^6, это условие нарушается и сумма тепловых потоков не
равна нулю. Конечная же температура в этих сечениях, по прин-
ципу независимости действия различных источников, является ре-
зультатом их суммирования. Определим температурное поле только
в плоском слое. На рис. IV-22,6 оно показано сплошной линией.
158
Математически температура в таком плоском слое с адиабатиче-
ской границей г~6 выразится алгебраической суммой температур
от действительных и отраженных (принятых фиктивных) источников

(IV.47)
5) T3<r2Tt Tz<Tt
О)
нанесенное
и сложив его с полем внутри слоя
Г, тг Д fr
Рис. 1V.23
Графически такое температурное поле можно получить, повернув
вверх через границу 2=6 продолжение поля T—f(z),
пунктиром на рис. IV.22.6,
(штриховым). Результат
такого сложения показан
сплошной линией, а нало-
женная часть поля (ко-
торая должна была рас-
положиться в области
z>6, но отразилась на
плоскости 2=6) заштри-
хована. На границе 2=6 температура в этом случае равна двойной
температуре в полубесконечном теле. При значении г<6 степень
искажения поля значительно меньше.
Если толщина слоя 6 невелика по сравнению с 2(л)— протяжен-
ностью распространения температуры по оси zi го повернутая часть
кривой температуры вокруг плоскости 2=6 выйдет (при г(л)>26)
за плоскость 2=0. Так как плоскость 2=0 также не пропускает
тепла, то это привело бы к отражению теплового потока и от этой
плоскости. Для получения результирующего поля было бы необхо-
димо опять кривую температур развернуть из внешней части z<0
внутрь плоского слоя.
Общее сравнение влияния точечного источника в полубесконеч-
ном теле и плоском слое при одинаковых характеристиках источ-
ника и теплофизических свойствах тела показывает, чго распрост-
ранение тепла в плоском слое затруднено, область высоких темпе-
ратур в нем больше, а изотермы в сечений не имеют вида сфер
с постоянным радиусом.
Качественная картина распределения изотерм в поперечном сече-
нии полубесконечного чела (а) и плоского слоя (б) представлена на
рис. IV.23. Увеличение областей, ограничиваемых различными тем-
пературами при плоском слое, и форма искаженных изотерм по
сравнению с полубесконечным телом (рис. IV.23) являются харак-
терными при сопоставлении температурных полей при дуговой
сварке на массивном теле и сварке листов средней толщины (в не-
сколько проходов).
Аналогичную схему решения с отражением тепловых потоков
можно применять для определения температурного поля при сварке
от края полубесконечной пластины (начало шва в ряде реальных
конструкций) и для расчета полей от действия источника, переме-
щающегося параллельно краю пластины (распространение тепла
ограничивается сравнительно узкой полосой металла).
159
§ 25. ПЕРИОДЫ ТЕПЛОМАСЫЩЕНИЯ
И ВЫРАВНИВАНИЯ ТЕМПЕРАТУРЫ
В § 22:-24 рассматривалось поле предельного состояния при
неподвижном и подвижном источниках тепла. При подвижных
источниках достижение предельного состояния характеризуется
установлением квазистационарного поля, которое, не изменяясь,
перемещается вместе с источником. Такое предельное состояние
наступает не сразу. Например, при дуговой сварке в начальный
момент тепло дуги вводится в холодный металл, температура кото-
рого постоянна во всем объеме. По мере горения дуги металл
нагревается; при этом зоны нагретого металла, прилегающего
к месту ввода тепла источником, увеличиваются. Когда при данном
режиме нагрева зона металла, нагретая выше какой-либо темпера-
туры Т, перестает увеличиваться, то можно считать, что для этой
зоны поступает предельное состояние. Ясно, что в зонах вблизи
источника тепла, т. е. нагретых до более высоких температур, пре-
дельное состояние наступает раньше, чем в более отдаленных зонах.
Период процесса распространения тепла до достижения предель-
ного состояния (стационарного при неподвижном источнике и ква-
зистационарного — при подвижном) называется периодом тепло-
насыщения. В этом периоде температура Т (t) любой точки
тела, отнесенной к координатной системе и связанной с источником
тепла (неподвижным или подвижным), возрастает от Т (0)=0 до
температуры предельного состояния Т (оо)=7\1р, теоретически до-
стигаемой при
Температуру Т (Z) точки с координатами (х, у, z) в периоде
теплонасыщения (при 0<7<со) удобно представлять через изучен- .
ные температуры предельного состояния (например, по формуле
(IV.31) при точечном источнике на полу бесконечном теле; по фор-
муле (IV.40) при линейном источнике в пластине с теплоотдачей)
и дополнительный коэффициент теплонасыщения ф(0 для той же
точки:
T(t)= =ф(/)Тпр.	(IV.48)
Такой коэффициент теплонасыщения, очевидно, возрастает от
нуля в начальный момент (ф(0)=0) до единицы в предельном со-
стоянии (ф(оо)^«Л). Возрастание этого коэффициента во времени
характеризует процесс насыщения данной точки тела теплом.
Величина коэффициента ф(/) зависит не только от времени, но
и от расстояния рассматриваемой точки от источника тепла
О-
Для удобства вычисления ф обычно вводят безразмерные пара-
метры расстояния и времени:
а)	для пространственного процесса распространения
тепла точечного источника в полубесконечном теле — безразмерные
критерии расстояния Q~vR/(2a), времени т=п^/(4с);
б)	для плоского процесса распространения тепла линей-
160
кого источника в пластине с теплоотдачей — безразмерный критерий
расстояния p'=w/(2a), времени т'=/[р/(4а)+6].
Вычисленные Н. Н. Рыкалиным значения коэффициентов тепло-
насыщения для пространственного (а) и плоского (б) процессов при-
ведены на рис. IV.24.
Порядок расчета температур в период теплонасыщения состоит
в отыскании для точки с. заданными координатами температуры
предельного состояния [подформулам (IV.31) или (IV.40)], вычисле-
нии значения безразмерных критериев и определении ф по соответ-
ствующим номограммам для пространственного поля в полу бесконеч-
ном теле (рис. IV.24,n) и плоского поля в пластине (рис. IV.24, б).
После этого температуру в период теплонасыщения определяют
по формуле (IV.48).
Пример. На массивное тело из низкоутлеродистой стали (%==0,1 калДсм-с- °C);
«=0,1 см2/с) наплавляют валик дуговой сваркой при <j=2000 кал/с и ц=0,2см/с.
(Для предельного состояния при таком режиме наплавки расчет выполнен
в § 22 — см. табл. IV.2.) Рассчитать термический цикл точки, расположенной
в 1 см от линии перемещения источника тепла (у=1 см), впереди места начала
сварки на 1 см (л=1 см).
11 Заказ № 269
161
Ремение. Температуры предельного состояния для этого случая
т	e-U+J?)
Расстояние Р до рассматриваемой точки в различные моменты времени
%=У—У х*+1. Безразмерные критерии расстояния и времени: р=^-7?=
0,2	о2 0-22
Р =	о । /=0,lt Время, прошедшее от начала сварки,
t~L/v-x/v.
Результаты расчета температур в период теплонасьнцсния в рассматриваемой
точке за период времени, характеризуемый абсциссами от х— 1 см до лг=—4 см,
приведены в табл. IV. 5.
Рнс. IV .25
Изменения температуры во времени для выбранной точки, нахо-
дящейся вблизи начала наплавки в 1 см от оси перемещения дуги,
изображены сплошной линией на рис. IV.25. Штриховой линией
показано изменение температуры точек у—1 см при квазистацио-
парном поле (перенесено с рис. IV. 13, с).
Таблица IV.5
Результаты расчета температур в период теплонасыщения
х. см	Xs, СМ!	R, см	см		1380 R	7 °C пр»	1, с	т	е	Ф	Г', ’Г
1,0	1,0	1,41	2,41	0,09	1310	118	0	0	1,41	0	0
0,5	0,25	1,12	1,62	0,196	2850	560	2,5	0,25	1,12	0,2	118
0	0	1,0	1,0	0,368	3180	1170	5,0	0,5	1,0	0,68	795
-0,5	0,25	М2	0,62	0,538	2850	1530	7,5	0,75	1,12	0,76	1160
—1,0	1,0	1,41	0,41	0,664	2250	1495	10,0	1,0	1,41	0,77	1150
—2,0	4,0	2,23	0,23	0,803	1140	1160	15,0	1,5	2,23	0,77	890
—4,0	16,0	4,1	0,1	0,905	776	700	25,0	2,5	4,1	0,65	525
Из сопоставления кривых на рис.
квазистанионарном процессе металл в
IV.25 следует, что если при
точках у=1 см при рассмат-
162
риваемом режиме нагрева получает температуру более 1500° С и
расплавляется, то в начальном участке выполняемой наплавки мак-
симальная температура точки у=1 см достигает только —1160° С.
Следовательно, зона расплавления здесь уже.
Обычно в начальном участке и скорости охлаждения металла
больше, чем у таких же точек в области установившегося квазиста-
ционарного поля.
Рис. IV.26
Некоторые общие закономерности периода теплонасыщения
в полубесконечном теле при подвижном точечном источнике (г/=
= 1000 кал/с, v=0,1 см/с, Х=0,1 кал/(см-с- °C), а=0,1 см2/с) изобра-
жены на рис. IV.26. Как следует из схемы изменения вида изотерм
(рис. I V.26, а) и приведенных характеристик влияния основных
факторов на достижение состояния, близкого к предельному тепло-
насыщению (ф=0,95), кроме расстояния (рис. IV.26,6) большое
влияние оказывает и скорость перемещения источника тепла
(рис. IV.26, в). Так, при скорости н=0,3 см/с период теплонасыще-
ния на расстоянии 7?-=3 см от оси дуги практически заканчивается
в течение 10 с. При меньших скоростях сварки влияние периода
теплонасыщения проявляется в большей степени и должно учиты-
ваться при выполнении сварки.
После окончания действия источника тепла введенное тепло про-
должает распространяться в теле вследствие теплопроводности.
Период процесса распространения тепла, начиная от момента
11*
163
прекращения действия источника, называется периодом вырав-
нивания температуры.
Рассмотрим расчетную схему для этого периода, предложенную
Н. Н. Рыкалиным (рис. IV.27). Пусть после прохождения отрезка
ОК источник мощностью q, прекративший ввод тепла в тело в мо-
мент его нахождения в точке К
Рис. IV .27
(рис. 1V.27, о), продолжает дейст-
вовать и дальше (вплоть до до-
статочно отдаленной точки /И)
как фиктивный источник гой же
мощности (рис. IV.27, б). Одно-
временно в момент К введен и
фиктивный сток тепла мощ-
ностью — q, приложенный к тем
же участкам тела, что и фиктив-
ный источник -pg, т. е. на участке
/<Л4 тело тепла не получает.
Температуру TB(i) в момент /И
в периоде выравнивания можно
представить как алгебраическую
сумму температуры Т (t) от про-
должающего действовать источ-
ника q и температуры — Т(t — tK)
от начавшего действовать стока
тепла —q (рис. IV.27, я):
Т.,п^Ти) у (IV.49)
при />/к.
Обе температуры по уравнению
(IV.48) можно выразить через
температуру предельного состоя-
ния Т„р и соответствующие коэф-
фициенты теплопасыщения
[Ф(/)— '‘Ip-V) J-
(IV.50)
Для основных схем расчет удобно вести, пользуясь графиками
рис. IV.24. При расчете периода выравнивания следует иметь
в виду, что фиктивные источник и сток движутся так же, как дви-
гался бы действительный источник, перенося с собой и начало под-
вижной системы координат.
Пример. На поверхность массивного тела наплавляют валик ОК длиной
100 мм=10 см (рис. IV.28). Режим наплавки: <,/=1000 кал/с; t>=0,1 см/с; тепло-
физические свойства металла: Z--0.1 кал/(см-с-°C), а=0,1 см®/с.
Рассчитать температуру точки К через 10 с после окончания'наплавки.
Решение. При наплавке действительный точечный источник на длине валика
10 см перемещался со скоростью f=0,l см/с. Длительность его действия /в=
= 10/0,1 = 100 с. После окончания наплавки фиктивные источник и сток, двигаясь
с той же скоростью, через 10 с находятся в точке М Координаты точки К,
температура которой нас интересует, относительно фиктивного источника и стока
хк=—0,1-10=—1 см; jK=0; zr<=0.
164
Температура предельного состояния точки (—1; 0; 0), лежащей на отрица-
тельной полуоси х<0, вычисляется по уравнению (IV. 32):
W00
Тп rj <_i)~~------1590 С.
р 11 2-0.1-1,0
Длительность действия источника (дей-
ствительного и фиктивных — см. рис.
IV-27, а, б) /=1004-10—110 с. Длитель-
ность действия фиктивного стока /-/,• = 10 с.
Безразмерные критерии для нахождения
коэффициентов теплонасыщения:
расстояния
р=г?₽/2а=0,1 • 1,0/(2-0,1)=0,5;
времени действительного и фиктивного ис-
точников
т=:у«//4а=0,12-110/(4-0,1) = 1,75;
времени стока
т'=0,12-10/(4-0,1)=0.25.
Соответствующие коэффициенты теплонасыщения по рис. IV.24, а ф=1,0 и
i|/=0,7. Температура точки Д' через 10 с после окончания наплавки Ti—1,]10) =
= 1590 (1.0 — 0,7) =477° С.
§ 26. ТЕМПЕРАТУРНЫЕ ПОЛЯ РАСПРЕДЕЛЕННЫХ
ИСТОЧНИКОВ ТЕПЛА
В рассмотренных ранее случаях тепловые источники считались
сосредоточенными: точечными, линейными (сосредоточенными в гео-
метрической линии) и т. д.
Фактически источники сва-
рочного тепла являются рас-
пределенными в объеме или
по поверхности.
Расчетные схемы, учи-
тывающие распределенность
источников, значительно
сложнее, чем для сосредото-
ченных, и для практических
случаев применительно к
сварке они используются
редко. Поэтому здесь огра-
ничимся только некоторыми общими положениями и простей-
шими расчетными формулами.
Предположим, что источник тепла воздействует на поверхность
полубесконечного тела по некоторой площади, по которой тепловой
поток распределен равномерно. Рассмотрим распространение тепла
по оси Ог (рис. IV.29). Выделим точку А, расположенную на оси
Ог под пентром пятна нагрева с координатой z=z'. Если бы источ-
ник тепла был сосредоточенным в точке О, то расстояние OA—R
определяло бы количество тепла, полученное точкой А в опреде-
ленный момент времени, а следовательно, ее температуру.
165
При тепловом потоке, распределенном по какой-то площади,
от элемента теплового потока в центре пятна расстояние R оста-
ется таким же. Тепловые потоки от участков, не совпадающих
с центром, должны проходить расстояние /?'>/?, что приведет
к меньшему повышению температуры рассматриваемой точки. Раз-
личие R' и R, определяющее тепловые потоки и температуру
в точке Д, зависит как от размеров пятна нагрева, так и от г'.
При этом увеличение пятна нагрева усиливает различие R' и R,
а увеличение z' уменьшает эту разницу.
Температурное состояние нагреваемых распределенным источни-
ком объемов тела Тр удобно выражать через температуру, которая
имела бы место при сосредоточенном источнике нагрева Тс, и допол-
нительный коэффициент е, учитывающий различие условий распре-
деления тепла в этих случаях. Рассчитанные Н. Н, Рыкалиным
значения этого коэффициента в зависимости от z/r0 приведены
в табл. IV.6.
Таблица IV6
Значения коэффициента е
	0,1	0,2	о.з	U, 4	0,5	0,6	1.0	2,0	3,0	5,0
е	0,131	0,328	0,446	0,542	0,618	0,679	0,828	0,944	0,975	0,99
Тогда температура в интересующей точке тела при нагреве рас-
пределенным источником тепла может быть получена по формуле
Тр=еТс.	(IV.51)
Пример. Массивное тело нагревается сварочной дугой. Режим горения дуги:
/=200 А; ид=20 В; теплофизические свойства нагреваемого тела: Х=
=0,1 кал/(см-с-сС); а=0,08 смЕ/с.
Решение. Примем для оценки размера анодного пятна дуги плотность тока
(по данным А. А. Алова) в этом пятне i=500 А/см2. Тогда размер анодного
пятна дуги получим из выражения Fa.n=200/500=0,4 см2, r0=V 0,4/л=0,36 см.
Известно, что тепловой поток нагрева тока дугой распределен не равномерно,
а по закону, близкому к закону нормального распределения (см. § 15), и что
пятно нагрева дуги по своим размерам больше, чем величина анодного пятна.
Эти уточнения для схематического расчета учитывать не будем и примем, что
пятно нагрева равно анодному пятну и тепловой поток в нем равномерен (круговой
источник).
Согласно выводу Н. Н. Рыкалина, температура в центре пятна 7д=о/(лХгп),
тогда '/’/=670/3,14-0,1-0,36=6000°.
Рассчитаем распределение температуры по оси Oz Т—[д/(2лКР)] e~~v^a^
₽[9/(2лАг)]е_ВЕ^2° при /=200 А; Сд=20В; о=0,1 см/с; tj=0,7; 9=670 кал/с и
Г= (1070/г) е~0*632.
Результаты расчета сведены в табл. IV.7.
Как следует из сопоставления, температуры вблизи распределен-
ного кругового источника значительно отличаются от температур
166
при действии сосредоточенного источника. Так, если в точке О при
сосредоточенном источнике (рис. IV. 13) температура равна беско-
нечности, то при принятом распределенном источнике она конечна
и равна 6000е С. Фактически при большем пятне нагрева она будет
еще ниже. В отдалении от действующего источника, например при
Таблица IV.7
Распределение температуры по оси Oz при сосредоточенном
и распределенном источнике
г, см	1070 г	—0,632	Ige—0.63г	е— 0.63г	Темпера- тура при точечном источнике Тс, ТО	2	е	Температура при круговом источнике 7 р . ТО
0	со	0	0	1	оо	0	0	6000
0,25	4380	—0,158	—0,068	0,87	3720	0,7	0,71	2600
0,5	2140	—0,315	—0,136	0,73	1560	1,4	0,9	1400
1,0	1070	—0,63	—0,272	0,53	570	2,8	0,97	550
2,0	535	—1,26	—0,567	0,27	144	5,6	0,99	142
г=1,0 см, разница в температуре уже практически не существенна
и составляет Тс — 7р=570 — 550=20° С.
Глубина зоны расплавления (приняв Тпл=1500°С) получается
различной; при действии сосредоточенного источника гпл.с=0,53 см,
а при действии распределенного источника гпл р=0,46 см.
Рассмотрим схему, более близкую к фактической. Как известно
(гл. III), удельный тепловой поток q(r) как газового пламени, так
и дуги распределен нормально по радиусу г пятна нагрева, подчи-
няясь уравнению ^г=^ГПахе“АгЕ. Для конкретных случаев значения
дтях и q, определяются из опытных измерений и расчетов по. полу-
ченным величинам. Пятно нагрева в виде окружности с удельным
потоком, нормально распределенным по площади, получается, когда
ось газового пламени или дуги направлена перпендикулярно к на-
греваемой поверхности. Такой источник называют нормально-круго-
вым. Связь между общей мощностью q такого источника и пере-
менным удельным тепловым потоком <?(/), распределенным по окруж-
ности площадью F, представляется в интегральной форме
I-
(IV.52)
Примем распределение теплового потока по пятну нагрева в соот-
ветствии с рис. IV.30. Рассмотрим кольцевой элемент радиусом г
и шириной dz. Удельный тепловой поток q(r) остается .по всей
площади такого кольца постоянным Через это кольцо вводится
тепло q(r)2nrdr. Кривая нормального распределения, как известно.
167
асимптотически приближается к оси абсцисс и интегрирование
должно производиться от г=0 до г=оо. Практически тепловое
воздействие нормально-кругового источника сходит на нет при ко-
нечных значениях г, но это уточнение на конечных результатах
расчета при правильно выбранных коэффициентах сосредоточенности
к практически влияния не оказывает. Итак,
q~ I q^rdr.	(IV.53)
о
Подставив вместо q (г) общее его выражение через коэффициент
сосредоточенности и применив подстановку kr^—U и соответственно
2krdr=dU, получим
Q— QtnaxH j	фгпах^ J dU, q- —-{Slfk) <?п1ах. (IV.54)
о	о
Если заменить нормально-круговой источник фиктивным с рав-
ной мощностью q, но с равномерно распределенным удельным теп-
ловым потоком по окружности радиусом г0, го г0 можно найти из
простейших геометрических расчетов (рис. IV.31). Объем цилиндра
с площадью основания зтг^, равновеликий объему, ограниченному
поверхностью удельного теплового потока q<r), q—rcr'^q;^^ Отсюда
го:=9/(зт^гаах)- Заменив qiqmsx=nik [из выражения (IV.54)], получим
4=1/*; г,= 1/Ц	(IV.55)
Чем больше коэффициент сосредоточенности /с, тем меньше ра-
диус г0 эквивалентного цилиндра.
Приняв наиболее вероятные значения коэффициентов сосредо-
точенности для сварочной дуги от 1,5 до 6,0 (см. § 15) и для газо-
168
и это дает погрешность в ооластях
нагрева (т. е. в поле на расстоя-
сварочного пламени от 0,16 до 0,4 (§ 14), получим предельные
значения радиусов г0 эквивалентных цилиндров: для сварочной
дуги гс в пределах 0,4-^0,8 см; для пламени в пределах 1,6—2,5 см.
Таким образом, если расчеты температурных полей при нагреве
сварочной дугой могут в ряде случаев заменяться нагревом сосре-
доточенными источниками тепла
нагрева, сопоставимых с пятном
нии только см от места
действия источника), то
для газосварочного пла-
мени эта погрешность
значительно больше и
здесь следует учитывать
распределенность ввода
тепла в изделие.
Рассмотрим мгновенное
повышение температуры
элементарной призмы с ос-
нованием dF и высотой б
(толщина пластины на-
столько невелика, что про-
гревается равномерно),
ось которой расположена
в точке, находящейся на расстоянии г от точки О—центра пламени
(рис. IV.32). Пусть источник тепла является мгновенным, нормально-
круговым, мощностью q при коэффициенте сосредоточенности к.
Тогда элементарная призма за время dt получит тепло q{r)dFdi,
а ее температура
dT (г)=<7(д	dFl(cpb dF) [/?гавх e~kri.
(IV.56)
Такой источник вызывает в пластине повышение температуры,
также распределенное по нормальному закону.
Подберем фиктивный сосредоточенный источник, тепло которого,
распространяясь в пластине в течение времени вызывает такое
же распределение температуры, как и от нормально-кругового
источника [по формуле (IV.56)]. Таким фиктивным источником
тепла является линейный, распределенный равномерно во отрезку
оси Oz, проходящей через центр О. Согласно уравнению (IV.23)
распределение температуры в момент
T(rUe)==—
' °' cplTiat,)
Сравнивая это выражение с уравнением (IV.56), видим, что они
построены однотипно, что позволяет установить взаимосвязи между
входящими в них величинами.
Таким образом, распределение температуры от мгновенного дей-
ствия нормально-кругового источника можно рассматривать как
распределение температуры от мгновенного сосредоточенного источ-
169
ника, введенного в точке О на отрезок времени t0 ранее. Этот
вывод может быть положен в основу упрощенных зависимостей
нагрева металла распределенными подвижными непрерывно дейст-
вующими источниками тепла.
Прежде чем привести соответствующую формулу, рассмотрим
связи величин в формуле температуры мгновенного линейного
источника в пластине и в формуле (IV.56). Из показателей экспо-
нент следует kr*—r*/(4at0), откуда ^=l/(4aZe), а длительность дей-
ствия фиктивного источника тепла /0=1/(4яЛ) обратно пропорцио-
нальна коэффициенту температуропроводности тела и коэффициенту
сосредоточенности источника тепла. При малых значениях k (напри-
мер, при нагреве газовым пламенем) значение t0 увеличивается.
Из приравнивания первых сомножителей тех же выражений
получаем Q/(cp4n^06)=gimaxd//(cp6). Отсюда количество тепла, вво-
димого сосредоточенным линейным источником тепла на оси Ог,
проходящей через центр О эквивалентного нормально-кругового
источника, 0=4ла/(19тах4?‘. Подставляя значение t0=1 /(4ak) и ис-
пользуя замену	[по формуле (IV.54)], получаем
Q= q dt,	(IV.57)
т. е. мгновенное количество тепла, которое нужно сосредоточить на
центральной оси эквивалентного линейного источника тепла, равно
количеству тепла, вводимому нормально-круговым источником за
время dt.
Введение вместо нормально-кругового подвижного источника
тепла фиктивного линейного, расположенного впереди центра О
фактического источника тепла на величину	приводит
к большему нарушению температурного поля в области нагрева,
чем в области охлаждения.
В § 22 было отмечено, что подобное же искажение получают
от применения схемы быстродвижущегося источника тепла. Поэтому
если пренебречь необходимостью точного расчетного определения
температурного поля в области нагрева и удовлетвориться полем
в области охлаждения, то схему быстродвижущегося источника
тепла можно применить и при ограниченных скоростях перемещения
сварочного источника тепла. Так, например, процессы охлаждения
при сварке’тонких листов (пластин) при их нагреве или сварке
газосварочным пламенем можно рассчитать по формуле
_ Г——+w]
T{y,i}=----—-g-  - е [4а«+^ J, (IV.58)
t-B 4лХср
которая подобна формуле (IV.43) с заменой	где tQ — время,
на которое фиктивный источник^ тепла действует ранее действитель-
ного нормально-кругового. Величина для нагрева пластин низко-
углеродистой стали составляет ~10 с.
Более сложные случаи учета распределенности источника тепла
здесь не рассматриваются.
170
§ 27. РАСЧЕТ НАГРЕВА И ПЛАВЛЕНИЯ
ЭЛЕКТРОДНОЙ ПРОВОЛОКИ
В огромном большинстве случаев сварки плавлением формиро-
вание сварочной ванны обеспечивается расплавленными основным
(в, зоне, нагреваемой выше Тпл) и добавочным (присадочным) метал-
лами. При некоторых видах сварки (газовой, дуговой неплавящимся
электродом) интенсивность плавления добавочного металла непосред-
ственно не связана с возможностями сварочного источника тепла
(во всяком случае до некоторой максимальной величины, определяе-
мой видом и мощностью источника) и при выполнении сварки регу-
лируется визуальным наблюдением за процессом. При других видах
сварки (дуговой плавящимся электродом, электрошлаковой) интен-
сивность плавления добавочного металла (металла плавящегося элек-
трода) непосредственно связана с конкретными сварочными режи-
мами, оставаясь применительно к ним в среднем постоянной, за
исключением периода начала процесса сварки. При таких процессах
производительность самой сварочной операции в основном опреде-
ляется количеством этого наплавленного металла в г/с или кг/ч.
В основном количество наплавленного металла при этих видах сварки
определяется количеством расплавляемого металла электрода. При-
менительно к весьма распространенному процессу механизированной
дуговой сварки в защитных газах или под флюсом плавящийся
электрод нагревается и расплавляется с торца, на который непо-
средственно действует дуговой разряд, теплом этого дугового раз-
ряда и теплом, выделяющимся при протекании по электроду сва-
рочного тока при его достаточно высокой плотности. Для устано-
вившегося процесса средняя скорость подачи электродной проволоки
1>под равна скорости ее плавления опл.
Для такого установившегося процесса можно представить, урав-
нение теплового баланса
^Э“Ь?Л.П ^ПОТ,	(1V-59)
где &нл — средняя скорость плавления, г/с; hmK — удельная энталь-
пия расплавленного на торце электрода металла перед отрывом
капель электрода, кал/г (Дж/г);	— эффективная мощность дуги,
вводящая тепло в электрод, кал/с; ^л.п — тепло, выделяющееся
в электроде вследствие протекания в нем тока, кал/с; ^пот — потери
тепла вследствие теплопроводности электрода и теплоотдачи в ок-
ружающую среду, в основном через боковые поверхности электрод-
ной проволоки, кал/с.
При обычно применяемых режимах механизированной сварки
и достаточно больших скоростях подачи электродной проволоки
(100-^220 м/ч=2,7-?-6 см/с) потери <7ПОТ. по опытным данным акад.
Б. Е. Патона, В. П. Демянцевича и других авторов, составляют
относительно небольшую величину от вносимого в электрод тепла.
Применительно к сварке под флюсом они составляют от до
171
— 5%. При обдуве электрода защитным газом величина этих потерь
возрастает.
Рассмотрим для упрощения влияние различных факторов на тем-
пературное поле, подогрев и плавление электродной проволоки без
учета этих потерь.
Количество тепла, вводимого в электродную проволоку дугАй
за единицу времени, может быть выражено как часть полной элек-
трической мощности дуги
9э=0,24Л7дП9,	(IV.60)
где 1]э — эффективный к.п. д. процесса нагрева плавящегося элек-
трода дугой.
Если принять, что поступающий к торцу электрода металл вслед-
ствие тепловыделения от протекающего в нем тока нагревается до
температуры ТПЛ1 и имеет удельную энтальпию , то затраты
тепла на нагрев и перегрев капель выше температуры плавления,
равные поступлению тепла цэ, определяются соотношением:
(Л^к — hmn п),	(IV.61)
i
где F — поперечное сечение электрода (F=nJ2/4), см2; р — плотность
металла электродной проволоки, г/см3.
Тогда
0,24/6>=^njlEp (hmK - /Ц, J.	(IV.62)
Величина vnjlFp—gn:i характеризует производительность, расплав-
ления электрода в г/с.
Практически при дуговой сварке плавящимся электродом произ-
водительность плавления определяют коэффициентом расплавления
электрода ссю, отнесенным к единице силы сварочного тока (см. § 15).
При этом
«Р=£пл// г/(А-с)=3600£пл// г/(А-ч).	(IV.63)
Комбинируя формулы (IV.62) и (IV.63), получаем в г/(А-ч)
ар=8б4Гдт]э/(/гЛ1к - J.	(IV.64)
Величина hm* также связана с условиями горения дуги, тепло-
физическими свойствами металла электрода и составом газовой фазы
дуги. По исследованиям И. К. Походни, для низкоуглеродистой
и аустенитной электродных проволок, а также для некоторых марок
штучных электродов для ручной сварки сталей h,^ находится в пре-
делах 400 500 кал/г, более всего завися от полярности дуги и плот-
ности тока в электроде. Применительно к нескольким маркам штуч-
ных электродов эффективный к. п. д. нагрева электрода дугой т]э
составлял 0,20—0,27. Изменение hTnn п рассмотрено ниже.
Конкретные значения ар при режимах ручной сварки обычно
изменяются в пределах от 9 до 15 г/(А-ч) (с меньшими колебаниями
в пределах ±1 г/(А-ч) для конкретной марки электрода). При авто-
матической сварке сталей под флюсом ар характеризуется значением
в пределах 13—23 г/(А-ч), а при сварке в углекислом газе от 12 до
172
г/(А-ч) (завися и от состава защитного газа, и величины вылета
электрода от токоподводящего устройства до торца, на котором го-
рит дуга).
Влияние нагрева электрода теплом дуги в связи с достаточно
быстрой его подачей по мере плавления и перехода капель в сва-
рочную ванну ограничивается относительно небольшим участком,
прилегающим к расплавленному торцу. Используя формулу (IV.30)
для подвижного плоского источника тепла, можно установить пре-
дельное состояние в линейном поле при х>0 для /-»со. Это выра-
жение имеет виц
Тм - тп.„ =(ТК - Т„.„) е^'°,	(IV.65)
где х. — расстояние (см) от торца электрода, где температура Т
принимается равной средней температуре капель (7К, °C).
При выводе принято, что и в оплавленном конце электрода
передача тепла осуществляется теплопроводностью, что допустимо в
связи с малой величиной капли.
Градиент температурного поля у торца электрода получается по-
средством дифференцирования зависимости (IV-65)
Л.=- (Г, - т„.„)
ах а
=-^ (Гк-Г„.п).	(IV.66)
ах |Л=о а
Тепловой поток q3 определяется по уравнению теплопроводности:
=Ц^(ТК-7’П.П).
ах х—о а
Заменяя а—К-ср, получаем уравнение количества тепла, посту-
пающего от дуги в электрод в единицу времени
V9=Pcpura(-7K —7П.П),
аналогичное уравнению (IV-62), базирующемуся на физической трак-
товке нагрева электрода дугой.
Нагрев электрода проходящим в нем током зависит от силы
(плотности) тока, теплофизических свойств материала электрода,
в частности удельного электрического сопротивления р*, поперечного
сечения электрода и длины проводника Z, определяющего и время
нагрева t =//с,под=6'^пл-
В связи с тем, что для многих сталей, применяемых в качестве
электродных проволок, удельное электрическое сопротивление в за-
висимости от температуры изменяется в 5-:-7 раз (рис. IV-33),
использование для расчета усредненных значений р* (как было
принято для ряда ранее приведенных решений с использованием
усредненных значений теплофизических свойств) дает очень большие
погрешности. Поэтому следует использовать температурную зависи-
мость р*=р*(1 + аТ), которая в пределах до 500- 800° С (более
высокие температуры подогрева электродной пловолоки и стержня
173
штучных электродов приводят к ухудшению сварочных характери-
стик) может приближенно быть принята со значениями a—const
(см. рис. IV.33).
Температуру предварительного нагрева электродной проволоки
при подходе ее к дуге можно приближенно оценить интенсивностью
тепловыделения элемента дли-
ны вылета у торца электрода
(кал/с):
9n.n=^Cpi,noflT'n.n> (IV.67)
Пренебрегая потерями (теп-
лопроводностью проволоки и
излучением ее боковой поверх-
ностью), можно считать, что
^л.п==9выд» где Явид — тепло,
выделяемое проходящим током.
Тогда для элемента длины
проволоки dl:
dtfn.n—FcpVnondT',
d</rlw=0,24p* Д F=O,24p*fjdl,
Г
где / — плотность тока в электродной проволоке, А/см2.
Подставляя температурную зависимость р* в виде р^, получаем
0,24Р;Л!/=фавд—L-dK
1—рСЬ/
Отсюда
i	f=TK
O,24p^dl=^-vm J ^dT.
0	7в==0 ~Г
Решение этого равенства представляется выражением
O,24pJ/ =2 vnw—In (1+аТп.Д
/2 а
а решение относительно температуры
7’п.п=(еп-1)/а,
(IV.68)
(IV.69)
(IV.70)
где В==0,24р^а/2//(сргпод) — величина, зависящая и от режима сварки
(j, I и цПод=^пл) и теплофизических характеристик электродной про-
волоки.
Так как £п=оплРр=ар//3600 [см. формулу (IV.63)], получаем
^пл ~ ^под— ctp//(3600Fp)=ap/7(3600p). Подставляя значения опод в
величину D, получаем
D=(864pja/c)-(///«₽)-	(IV.71)
174
Для низкоуглеродистой проволоки марки Св-08А (р* — 14х
х10“в Ом «см; а=72-10г"4 1/°С и с=0,148 кал/(г-°С)) значение
=58,8 (j7/ap) IO"5.
На рис. IV.34 показано распределение температуры по длине
электродной проволоки диаметром 4 мм при /св = 840 А и ипод=
=3,45 см/с, при автоматической сварке
вылете проволоки Нх=6,0 см
(IV-70) расчетный участок
нагреваемой части электрод-
ной проволоки условно при-
нят /=/7х+0,75/72» х<>тя
I практически при прохожде-
нии ее по каналу токопод-
водящего мундштука контакт-
ная поверхность каким-то
образом распределена от
входа проволоки в мундштук
до ее выхода из мундштука.
Сопоставление такого рас-
чета В. П. Демянцевича
(штриховая линия) с экспе-
риментальными измерениями
Л. А. Гобарева, В. Ф. Ля-
щенко и А. Г. Мазеля
(сплошная линия) показыва-
ет возможность использова-
ния формулы (IV.70).
Применительно, к автоматической сварке под флюсом при раз-
личных диаметрах низкоуглеродистой проволоки и питания дуги
переменным (штриховая линия) и постоянным током обратной поляр-
ности (сплошная линия) на рис. IV.35 показана зависимость темпе-
ратуры подогрева ТЛ1] от величины расчетного вылета электродной
проволоки при практически максимальных применяемых плотностях
(60 мм).
СВ
под флюсом и свободном
При расчете
по формуле
Расчетный Вылет, мм
Рис. IV.34
тока.
Величина предварительного подогрева электродной проволоки при
питании дуги постоянным током обратной полярности больше, чем
при витании переменным током, из-за меньшего коэффициента рас-
плавления, а следовательно, меньшей с'пл^Опод и поэтому большей
длительности нахождения вылета проволоки под. током при тех же
значениях I. При питании дуги постоянным током прямой поляр-
ности в связи с увеличением ар (как следствие большего прикатод-
ного падения напряжения, чем прианодного) величина 7п.п оказы-
вается еще меньше, чем при переменном токе.
Приведенная упрощенная схема расчета может быть использована
для ориентировочного подсчета плотности и силы тока по величине
температуры подогрева электродной проволоки в вылете. Подставив
в формулу (IV.69) значение опод=ар//(3600Гр), получим
864p*alj=сар In (1 ф-аТ п.п),
175
откуда
j=cap In (1 + aT n.n)/(864pja/)	(IV.72
и
/=cap In (l+aTn.n)/(864P;a;).	(I V.73|
Из формулы (IV.72) может быть получена и предельно допустимая
сила тока [/=/F=/(Kd2/4)] для допустимой температуры подогрев; i
электродной проволоки в расчетном вылете:
Расчетная длина Вылета электрода, мм
Рис- IV.35
Если принять осредненные значения с, ар> р* и а, то можно
в обобщенном виде представить
4ax=^WZ),	(IV.75)
где К — коэффициент^ зависящий от Тпп, причем эта зависимость
определяется выражением In (14«ТИ.П).
Для частного случая низкоуглеродистой электродной проволоки
[С=0,148 кал(г-°С); р*=14-10~6 Ом-см; а=72-10~4 1/°С и принимая
для питания дуги переменным током значение ар=17 г/(А-ч)], то,
например, для Тп.п=400°С значение /<=3,05-104.
В связи с тем что зависимость	в пределах темпера-
туры подогрева электродной проволоки током от 100 до 500° С упро-
щенно может быть заменена линейной зависимостью (с погреш-
ностью не более ±6%), можно для различных случаев питания дуги
применительно к низкоуглеродистой проволоке марки Св-08А фор-
мулу (IV.75) представить в более простом виде:
для питания дуги переменным током
/^=(80004-557^) d2//i	(IV.76a)
176
Is31fAjj-НА/ММ
Рис. IV.36
12
для постоянного тока прямой полярности
/max=(10000-F68Tn.n)d2//|
для постоянного тока обратной полярности
/max=(6500+45Tn.JI)d2//.
(IV.766)
(IV.76b)
Аналогично могут быть получены зависимости и для других
составов электродных проволок применительно к автоматической
сварке под флюсом. Увеличение вылета электродной проволоки для
повышения производительности сварки (наплавки) используется
и при дуговой сварке плавящимся электродом в защитных газах,
в частности в СО2.
Несколько иначе происходит нагрев и плавление при дуговой
сварке штучными электродами. В этом случае в связи с постоянным
местом токоподвода на конце электродного стержня, противополож-
ном дуге, длительность нагрева током различных участков подлине
электрода различна. и по мере расплавления электрода его остав-
шаяся часть все более подогревается и Тп_а увеличивается. Не рас-
сматривая расчетной схемы, предложенной акад. Н. Н. Рыкалиным,
по его материалам для сварки штучными электродами на рис. IV.36
показано изменение температуры электродного стержня по мере
плавления электрода для одного из конкретных примеров (а) и ха-
рактер возрастания температуры стержня и скорости плавления
некоторых типовых марок электродов (б; в и а; д) по мере их плав-
ления при различных плотностях тока. Увеличение скорости плав-
ления электрода по мере его подогрева протекающим по стержню
током приводит и к увеличению коэффициента расплавления ар.
Так, при средних для штучных электродов значениях ар=10 г/(А-ч)
повышение температуры подогрева с —100 до 600—700° С увеличи-
вает ар на 15—20%. Это приводит к неравномерности скорости
плавления электрода по его длине, которое может характеризоваться
коэффициентом неравномерности плавления
В—^пл	*	(1V.77)
1 п.о I
Для исключения большой неравномерности размеров и формы
выполняемого валика (шва) значения коэффициента неравномерности
плавления не должны превышать —1,3, что приводит и к ограни-
чению максимальной величины силы тока для каждого диаметра
конкретной марки.
§ 28. ИСПОЛЬЗОВАНИЕ ТЕПЛОВЫХ РАСЧЕТОВ
ПРИМЕНИТЕЛЬНО К УСЛОВИЯМ СВАРКИ
Рассмотренные процессы распространения тепла позволяют в ря-
де случаев получить расчетным способом температурные поля в сва-
риваемых изделиях и находить рациональные технологические реше-
ния изготовления различных сварных конструкций.
17Я
Температурные поля, связанные со сварочными режимами разме-
рами и свойствами свариваемых металлов, позволяют определять
области металла, нагревающиеся при сварке до различных макси-
мальных температур, и термические циклы T—f(T) для различных
объемов свариваемого металла. При этом следует иметь в виду, что
целый ряд допущений, принятых при выводе расчетных формул (со-
средоточенность ввода тепла источником; независимость теплофизи-
ческих свойств от температуры; исключение учета тепл от фазовых
превращений, включая скрытую теплоту плавления), довольно силь-
но искажают размеры температурных областей металла, нагреваю-
щегося до высоких температур. Так, например, если при дуговой
сварке сталей рассчитанные изотермы температуры ниже 700—800° С
удовлетворительно совпадают с определенными экспериментально,
то изотермы более высоких температур (1200—1500°С) уже значи-
тельно отличаются от фактических. Поэтому, например, контур сва-
рочной ванны, рассчитанный по приведенным схемам расчета, может
довольно значительно отличаться от реального.
Оценивая погрешности при расчете изотермы температуры плав-
ления, определяющей контур сварочной ванны, необходимо учиты-
вать не только схематизацию ввода тепла, но и относительный теп-
ловой эффект скрытой теплоты плавления в энтальпии расплавлен-
ного металла при Т—Тпл. Так, например, у железа скрытая теплота
плавления (£пл) составляет от его энтальпии при Тпл — Нт около
20% (£пл/Ятпч(Ж) =0,2) [см. § 20J, а у алюминия £Пл///гпл(ж) = 0,45,
т. е. скрытая теплота плавления, которая схемой расчета не учиты-
вается, составляет почти половину энтальпии жидкого алюминия
при Тпл. Поэтому погрешность в расчете изотермы Тпл при сварке
алюминия может быть относительно больше, чем при сварке сталей.
Некоторые схемы расчета изотерм температуры плавления при
сварке с введением дополнительных экспериментально определенных
коэффициентов приведены в гл. VI.
Размеры зон термического влияния сварки в свариваемом метал-
ле, например при сварке сталей или термически обрабатываемых
сплавов алюминия, расчетными методами определяются достаточно
хорошо. Расчетные методы для таких областей металла в сваривае-
мом изделии позволяют определять термические циклы нагрева,
максимальные температуры нагрева и скорости охлаждения, влияю-
щие на конечную структуру и свойства. С помощью тепловых рас-
четов удается находить рациональные пределы режимов сварки та-
ких металлов и сплавов. Некоторые практически применяемые для
этих целей расчетные методы приведены в гл. VII.
В результате неравномерного температурного поля в свариваемом
изделии возникают деформации и появляются внутренние напряже-
ния. Методы учета изменения температурных полей во времени поз-
воляют осуществлять расчеты получаемых во времени сварочных де-
формаций и эпюры напряжений. Использование тепловых расчетов
для этих целей рассматривается в специальных курсах.
Для правильной оценки температурных полей, областей нагрева
12*
179
Таблица IV-8
Расчетные схемы процессов распространения тепла при сварке
Ха ракгерметика источника	Процесс	Форма изделия	Характеристика расчетной схемы *	Рассчиты- ваемая стадия процесса
Длительное	1 Наплавка	Массивное	Точечный подвиж-	Нагрев и
воздействие; нс-	валика на по-	тело	ный источник тепла	охлажде-
точник переме- щается практи- чески прямоли- нейно и равно- мерно	верхность ду- говой сваркой	Толстый лист	на поверхности по- лубесконечного тела То же, на поверх- ности плоского слоя	ние То же
	2. Дуговая сварка, стыко- вых швов за один проход	Тонкий лист	Линейный под- вижный источник тепла в пластине с теплоотдачей	»
	3. Электро- шлаковая свар- ка стыковых швов	Толстый лист	Комбинация ли- нейных подвижных источников тепла в пластине без тепло- отдачи	(большая толщина) или с теплоотдачей (сред- няя толщина)	
	4. Газовая сварка стыко- вых швов за один проход	Тонкий лист	Распределенный (фиктивный линей- ный) подвижный ис- точник тепла в плас- тине с теплоотдачей	Охлаж- дение ✓
Краткое ре-	5. Заварка	Массивное	Точечный мгно-	То же
менное воздей- ствие; источник практически не- подвижен	небольших по- верхностных дефектов	тело Толстый лист	венный источник тепла на поверхнос- ти полубесконечного тела То же, на поверх- яости плоского слоя	
	6. Прихват- ка стыков	Тонкий лист Стержни ма- лого попе- речного сече- ния	Линейный мгно- венный источник в пластине с теплоот- дачей Плоский мгновен- ный источник тепла в стержне с тепло- отдачей	* »
и охлаждения необходим выбор правильной расчетной схемы для
решения различных конкретных задач. Некоторые основные реко-
мендации по выбору рассмотренных выше расчетных схем для реше-
но
ния конкретных вопросов тепловых расчетов применительно к свар-
ке приведены в табл. IV. 8.
Некоторые из расчетных методов, имеющих специфическое при-
менение (например, нагрев металла специальными многопламенными
горелками, тепловые процессы при конкретной сварке и др.), в учеб-
нике не рассматриваются.
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1.	Какими величинами измеряют количество тепла, имеющегося в теле и вы-
деляемого источником тепла?
2.	Что такое массовая и объемная теплоемкости? Единицы их измерения
и характер зависимости от температуры.
3.	Что характеризует энтальпия при определенной температуре? Каков об-
щий характер зависимости энтальпии от температуры металла?
4.	Дайте определение температурному полю в теле. Каков характер общих
зависимостей, которые его описывают?
5.	В чем заключается передача тепла теплопроводностью и основные факто-
ры ее определяющие?
6.	В чем заключается обмен тепла конвекцией и лучистой энергией? В каких
случаях такие виды теплообмена играют значительную роль и какими закономер-
ностями они определяются?
7.	Рассмотрите вывод уравнения теплопроводности. Какие основные законо-
мерности вытекают из этого уравнения?
8.	Какие краевые условия, определяющие распространение тепла в теплопро-
водящем теле, необходимо учитывать?
9.	Какая схематизация формы и размеров теплопроводящих тел применяется
в идеализированных случаях тепловых расчетов?
10.	Рассмотрите классификационные признаки и классификацию источников
тепла применительно к тепловым расчетам при сварке.
11.	Какими закономерностями определяется распространение тепла и распре-
деление температуры в теплопроводном бесконечном- и полубесконечном .телах при
действии мгновенных сосредоточенных источников тепла?
12.	Как определить распространение тепла в пластине и стержне при действии
мгновенных сосредоточенных источников тепла, учитывая теплоотдачу в окружаю-
щую среду и без учета такой теплоотдачи?
13.	Какой обшей схемой учитывается влияние подвижности источника тепла
на изменение температуры в нагреваемом теле?
14.	Рассмотрите основные закономерности температурного поля в полубеско-
нечном теле от действия точечного источника, перемещающегося по его поверхно-
сти с произвольной скоростью,
15.	Рассчйтайте температурный цикл T=f(f) для точки с координатами
х=_у=1 см; z=l см в полубесконечном теле при режиме <7—1000 кал/с; о=0,1 см/с.
Материал тела: низкоуглеродистая сталь; нержавеющая хромоникелевая сталь.
16.	Рассчитайте длину сварочной ванны сзади точечного источника тепла при
дуговой автоматической наплавке на поверхности массивного тела при режиме:
/=500 А, (Уд=32 В, о = 12 м/ч. Материал тела: низкоуглеродистая сталь, нержа-
веющая хромоникелевая сталь.
17.	Рассчитайте квазистационарное температурное поле (изотермы 600, 400,
300 и 150° С) в массивном теле из алюминия при воздействии точечного источника
тепла мощностью q=3000 кал/с, движущегося со скоростью 0,5 см/с; 1 см/с;
3 см/с.
18.	В чем заключаются основные особенности и закономерности нагрева по-
лубесконечного тела быстродвижущимся источником тепла?
19.	Рассчитайте квазистационарное температурное поле (изотермы 600, 400,
300 и 150е С) при сварке низкоуглеродистой стали точечным быстродвижущимся
источником мощностью <7 =-3000 кал/с; Oj=l см/с; о8=3 см/с.
181
20.	Рассмотрите основные положения и расчетные формулы распространения
тепла в пластине с теплоотдачей и без теплоотдачи при различной скорости пере-
мещения линейного источника тепла.
21.	Рассчитайте квазистационарное температурное поле (изотермы 1500, 1000,
600, 400 и 200° С) при дуговой сварке листов низкоу-глеродастой стали 6=2,5 мм
на режиме /=300 А; £7Д=25 В; о=1 см/с (этот режим обеспечивает сквозное
проплавление).
22.	Рассчитайте и постройте кривую максимальных температур при режиме
п. 21.
23.	Какие особенности имеют температурные поля при нагреве листов средней
толщины точечным источником, движущимся по поверхности листа? Схема их рас-
чета.
24	Какая стадия нагрева относится к периоду теплонасыщения? Дайте общие
закономерности расчета температур в период теплонасыщения. Рассчитайте темпе-
ратурный цикл точки с координатами х=0,5 см; j=l,0 см (где х—расстояние
от начала сварки) при движении точечного источника (<7=2000 кал/с, г=0,3 см/с)
по массивному телу из низкоуглеродистой стали.
25.	Рассмотрите особенности расчета температурных полем в период выравни-
вания температуры- Рассчитайте температуры точки конца шва при дуговой свар-
ке на режиме 9=2000 кал/с; о=0,2 см/с (тело массивное, из низкоуглеродистой
стали) через 2; 5; 10 и 20 с, но после прекращения действия дуги
26.	Как влияет распределенность источника тепла на температуру объемов
нагреваемого металла, расположенных близко к источнику и далеко от него? Мо-
дель процесса и схема расчета.
27	Рассмотрите особенности нагрева металла нормально-круговым распреде-
ленным источником тепла в сравнении с нагревом сосредоточенным источником.
28.	Рассмотрите основные особенности нагрева пластин быстродвижущимся
нормально-круговым источником тепла и области возможного применения расчет-
ных формул.
29.	Рассмотрите области применения расчетных методов тепловых основ свар-
ки и дайте примеры использования различных расчетных схем.
ГЛАВА V. МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
ПРИ СВАРКЕ ПЛАВЛЕНИЕМ
§ 29.	ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА
МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИХ ПРОЦЕССОВ
ПРИ СВАРКЕ ПЛАВЛЕНИЕМ
Применение при сварке плавлением мощных, высококонцентри-
рованных, высокотемпературных источников тепла приводит к ин-
тенсивному расплавлению свариваемого и добавочного присадочного
материалов и часто к их значительному перегреву выше температу-
ры плавления. Наличие жидкого, а в связи с перегревом и частич-
но парообразного металлов при сварке при большой относительной
поверхности создает возможность их значительного взаимодействия
с окружающей материальной средой. Это взаимодействие в ряде слу-
чаев может быть вредным, снижая механические (в общем случае
эксплуатационные) свойства сварных соединений. Так, например,
при сварке открытой дугой голым плавящимся металлическим элек-
тродом металл сварных швов получается хрупким, даже если свари-
ваемый металл и электрод представляют собой пластичные низко-
углеродистые стали. Эта хрупкость, полученная в результате пере-
плавления металла сварочной дугой, определяется процессами его
взаимодействия с кислородом и азотом воздуха. В результате этого
взаимодействия наплавленный металл (металл переплавленного сва-
рочной дугой электрода) и металл шва (смесь наплавленного метал-
ла и расплавленной части основного свариваемого металла) содер-
жат значительно больше кислорода и азота, чем исходные стали,
полученные металлургическими методами обработки, а следователь-
но, отличаются от них по свойствам. Так, на рис. V.1, а сплошными
линиями показано влияние кислорода, а штриховыми — азота на
свойства железа. Аналогично сильно влияют эти элементы на меха-
нические свойства большинства других металлов, например титана
(рис. V.1, б) и молибдена (рис. V.1, в).
При газовой сварке плавлением газосварочное пламя в значи-
тельной степени изолирует области расплавленного при сварке ме-
талла от его взаимодействия с воздухом. В связи с этим при газовой
сварке практически азотирование металла не наблюдается. Однако
при сварке обычно применяемым ацетилено-кислородным пламенем
в зависимости от его регулировки (соотношения кислорода и ацети-
183
лена в горючей смеси) возможно различное взаимодействие металла
с газами пламени. Так, при некотором избытке кислорода в пламени
(например, при Vo./VcsHj>1,2—1,25, где Vx—объемы газов, пода-
ваемых в горелку в единицу времени) при сварке низко углеродистых
нелегированных сталей наблюдается окисление металла шва. При
17о2/Тс.н2= 1—1,2 значительного окисления железа не наблюдается,
но в легированных хромом сталях хром все же будет окисляться,
а) '	5)
6Т кгс/мм2	65,кгс/мм2
S,7O
БО
50
40
30
20
10
О
Рис. V.1
В случае, когда Vo2/Vcihs.<C1, низкоуглеродистая сталь практически
не окисляется, но в результате наличия в пламени недогоревшего
углерода растворяет его и приобретает хрупкость.
Науглероживание расплавленного металла имеет место и при
сварке неплавящимся угольным или графитовым углеродом корот-
кой дугой при обратной полярности (+ на электроде; — на свари-
ваемом изделии).
При сварке плавлением некоторых металлов (алюминия, титана,
магния и их различных сплавов) никакие практически применимые
соотношения Vot и Усйнй в газосварочном пламени (Vox/Vcsh,Z>0,6)
не могут предохранить металл от его окисления.
При наличии в пламени водорода, особенно при избытке горю-
чего газа, наблюдается его проникновение в жидкий металл, что
значительно ухудшает свойства металла шва или может привести
к пористости в сварных швах.
184
Применение электрической дуговой сварки для изготовления раз-
нообразных ответственных сварных конструкций, к сварным швам
которых предъявляют Требования их достаточной пластичности и вяз-
кости, оказалось возможным только после разработки мер по огра-
ничению вредного воздействия воздуха (кислорода и азота) на ме-
талл, переплавляемый в условиях сварки. Это было достигнуто при-
менением специальных электродных покрытий, сварочных флюсов
и защитных газов.
Электродные покрытия — это смеси газообразующих и шлакооб-
разующих веществ, которые в процессе сварки предохраняют металл
от воздействия воздуха и производят желаемую металлургическую
обработку металла. Для этой цели в покрытия часто вводят различ-
ные металлические добавки.
Однако вводимые в покрытие газообразующие (для оттеснения
воздуха) и шлакообразующие (частично изолирующие поверхность
расплавленного металла) вещества, как правило, при сварке не ней-
тральны по отношению к металлу.
Обычно в качестве газообразующих веществ в покрытиях приме-
няют органические добавки (крахмал, декстрин, целлюлозу и пр.)
или углекислые соли — карбонаты (мрамор, магнезит и пр.). Первые,
разлагаясь, образуют водород и различные сложные газы СО, СО2,
Н2О при наличии некоторого количества свободного кислорода. Вто-
рые дают СО, СО2, а также кислород и некоторое количество паров
воды, наличие которых определяется технологией изготовления по-
крытий.
Шлакообразующие вещества представляют собой системы окислов
различных элементов и галоидных соединений (чаще всего фтори-
дов). Некоторые из них при сварочных условиях также взаимодей-
ствуют с металлом, в частности, окисляя егр.
Флюсы-шлаки, применяемые при автоматической (полуавтомати-
ческой) дуговой и электрошлаковой сварках, как правило, представ-
ляют собой системы более простые, чем электродные покрытия.
Однако они также содержат окислы, а иногда и газообразующие
добавки. Почти всегда как техноло! ическая примесь в них содер-
жится то или иное количество воды (влаги, кристаллизационной
или цеолитной воды).
Принципиально такая же схема построения флюсов применяется
для газовой сварки и сварки неплавящимся электродом ряда метал-
лов и сплавов, которые в этих условиях для получения надлежащих
свойств сварных соединений требуют дополнительной металлургиче-
ской обработки расплавленного металла.
Для газовой защиты сварочного пространства при газоэлектриче-
ских видах сварки, как указывалось выше (см, § 3), применяют
либо активные (реагирующие с металлом при сварке) газы, либо
инертные. Из активных защитных газов наибольшее применение
имеет углекислый газ. Менее распространены водород, пары воды
и другие газы. В сварочных условиях углекислый газ может взаимо-
действовать с металлом в виде СО2> СО, а также углерода и кисло-
рода. При наличии в нем примеси воды в процессе участвуют
185
водород и пары воды. При других активных защитных газах основ-
ная часть газовой атмосферы, контактирующей с металлом в свароч-
ной ванне, состоит из паров воды, водорода и кислорода.
В технически применяемых инертных газах часто имеются при-
меси паров воды, кислорода, азота. Они даже при небольшой кон-
центрации могут также взаимодействовать с металлом при сварке.
В результате применения различных защитных газов окислитель-
ные процессы в той или иной степени ослабляются. Однако при на-
личии таких реакций в сварочном реакционном пространстве и в этом
случае получаются окислы — шлаки.
Таким образом, практически при всех способах сварки плавле-
нием (кроме сварки в глубоком вакууме) приходится учитывать
взаимодействие металла, его примесей или легирующих добавок
с окружающей газовой, шлаковой или газошлаковой средой. Основ-
ными газами при этом являются О2, N2, Н2, СО, СО2> Н2О и неко-
торые их производные и галоиды. Шлаки представляют собой си-
стемы окислов и галоидных соединений.
Известно (гл. II), что протекания реакций взаимодействия как
между простыми веществами, так и сложными соединениями опре-
деляются внешними факторами, в частности температурой, давлени-
ем, характером поверхностей раздела, скоростью поступления ве-
ществ в реакционную зону, временем взаимодействия и др. Рассмот-
рим эти условия применительно к сварочным процессам. Прежде
всего рассмотрим температурную обстановку в сварочном реакцион-
ном пространстве при различных способах сварки.
При большинстве операций сварки плавлением в реакционном
пространстве расплавляются свариваемый и добавочный металлы.
Только в некоторых случаях газовой сварки, дуговой сварки непла-
вящимся электродом и электронным лучом сварочная операция
может не сопровождаться плавлением добавочного присадочного ма-
териала. Принципиально температурное состояние расплавленных
добавочного металла и сварочной ванны*, находящейся на сваривае-
мом изделии, различно.
При газовой сварке и сварке неплавящимся электродом даже
при применении присадки в связи с тем, что последняя, как пра-
вило, непосредственно своей расплавленной частью контактирует
с поверхностью сварочной ванны и перетекает в нее, разницей их
температур в этих случаях можно пренебречь.
При электрошлаковой сварке, а особенно при всех видах дуговой
сварки плавящимся электродом, температура поступающего добавоч-
ного (наплавляемого) металла в ванну и температура самой ванны
могут значительно отличаться. В этих случаях присадочный (элек-
тродный) металл расплавляется без контакта или только с частич-
ным и кратковременным контактом со сварочной ванной и поступает
в сварочную ванну на изделии в основном в виде капель, а при
дуговой сварке частично и в виде паров.
* Иногда к понятию сварочная ванна присоединяют область плавления до
бавочного металла. Введение такого обобщенного термина вряд ли целесообразно-
186
Температура расплавленного металла в любой сварочной ванне
неодинакова и изменяется по ее длине, ширине и глубине. При этом
температура жидкого металла у кромок нерасплавленного или за-
твердевшего металла (по контуру ванны — вблизи изотермической
поверхности Тпл) примерно равна его температуре плавления. По-
верхность ванны непосредственно под источником (под наиболее на-
гретой частью пламени или пятном дуги и прилегающих к нему
частей) имеет более высокую температуру (перегрета выше Тпл).
В промежуточных зонах ванны температура жидкого металла выше
Тпл, но ниже максимальной. Контур сварочной ванны (7'=ТПЛ)
в плане и такие изотермические поверхности в различных сечениях
(I—IV) по ее длине показаны на рис. V.2, а. Температурный гра-
диент в ванне, кроме вида и режима сварки, зависит также от ин-
тенсивности потоков жидкости, общий характер которых изображен
на рис. V.2, б. Распределение температуры поверхности металла
сварочной ванны при газовой сварке и дуговой сварке неплавящим-
ся электродом схематически показано на рис. V-2, в.
Экспериментальные измерения максимальных температур в сва-
рочной ванне весьма немногочисленны. Так, при газовой сварке
стали пирометрические измерения показывают температуру поверх-
ности сварочной ванны —1600—1630° С, т. е. примерно на 100—
150° С выше Тпл. При сварке неплавящимся электродом эта макси-
мальная температура поверхности ванны, вероятно, несколько выше.
187
Так, температура сварочной ванны при аргонодуговой сварке стали
по японским исследованиям составляет 1800—1850° С, а при сварке
титана (Тпл«4650°С) по измерениям Л. И. Мальцева достигает
—2100° С.
Характер распределения температур в сварочной зоне при лу-
говой сварке плавящимся электродом с покрытием показан на
рис. V- 3, а. В металлической части плавящегося электрода темпе-
ратура повышается по мере приближения к торцу, на котором горит
дуга (сплошная линия на рис. V. 3, а). На некотором расстоянии
от торца температура достигает температуры плавления, стержень
плавится, образуя каплю металла. Торцевая поверхность капли
приближается к температуре кипения металла (см. § 15).
Покрытие, являясь непроводящим или с лабопроводящим ток,
имеет температуру меньшую, чем стержень (штриховая линия).
Состав и количество покрытия подбирают с учетом того, чтобы его
плавление осуществлялось примерно совместно с электродным стерж-
нем. Газы из покрытия начинают выделяться выше зоны плавления-,
а шлаки частично покрывают (окутывают) металлическую каплю на
торце электрода и иногда в виде мелких частичек находятся внутри
металлической капли.
С некоторыми интервалами времени (обычно от 0,05 до 1,0 с,
наиболее часто 0,1—0,5 с) часть капли отделяется от электрода
и переносится на другой полюс дуги — в сварочную ванну. Этот
перенос может осуществляться в момент короткого замыкания дуго-
вого промежутка каплей расплавленного электродного металла, а при
большой силе (плотности) тока капли отрываются от электрода и
пересекают дуговой промежуток. В процессе переноса (его продол-
жительность 0,01—0,05 с) капля продолжает нагреваться газами
дуги (их температура 4500—8000° С) и ее средняя температура мо-
жет повышаться. Согласно различным калориметрическим измере-
ниям температура капель в дуговом промежутке при ручной сварке
стальными электродами составляет 2100—2350° С, повышаясь с уве-
личением силы и плотности тока в электроде.
При сварке под флюсом процесс качественно осуществляется
так же, только вместо покрытия конец электрода обволочен (окутан)
шлаком от расплавленного флюса. Температура капель на высоких
режимах автоматической сварки под флюсом в момент перехода
через дугу при сварке стали может быть около 2500° С.
Температура капель при сварке в углекислом газе при диаметре
электродных проволок 1,2—2,0 мм и рекомендуемых режимах по
силе тока по исследованиям И. К- Походни составляет от 2350 до
—2600е С, завися от полярности дуги и плотности тока в электроде.
Примерно такие же температуры капель получены им при сварке
плавящимся электродом при других составах защитных газов.
Капли, попадая в кратер в районе пятна дуги, обеспечивают
в этой части ванны температуру металла, близкую к их темпера-
туре в дуговом промежутке.
Так как капли переходят дугу вместе со шлаком, то е ванне
образуется не только сплошная жидкая металлическая фаза, но и
188
раздробленные шлаковые частицы и газовые пузыри, которые могут
образоваться уже в каплях.
Измерения температуры металла в сварочной ванне при дуговой
сварке единичны. Результаты измерения температуры в различных
сечениях хвостовой части ванны, по данным И. К. Походки и
И. И. Фрумина, показаны на рис. V.3,6. По этим данным в сталь-
ной сварочной ванне схематически можно выделить три температур-
ные зоны (рис. V.3, в): 1 — высокотемпературную, вблизи дуги (тем-
пература экспериментально не определена); П — промежуточную
зону с температурой — 1750° С и III — зону по периферии ванны
с температурой несколько выше 7ПЛ (—1500° С). Между зонами гра-
диент температур больше, чем внутри зон.
Средняя температура такой сварочной ванны* И. И. Фруминым
и И. К- Походпей была определена в 1770±100° С, а Н. Христен-
сеном около 1800° С. Средняя температура сварочной ванны при
режимах ручной сварки, когда ванна меньше, а доля перегретого
наплавляемого металла в ней больше, по измерениям Д. Чипмана
и Н. Христенсена составляет 1900--2000е С.
Таким образом, при дуговой сварке плавящимся электродом
перегрев металла выше температуры плавления весьма велик, при-
чем средняя температура капель металла на 500—800° С выше сред-
ней температуры металла в сварочной ванне.
Качественно аналогичные результаты по характеристике темпе-
ратур в сварочной зоне при автоматической сварке алюминия полу-
чены и Д. М. Рабкиным.
Максимальное время пребывания металла в сварочной ванне
в жидком состоянии для различных случаев оценивается от несколь-
ких секунд до 30—40 с.
Температурный режим жидкого металла и шлака при электро-
шлаковой сварке — промежуточный между дуговой сваркой плавя-
щимся электродом и газовой сваркой. Так, температуру капель,
пересекающих шлак от электрода к металлической ванне, следует
считать около 2000е С, а температуру металла в ванне от 1900е С
вблизи центра ее поверхности до 1500е С у границы раздела с твер-
дым металлом (все цифры относятся к сварке стали).
Внешнее давление, при котором происходят реакции в условиях
сварки, обычно составляют около 1 кгс/см2 (кроме некоторых част-
ных случаев, например, сварка под водой на значительной глубине
и сварка в вакууме). В связи с тем что при сварке часто имеются
смеси газов, приходится учитывать их парциальные давления
(от иногда малых до 1 кгс/см2).
В связи с характером плавления добавочного металла в виде
капель поверхность их взаимодействия с окружающей средой по
отношению к их объему очень велика. Наличие внутри капель и
сварочной ванны шлака и газовых частиц еще более увеличивает
* Некоторые закономерности по средней температуре сварочной ванны см.
гл. VI.
18»
поверхности взаимодействия металл — газ и металл — шлак. В этих
условиях транспортировка реагентов не должна проходить большие
расстояния и скорости реакций при высоких температурах могут
быть весьма велики. Поэтому необходимо учитывать и кинетику
процессов их взаимодействия.
§ 30.	ВЛИЯНИЕ КИНЕТИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ НА ПРОЦЕССЫ
ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ МЕТАЛЛА С ОКРУЖАЮЩЕЙ СРЕДОЙ
В УСЛОВИЯХ СВАРКИ ПЛАВЛЕНИЕМ
Экспериментальное и теоретическое исследование кинетики
процессов взаимодействия металла с окружающей средой при сварке
весьма затруднено в связи с большим количеством взаимовлияющих
факторов, быстротечностью процессов и наличием высоких темпе-
ратур. Многие процессы и реакции при сварке протекают в диффу-
зионном режиме для гетерогенных систем (см. гл. II, § 11).
Для реакций на поверхностях металл — взаимодействующая
фаза поток реагирующих элементов (веществ) в ряде случаев лими-
тируется их поступлением к этой поверхности диффузией в соот-
ветствующих фазах, временем взаимодействия и относительной вели-
чиной поверхности взаимодействия. Так, например, для реакций
окисления металла кислородом газовой или шлаковой фазы поток
кислорода (О) поступает в металл через поверхность раздела F
со скоростью:
^0=^ао]-[о]пм),	(v.i)
где [О] и [О]п.ы-~ соответственно концентрации кислорода в объеме
окислительной фазы и у поверхности раздела фаз; р0— константа
скорости диффузии, учитывающая общее диффузионное сопротивле-
ние поступлению кислорода к поверхности взаимодействия.
Скорость поступления потока элемента Me из объема металли-
ческой фазы к поверхности взаимодействия характеризуется анало-
гичным уравнением
ГМе ([Me] - [Ме]п.м).	(V.2)
Обычно в условиях сварки выгорание примесей прежде всего
определяется транспортированием кислорода к поверхности раздела.
При достаточном количестве кислорода во взаимодействующей с ме-
таллом фазе ([О] — [O]n.w)=const скорость реакции также постоянна
и не зависит от концентрации [Ме]. Однако при малой концентра-
ции [Me], а также при малом количестве этого элемента в связи*
с малым объемом всего металлического расплава (например, в кап-
лях расплавленного электрода) скорость диффузионного потока Ц7Ме
с течением времени реакции изменяется. Если пренебречь обычно
малой концентрацией элемента на поверхности раздела фаз, т. е.
(Ме]п,м, то скорость реакции на этапе уменьшения [Ме] будет опре-
деляться зависимостью U7=pF[Me].
190
Отнеся скорость реакции к объему V металлической фазы, по-
лучим
W7 J JMe]_=Pf UH = L [MeJ=PpF' [Me]J< [Me],	(V.3)
V mi p m
где F' —F/m — удельная поверхность (отнесенная к единице массы);
р — плотность металла.
В случае относительно малого изменения удельной поверхности
для установившегося процесса плавления электрода (для капель)
п для ванны общую характеристику можно представить, по А. А. Еро-
хину, рис. V.4, показывающим влияние концентрации реагирующего-
металла (рис. V.4,a) и длительности времени его взаимодействия
с кислородом (рис. V.4,6). На рисунке области / соответствуют
стадии процесса, характеризуемые подводом кислорода, а обла-
сти II — стадии, лимитируемые подводом Ме. В целом изменение
концентрации А [Ме] (рис. V.4,6) от исходной [Ме| во времени на
участке АБ характеризуется линейной зависимостью, а на участке
БВ — экспоненциальной. Тогда, согласно А. А. Ерохину,
А [Ме]лв-[Ме[исх - |Ме]*е-^-'*),	(V.4)
где [Ме]* — концентрация при t*, где — момент перехода от од-
ного механизма окисления к другому.
Конечная концентрация [Ме|к стремится к равновесной при кон-
кретных внешних факторах (температура, давление).
Как показали исследования И. К Походни, для анализа взаимо-
действия электродного покрытия с металлом электродного стержня
в качестве кинетического показателя удобно пользоваться произве-
дением
(V.5)
где F/V — удельная боковая поверхность капли, отнесенная к ее
объему; iK—mK/vUJ} — среднее время взаимодействия, получаемое из
средней массы капли (тк) и средней скорости плавления электрода
(^пл)"
Несмотря на то что в условиях сварки весьма важными явля-
ются кинетические зависимости, для приближенной оценки возмож-
ных результатов взаимодействия различных веществ весьма полезным
191
оказывается применение термодинамических расчетов. В усло-
виях сварки термодинамического равновесия достигнуть нельзя. Это
определяется непрерывным изменением температуры и поступлением
новых порций еще непрореагировавших веществ. Все же применение
термодинамических расчетов оказывается возможным вследствие
того, что:
а) в любом обособленном участке объема общей реакционной
зоны (гомогенном или гетерогенном) реакции стремятся к состоянию
равновесия; это позволяет по
тер модинамичес ким данным
определять наиболее вероят-
ное направление протекания
рассматриваемых реакций в
этом объеме;
б) на отдельных стадиях
процесса вследствие боль-
шой скорости протекания
реакций можно предполагать
достижение в отдельных
объемах состояний, близких
к равновесным, и примени-
Рис. V.5
тельно к соответствующим
условиям приближенно рас-
считать состав металла, га-
зов и получить представление
о влиянии различных па-
раметров процесса на изуча
емое явление.
При этом следует учиты-
вать и изменение скоростей
реакции при различных тем-
пературах в различные мо-
менты (стадии) сварочного
процесса. Пусть нас интересу-
ет какая-то величина А
(равновесный состав металла, взаимодействующего с внешней средой,
или какая-то другая характеристика) и применительно к различным
температурам она, согласно равновесию, должна изменяться по кривой
/7 на рис. V.5,& (для простоты этой же кривой в другом масштабе
пусть будут характеризоваться изменения температуры во времени
для интересующего нас объема металла). С момента достижения темпе-
ратуры плавления Тпл (момент, характеризуемый абсциссой 7) жид-
кий металл, взаимодействуя с окружающей средой, начнет, стремясь
к равновесию, изменять эту величину от исходной А' в направлении
к равновесной Лр (т. е. в направлении к кривой 77). Фактическое
изменение рассматриваемой величины Лф будет происходить по кри-
вой 7. При быстром повышении температуры (на участке от момен-
та 7 до момента 2) в результате ускорения реакций при высоких
и повышающихся температурах (Т~^Ткаг) и реакции изменения
192
будут быстрыми, и система будет быстро приближаться к равнове-
сию при высоких температурах (для дуговой сварки это характерно
для стадии капли). После попадания реагирующих веществ в ванну
температура начинает понижаться, равновесное значение А. тоже
снижается. В момент 3 фактическое значение станет соответство-
вать равновесному, а при дальнейшем снижении температуры (и со-
ответственно значения Д,) фактическое изменение Аф может изме-
S)
Рис. V.6
Концентрация Водорода 8 при-
садочной проволоке, вес.°/о
нить направление реакции, опять стремясь к Лр и отставая от него.
Когда температура в момент 4 достигнет Ткр=Т*л, фактическая
характеристика для металла 71ф будет иметь значение не Л" (равно-
весное для температуры Ткр), а зафиксируется на значении А", как
бы отвечающей равновесному не для Ткр, а для Tv — более высо-
кой температуре, чем Ткр. По данным различных авторов, для нет
которых реакций, происходящих при сварке сталей, эта темпера-
тура Тр составляет от 1580 до ~1800°С (1850—2070 К) при факти-
ческой температуре кристаллизации металла — 1500° С (-1770 К).
Следует, однако, учитывать, что чем более система отдалена от
равновесного состояния, чем с большей скоростью она может при-
ближаться к равновесию. Если же система близка к равновесию
при определенных внешних условиях, то ее изменения, протекающие
в направлении достижения равновесия, могут происходить относи-
тельно медленно. Общая схема, определяющая характер влияния
степени отдаленности системы от равновесия на возможность при-
ближения ее к равновесию, по экспериментальным результатам
К. В. Любавского и обработке А. А. Ерохина показана на
рис. V.5, б, применительно к реакциям марганца при сварке под
кремнемарганцовистым флюсом (7 —исходная, 2 — фактическая,
3 — равновесная концентрации).
* Условно принято, что температура кристаллизации Гкр равна температуре
плавления Т1|Л без учета необходимого переохлаждения (см. гл. VI).
13 Заказ Д'<‘
193
Аналогичное стремление к равновесию в сварочных условиях
показано для случая сорбции — десорбции водорода титаном при
аргонодуговой сварке с использованием аргона различной влажности
(рис. V.6). На рис. V.6, а линией 1 показана равновесная зависи-
мость [Н]=КрГрн , полученная по сварочным опытным значениям /<
для аргона различной влажности (точки росы), а прямыми 2 и 3 —
исходные концентрации водорода в переплавляемой присадке
с большим содержанием водорода (0,008 вес.%) и малым (после
вакуумного отжига — 0,001 вес.%). Линиями 4 и 5 показано конеч-
ное содержание водорода в переплавленном металле. При малой
исходной концентраций водорода (0,001 вес.%) происходит сорбция
водорода, а при большем, чем равновесная (0,008 вес. %), — десорбция.
Применительно к камере с контролируемой атмосферой аргона
с заданной влажностью сопоставление изменения концентрации
водорода от исходной (прямая 1) до конечной (прямая 2 и 3) для
двух уровней давления водорода показано па рис. V.7, б. Чем далее
от равновесия (горизонтальные линии для р =0,00026 кгс/см2 и
рн =0,00010 кгс/см2) первоначально находился исходный металл,
тем в большей степени по содержанию водорода он изменился
в сторону равновесного состава.
В связи с изложенным в дальнейшем для характеристики ряда
процессов в условиях сварки можно использовать расчеты, базиру-
ющиеся на термодинамическом равновесии, однако при этом следует
учитывать, что в ряде случаев равновесие при наиболее интересных
конечных температурах (например, температурам кристаллизации
металла) практически не достигается и конечные результаты должны
уточняться экспериментально. Тогда в расчеты необходимо вводить
поправочные коэффициенты.
Хотя, как правило, процессы взаимодействия металла с окру-
жающей средой (газами, шлаками) происходят одновременно; далее
для простоты будем их рассматривать отдельно, главным образом
на примере сварки сталей, как наиболее изученной.
§ 31.	ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ МЕТАЛЛА С КИСЛОРОДОМ
ПРИ СВАРКЕ СТАЛЕЙ ПЛАВЛЕНИЕМ
Одним из характерных процессов, протекающих при сварке
плавлением, является окисление металла. Источниками окисления
Металла при сварке являются:
а)	свободный кислород в газовой фазе (кислород воздуха при
' сварке открытой дугой; наличие сложных газов СО2, Н2О, способ-
ных поп диссоциации выделять кислород);
б)	окислы, находящиеся на расплавляемых кромках свариваемого
металла и на присадочном (электродном) металле;
5j в) окислы, находящиеся в шлаке и растворимые в металле;
* г) химически активные шлаки, отдающие кислород металлу
№ результате обменных окислительно-восстановительных реакций.
Т94
Характер окисления различных металлов при сварке может быть
различным. Некоторые металлы (алюминий, магний) практически
не растворяют кислород ни в твердом, ни в жидком состояниях.
При окислении образуется обособленная фаза либо в виде поверх-
ностных пленок окислов, либо в виде частиц, взвешенных в жидком
металле. Другие металлы (железо, медь, никель, титан) обладают
способностью растворять то или иное количество кислорода. Раство-
римость в жидкой фазе больше, чем в твердой, и увеличивается
е повышением температуры.
При сварке сплавов кроме окисления элемента — основы сплава —
может происходить и окисление примесей. Вероятность и степень
окисления определяются их сродством к кислороду, концентрацией
примеси в растворе и зависят от температурных условий.
Окисление металла свободным кислородом газовой фазы происхо-
дит согласно	формулу (II.98)J*.
Если металл и окисел являются конденсированными фазами (твер-
дой или жидкой), то константа Кр такой реакции окисления опре-
деляется только парциальным давлением кислорода ро^ соответст-
вующим упругости диссоциации окисла при данных температуре
и давлении, т. е. Лр=Ро,- Зависимость \gpO;=f(T) для различных
окислов была покЗГЗalia ранее на рис. П.5 (гл. II).
Возможность окисления или восстановления какого-либо элемен-
та в результате его взаимодействия с газовой фазой, содержащей
свободный кислород, при конкретных внешних условиях (в условиях
сварки, в основном при различной температуре) определяется сопо-
ставлением упругости диссоциации окисла ро£(мес» = Рек и парциаль-
ного давления свободного кислорода в газовой фазе {ро,}- В случае,
если давление {PoJ_ больше упругости диссоциации окисла,'то^будет
происходить окисление; при {PoJ<Poa — восстановление. Случай j
когда {*Ро2)"Ро^ отвечает'равновесным условиям, т. е. не происхо-
дит'тти окисления, пи восстановления. Применительно к конечному
состоянию этот случай для сварки не характерен.
Упругость диссоциации окислов, находящихся в растворе,
Ро2 отличается от упругости диссоциации свободных окислов ро,-
При этом р'о ~рОга’”к, где а™к — активность, связанная со
степенью насыщения металлического раствора окислом,
т.	е.	Предельное	насыщение
[Мел/тОг/пЛтах, как указывалось	ранее,	увеличивается	с	увеличе-
нием температуры. Например, для жидкого железа
26	730 , с	ах
Рор=------—Е6,43,	(V.6)
Р'о^Ро,
[%FeO]s
I%FeO£s/
* В сварочных условиях металл может реагировать и с атомарным кислородом
однако этими процессами для упрощения можно пренебречь.
13*	Ж
Значение максимальной растворимости кислорода в жидком железе
приведено в табл. V.1 *.
Равновесные парциальные давления кислорода в газовой фазе
при различных концентрациях FeO в жидком железе приведены
в табл V.2.
Таблица V. 1
Из табл. V.2 видно, что даже незначительное парциальное дав-
ление свободного кислорода в газовой фазе приводит к окислению
железа. Если считать допустимым
содержание кислорода в жидком
металле -*4),05 вес.%, то равновес-
ное давление кислорода при тем-
пературах 1540—2000е С будет по-
рядка 10~10—10~8 кгс/см2.
В воздухе содержится кислоро-
да -20%	(т. е. {ро,}--2х
X 10~1кгс/смг); в связи с этим он
является сильным окислителем
для железа в сварочных условиях
Растворимость кислорода в жидком
железе
Температура		Растворимость, вес. %	
°C	К	О	FeO
1540	1813	0,175	0,786
1600	1873	0,231	1,040
1800	2073	0,485	2,180
2000	2273	0,-871	3,920
2300	2573	1,880	8,500
По мере уменьшения кисло-
рода в растворе он удерживает-
ся металлом сильнее (равновесные
{poj снижаются^
какой-либо металл разбавлен другим металлическим рас-
Если
творителем (например, марганец растворен в железе), т. е. его кон-
центрация меньше единицы, а окисел также находится в растворе,
Т а б л и ц a V.2
Равновесные } при различных концентрациях FeO в расплавленном железе
Содержание в железе, %		Значения ( pq2 } (кге/см’) при различных темпера'.  ра.\ °C			
FeO	О	1540	1600	2000	2300
0,10	0,0222	7,7-10-и	1,5-10“19 '	3,2-10“»	1,7-10—8
0,20	0,0444	3,0-10-10	9,3-10“10	1,3-10-s	6,9-10-8
0.30	0,0666	7,0-10—10	2,1.10-’	3,0-Ю“й	1,5-10“’
0,50	0,1110	1,9-10-»	3,7-10-»	8,1-10“3	4,3-10“’
1,00	0,2220		•—“	3,2-10~7	1,7-10-6
Насыщенный раствор (по табл. V.1)		4,8-10-в	1,6-10-8	5,0-10-в	1,3-10-1
* Экспериментальные формулы, используемые для расчетов здесь и далее,
основаны на опытах, ограниченных температурой около 1800 ’ С. Расчетные
значения при более высоких температурах получены экстраполяцией и менее точны.
196
то упругость диссоциации р'(. такого окисла приближенно рассчи-
тывается по формуле
рох .	) »
<V.e \	/
где Оме — мольная доля металла в растворителе (для случая неогра-
ниченной растворимости аМе=[%Ме|/100; Л1Ме и Л4раств — относи-
тельные молекулярные
(атомные) массы металла
Таблица V 3
и растворителя.
Полагая, что концент-
рация окисла близка к
предельной концентрации
насыщения (п()К=1) и что
Л'/лАе—Л! растя (как В СЛуЧав
Мп и Fe), получаем: р"о =
I
— Р^ ----• г'то позволяет
2 дп
°Ме
приближенно оценить
влияние степени насыще-
ния (концентрации метал-
ла в растворителе) на уп-
ругость диссоциации окис-
ла. При уменьшении Яме
Сопоставление состава проволоки
(низкоуглеродисгая сталь) и наплавленного
металла при дуговой сварке плавящимся
электродом без дополнительной защиты от
воздуха
Сравниваемый металл	Химический состав, %				
	с	S!l	Мп	°	
Исходный (элек- трод)	0,08	0,03	0,40	0,020	0,007
Наплавленный ме- талл	0,04	0,02	0,13	0,28	0.15
упругость диссоциации окисла рОг сильно увеличивается; это го-
ворит о том, что полностью окислить такую металлическую добав-
ку в растворителе невозможно.
Даже при дуговой сварке голым электродом, когда в наплавлен-
ном металле имеется очень много кислорода, полного выгорания
примесей, имеющих большое срод-
Таблина V.4
Содержание кислорода в металле,
выполненном дуговой сваркой
голым плавящимся электродом
Диаметр
электродной
проволоки, мм
Содержание
кислорода в
металле, вес %
0,300,550,72
ство к кислороду, не происходит
(табл. V.3).
Как следует из табл. V.3, при
сварке голым электродом в воз-
духе происходит значительное уве-
личение в наплавленном металле
кислорода и азота. Степень такого
их поглощения зависит и от усло-
вий взаимодействия. Уменьшение
диаметра электрода увеличивает
относительную поверхность вза-
имодействия (капли по среднему
диаметру сопоставимы с диамет-
ром электродного стержня) и уско-
ряет их реакции с составляющими воздуха. Влияние диаметра голой
электродной проволоки на конечное содержание кислорода в на-
плавленном металле показано в табл. V.4.
4	2
197
Окисление металла в зоне плавления поверхностными окислами
осуществляется переплавленном окислов, находящихся на кромках
и на поверхности присадочного металла. Отсутствие предварительной
очистки свариваемого металла и электродной проволоки, а также
длительное хранение некоторых типов электродов с покрытиями
увеличивает степень
Таблица V.5 окисления металла
Окисление металла шва закисью железа шлака
Содержание FeO в шла- ке, вес. %	14,2	15,0	22,7	26,8	56,0	55,2	61,0
Содержание кислорода в металле шва, вес. %	0,036	0,039	0,062	0,118	0,187	0,193	0,211
поверхностными окис-
ддми.
При расплавлении
кромок (поверхност-
ных слоев) основ-
ного металла, поверх-
ность которых по-
крыта окислами, в
сварочную ванну по-
падают вносимые ими
дополнительные ко-
личества кислорода,
приводя к большей окисленности сварочной ванны. В ряде случаев
этот кислород не успевает за время существования расплавленного
металла удалиться из него, приводя к большему конечному его
содержанию в закристаллизовавшемся металле шва? Так, например,
конечное содержание кислорода в металле шва с предварительной
зачисткой свариваемых кромок от окалины (окислов железа) при
автоматической сварке под флюсом ОСЦ-45 составляет 0,035%,
а при сварке по неудаленным поверхностным окислам — 0,055%.
Из сопоставления следует, что в случае предварительной очистки
кромок перед сваркой содержание кислорода в металле шва значи-
тельно снижается.
Аналогично вводится кислород и в случае наличия окислов на
присадочном металле, в частности на электродной проволоке при
механизированных видах дуговой и электрошлаковой сварок. Однако
в этом случае окислы оказываются предварительно под воздействием
более высокой температуры дуги и перегретых капель, в результате
чего они частично диссоциируют и не весь кислород окислов по-
ступает непосредственно в сварочную ванну.
В целях максимального исключения усиления окисленности ван-
ны и металла шва такими поверхностными окислами поверхности
основного металла, подлежащие расплавлению при сварке, должны
перед выполнением сварочной операции предварительно зачищаться,
в частности механическим способом или источниками местного на-
грева (например, газовым пламенем)] Присадочная (электродная)
проволока и стержни для изготовления электродов очищают от
окислов либо механическим способом, либо травлением.
Окисление металла окислами, находящимися в шлаке и раствори-
мыми в металле, происходит в связи с перераспределением таких
окислов между шлаком и металлом. Такой свободный окисел при
определенных условиях стремится к распределению между металли-
198
ческой и шлаковой фазами, определяемому константой распределе-
ния Емко—(МеО)/[МеО|, где [МеО] и (МеО)— соответственно кон-
центрации этих окислов в металле и шлаке; £МеО—изменяется
с температурой.
Для FeO зависимость константы распределения от температуры
выражается формулой 1g l/£FeO=lg [FeO]/'(FeO)=—(6300/T)-F 1,386.
При изменении температуры от Тпл железа до 2500°С величина
константы Lfco возрастает от 0,011 до 0,125.
Изменение содержания кислорода в металле шва в зависимости
от содержания закиси железа в шлаке при дуговой сварке, по дан-
ным А. А. Ерохина, приведено в табл. V.5.
Окисление химически активными по кислороду шлаками происхо-
дит в связи с обменными реакциями типа
(Me;Ov)+y [Ме']=у (Ме'О) -J-x [Me*].	(V.7)
При сварке углеродистых сталей по такой схеме происходят
кремне- и марганцевосстановительные процессы при наличии в шлаке
значительных количеств SiO2 и МпО. В случае наличия в металле
S)
[Мп]н м, вес. %	[0jн. м >	%
А	(Мп0)ф, мол. “А
Рис. V.7
элементов с более сильным сродством к кислороду их окисление
кремнеземом и закисью марганца шлака может быть очень интен-
сивным. Например, при сварке легированных сталей, содержащих
около 15—18% Сг, потери хрома окислением в результате реакций
с SiO2 и МпО при концентрации последних 10—20% могут состав-
лять несколько процентов. При сварке сталей, содержащих элементы
с весьма большим сродством к кислороду (Al, Ti), их выгорание
при достаточно большем содержании в шлаке SiO2 и МпО может
происходить почти полностью.
Характер изменения содержания кислорода в наплавленном ме-
талле при автоматической сварке низкоуглеродистой электродной
проволокой нод различными флюсами с различным содержанием
SiO2 и МпО показан на рис. V.7,a, б.
На рис. V.7, а показан прирост в наплавленном металле A[Si]H.M
и Д[О2]„.М от реакций с флюсами, имеющими различную концентра-
цию кремнезема. На рис. V.7,6 показаны зависимости появления
199
в металле А [Мп] и А [О.,] от реакций с МпО флюса. При этом 1 —
содержание Мп в наплавленном металле—[Мп]нм; 2— разность
содержаний Мп в наплавленном металле и электродной проволоке
А[Мл]=[Мп]п,м — [Мп|э.п.
Окисленность жидкого металла в сварочной зоне зависит от
содержания в нем элементов-раскислителей. Раскислителями явля-
ются элементы с большим сродством к кислороду, чем металл,
являющийся основой сплава.
Концентрация элемента, °/о
Применительно к железу, как основе сплава, сопоставление
упругости диссоциации окислов различных элементов, часто имею-
щихся в углеродистых и легированных сталях, в зависимости от их
концентрации при значениях температур 1540° С (1813К) (а) и
2300° С (2573К) (б) показано на рис. V.8.
Как следует из этих зависимостей, никель, когда является леги-
рующей примесью, раскислителем для железа быть не может и его
выгорание (окисление) при сварке сплавов на железной основе
должно быть ничтожным *. Марганец уже при концентрациях >0,5%
при 2300е С и около 0,1% при 1540°С имеет меньшую упругость
диссоциации окисла, чем насыщенное кислородом железо (штрихо-
вая линия), и может выступать в качестве раскислителя, отбираю-
щего кислород от железной основы. Хром действует слабее, чем
марганец, особенно при высоких температурах. Более сильными
раскислителями железа являются кремний, титан, алюминий. При
высоких температурах наиболее сильным раскислителем становится
углерод.
* Практически только в связи с незавершенностью реакций раскисления
(например, NiO-|-Fp-> FeO-f-Ni) той части никеля, который мог быть окислен на
какой-то стадии воздействия кислорода на сплав.
200
Равновесные концентрации кислорода при наличии в расплав-
ленном железе различных концентраций раскислителей могут быть
рассчитаны на основании известных температурных зависимостей
констант равновесия различных реакций.
Расчетные формулы и результаты подсчета равновесных концен-
траций кислорода при температурах, имеющих место при сварке
Таблица V.6
Концентрация кислорода и элементов-раскислителей в сплавах железа,
находящихся в равновесии с окислами этих раскислителей
Элемент, растворенный в железе	Константа равно- весия. к	Зависимость 1g К от температуры, (К)	Концентра- ция элемента в растворе, %	Равновесные концентрации кислорода, %, при различ- ных температурах, ЭС			
				1540	1800	2000	2300
С	[% С] [% О]	2400 — —- —1,327 Т 78970	0,05	0,048	0,072	0,092	0,120
	Рсо		0,10 1,0	0,024 0,038	0,036 2,3	0,046	0,060
Сг	1% Сгр[%О]’	— ——4-39,21	5,0	0,004	0,84	—.		
		Z	10,0	0,0026	0,507	—.	—-
			20,0	0,0002	0,315		
Мп	(% Мп] [% OJ	25270 -	4-12,55	0,5 1,0	0,08 0,04	2,26 1,13	—	
			—2,0	0,02	0,565	—	—
	[% Si] [% О]2	26050	0,1	0,011	0,091	0,33	1,55
Si		- т 4-9,5	0,2	0,008	0,065	0,23	1,10
		Л	0,3	0,007	0,052	0,19	0,86
			1,0	0,004	0,030	0,10	0,49
т*	(% Ti] [% Ор	30700 —	4-ю,зз т 1	0,1 0,3	0,0010 0,0009	0,018 0,011	0,077 0,043	0,50 0,29
			0,5	0,0007	0,008	0,034	0,22
плавлением, приведены в табл. V.6 (по К. В. Любавскому). Сопо-
ставление максимальной растворимости кислорода в железе и рав-
новесных концентраций кислорода при различных количествах
раскислителей (Si, С) и различных температурах показано на
рис. V.9.
В связи с тем что сродство элементов к кислороду с повышением
температуры уменьшается, концентрация кислорода в расплавленном
металле при высоких температурах может быть значительной (см.
рис. У.9, например, для ]Si]=0,3%). При снижении температуры
в хвостовой части сварочной ванны (рис. V.2) раскисляющая спо-
собность элементов-раскислителей усиливается и реакции в опреде-
ленной степени смещаются в сторону связывания кислорода этими
элементами:
п [Me] -|-m (O]->MenOm.	(V.8)
Продукты этих реакций, являясь практически нерастворимыми
в металле, выпадают в виде отдельной фазы. Такое раскисление
носит название осаждающего.
201
Частицы выпавших окислов, жидкие и твердые, могут удаляться
всплыванием или выталкиванием растущими кристаллами (см. гл. VI),
Рис. V.9
или остаются в затвердевшем металле
в виде шлаковых включений той или
иной степени дисперсности и формы.
Продукты раскисления углеродом
являются газообразными (СО), выпада-
ющими в виде газовых объемов (пузы-
рей). При их выделении хвостовая
часть ванны пузырится (кипит), а пу-
зыри, не успевшие удалиться из зат-
вердевшего металла, образуют в ме-
талле поры округлой или сферической
формы, наполненные газом.
И шлаковые соединения (особенно
крупные), и поры снижают свойства
металла, поэтому необходимы специаль-
ные меры для максимального освобож-
дения металла сварных швов от этих
пороков.
§ 32. взаимодействие металла с азотом
И ВОДОРОДОМ ПРИ сварке плавлением
Рис. V.10
Как указывалось ранее, при сварке плавлением приходится
учитывать возможность увеличения в металле концентрации азота
и водорода.
\ Основным источником азота при сварке является воздух,.,Моле-
кулярный азот при высоких температурах диссоциирует на атомы
N.J—2N — 170 200	кал/ мол ь
(711,436 кДж/моль).
{Степень диссоциации азота
в зависимости от температуры
в сопоставлении с кислородом
и водородом показана на
рис. V.10. Из этой зависимо-
сти следует, что хотя при сва-
рочных температурах может
происходить диссоциация, но
большая часть азота остается
в молекулярной форме^
Частично в присутствии кис-
лорода при высоких темпера-
турах образуются и окислы
1 Азот в некоторых металлах (медь, серебро, золото) практически
нерастворим, в связи с чем он может применяться при сварке таких
металлов, как защитный нейтральный (инертный) газ.
азота, в частности NO.
202
В железе (и железных сплавах) азот растворяется и образует
при температурах ниже 600°С химические соединения — нитриды
Fe2N и Fe4N J
Азот сильно растворяется и образует химические соединения
с титаном. Образует он химические соединения и с алюминием,
и с другими металлами и
легирующими добавками в
стал.ях (хромом и др.).
При постоянной темпе-
ратуре растворимость азо-
та в жидких металлах оп-
рел ел ястся соотношени я-
ми:	" " Д
(%N]=K1Pn;
(%NI=/C2Kp^ (V.9) '
где и К2. — коэффициен-
ты, зависящие от темпера-
туры; и —парциаль-
ные давления соответст-
венно атомарного или мо-
лекулярного азота.
Зависимость растворимости азота в твердом и жидком железе от
температуры показана на рис. V.ll.a, а железный угол диаграммы
состояния Fe—N — на рис. V. 11,6-
Как следует из диаграммы состояния, общая концентрация азота
в железе определяется наличием его как в растворе, так и в виде
химических соединений — нитридов.
При переходе железа из жидкого состояния в твердое раство-
римость азота скачкообразно уменьшается; газ стремится выйти из
раствора в виде газовой фазы
(нитриды при этих температурах
не образуются), что может приве-
сти в определенных условиях к
образованию пор.
При дуговой сварке голой элек-
тродной проволокой без защиты
от воздуха происходит достаточ-
но сильное азотирование металла
(см. табл. V.7), в сравнении с его
содержанием в сталях, получен-
ных металлургическими способами
обработки (обычно в мартенов-
ских сталях азот находится в пределах 0,005—0,008%).
Из приведенных данных видно, что азот, так же как кислород,
сильнее поглощается при сварке электродами малых диаметров.
В атмосфере воздуха азот при сварке поглощается металлом
сильнее, чем при сварке в атмосфере чистого азота, что указывает
Таблица V.7
Содержание азога в металле,
наплавленном голым электродом,
вес. %
Диаметр электрода, мм
6	4	2	1
0,105	0,130	0.180	0,218
203
на усиление процесса насыщения металла азотом при наличии NO.
Усиливается азотирование по сравнению со сваркой в атмосфере
чистого азота и в случае сварки в атмосфере диссоциированного
аммиака (NHS).
Отрицательное влияние азота на свойства ряда металлов (см.
рис. V.1) вызывает необходимость уменьшения его поглощения при
сварке (уменьшение р^а в газовой фазе) или, что сложнее, связы-
вания его в безопасные для свойств металлов соединения.
TlcWQHHUKaMU	сварке являются газообразный водо-
1 род, применяемый в виде защитного газа или его составляющей,
продукты распада горючих углеводородов (при газовой сварке) и
углеводов (из покрытий), а также продукты диссоциации паров
воды j
Практически в той или иной степени водород всегда имеется
в газовой фазе, взаимодействующей с металлом при сварке. Водород
в газовой фазе может присутствовать в виде молекулярного, ато-
марного и ионизированного^ Зависимость степени диссоциации моле-
кулярного водорода на атомы от температуры показана на рис. V. 10.
Эта реакция идет с большим поглощением тепла (103800 кал/моль
или 432,9 кДж/моль). Из приведенной зависимости следует ожидать,
что в дуге значительная часть водорода диссоциирована на атомы.
Ионизация водорода происходит по реакции Н2=Н-|-Н+-}-е— —
—417 480 кал/моль (—1745 кДж/моль). В связи с очень большим
тепловым эффектом эта реакция менее вероятна, чем диссоциация
на атомы.
Г Различные металлы по-разному взаимодействуют с водородом.
Одни из них (титан, тантал, ниобий, ванадий и др.) при умеренных
температурах (примерно ниже 300° С) образуют с водородом хими-
ческие соединения — гидриды (как правило, ухудшающие свойства
металла). Гидриды значительно увеличивают предельную равновес-
ную концентрацию водорода в таких металлах. Многие гидридобра-
зующие металлы сильно поглощают водород и в твердом состоянии,1
При более высоких температурах гидриды распадаются, вслед-
ствие чего водород может выделяться из металла (у титана при
температурах более 700°С).
Однако, несмотря на увеличение общего количества равновесного
содержания водорода в металле, при понижении температуры его
количество, которое может быть поглощено при сварке, в ряде слу-
чаев оказывается достаточным для ухудшения свойств сварных
соединений (например, вследствие выпадения гидридов в сварных
соединениях титана).
ТДругая группа металлов (железо, никель, кобальт, медь) гидри-
дов не образует. Водород адсорбируется этими металлами в твердом
состоянии; при плавлении растворимость водорода резко повыша-
ется. Для этой группы металлов растворимость водорода при по-
стоянной температуре подчиняется зависимостям:
[Н]^К1Рн;	(V.10)
204
где /<1, К2 — коэффициенты, зависящие от температуры; рн и рнс —
парциальные давления водорода (атомарного и молекулярного) в га-
зовой фазе.
Общий характер изменения растворимости водорода в железе
при различных температурах и {Рн2}=1 кгс/см2 показан на
рис. V.12,n. Штриховая линия на рис. V.12 изменения раствори-
мости водорода при повышении температуры до температуры кипе-
Рис. V.12
ным. Снижение растворимости водорода при приближении темпера-
туры к температуре кипения связано с интенсивным образованием
паров.
Так же, как для азота, при переходе из твердого состояния
в жидкое растворимость водорода в железе скачкообразно увеличи-
вается.
Для жидкого железа растворимость водорода [Н] (см3/100 г)
в зависимости от парциального давления рнг (мм рт. ст.) может
быть определена по формуле
1g [Н],к=0.51g рн,-	0,888.	(V.11)
Экстраполируя эту зависимость на весь диапазон температур ме-
талла, характерный для условий сварки, К. В. Любавский получил
зависимости, приведенные на рис. V.12,6. Как следует из этих
зависимостей, общее содержание водорода в расплавленном железе,
даже при его относительно небольших давлениях в газовой фазе,
может превышать равновесную растворимость в твердом металле
при кристаллизации.
На растворимость водорода в железе влияют и различные при-
меси, несколько повышая (например, Ti) или понижая (С, Si, Сг) ее.
Характерное конечное содержание водорода в швах низкоугле-
родистой стали при различных способах сварки приведено в табл.V.8.
Как следует из приведенных данных, общее количество водорода
в швах является достаточно высоким. Часть этого водорода со
205
временем удаляется из металла диффузией, часть остается в металле
в различных несплошностях. И диффузионно-подвижный и остаточ-
ный водород в целом ухудшают различные характеристики свойств
сварных соединений (см. гл. VI, VII), в связи с чем его количество
в металле следует ограничивать. Ограничение содержания водорода
в металле в основном достигается уменьшением парциального дав-
Таблица V.8
Содержание водорода в металле одиночных швов (валиков),
выполненных различными способами сварки плавлением
Способ сварки и некоторые дополнительные характеристики	Диффузионный водород, выделяющийся в вакууме при ком- натной температуре*, отнесенный к наплав- ленному металлу, см3/100 г	Пересчет диффузион- ною водорода к всему металлу шиа (валика), см3/100 г
Газовая апетилено-кислородная сварка (пламя нормальное, сварка левым способом с присадкой СВ-08А) Ручная дуговая сварка штучны- ми электродами;	25—36	12—20
а)	с органическими составляю- щими в покрытии марок ЦМ-7 и АМО-4 б)	без органических составляю- щих в покрытии марки УОНИ 13/45;	45—60	30—40
прокаленные при 350° С	5—7	3—5
увлажненные при хранении	12—19	8—12
Автоматическая дуговая сварка под флюсом (флюс ОСЦ-45, про- волока Св-08А): флюс просушен	2—4	1—2
Флюс увлажнен при хранении	4—7	2—4
Дуговая сварка в углекислом за- щитном газе (проволока Св-08Г2С, 0 2 мм)	2—5	1—3
* Сопоставление всех величин проведено при определении диффузионно-выделяющегося
водорода из образца с валиком сечением ~ 13 мм» и длиной 100 мм. Режимы сна эки подо-
браны для получения валиков одного сечения (при дуговой сварке от /СВ=175А и
есв= 1° м/ч ДО 7св “ 370А и vCB= 40 м/ч).
ления свободного водорода в газовой фазе при сварке. Для этого
осуществляется:
а)	удаление и ограничение источников водорода при сварке;
б)	связывание газообразного водорода в стойкие при высоких
температурах соединения;
в)	уменьшение растворимости водорода в жидком металле, в ча-
стности его окислением.
Методы удаления источников водорода сводятся к предваритель-
ной очистке кромок от водных окислов (например, ржавчины), их
206
просушке от адсорбированной воды, очистке электродной проволоки
•от жиров, просушке и прокалке сварочных материалов (электродов,
фхпюсов), предохранению флюсов от засорения ржавчиной или их
специальной очистке и пр.
Связывание водорода в условиях сварки осуществляется либо
во фтористый водород (HF), либо в гидроксил (ОН). Более распро-
Рис. V.13
страненным являегся связывание
во фтористый водород. Наиболее
обычной схемой при этом явля-
ются:
2CaF24-3SiOs-2CaSiO3+SiF4 '
SiF4+3H=SiF+3HF
SiF4-|-2H„O=SiO2-F4HF
(V.12)
Относительная стойкость раз-
личных водородсодержащих газов
против диссоциации при высоких
температурах показана на
рис. V.13.
Окисленность металла приводит к снижению содержания в нем
водорода (рис. V.14). Поэтому хорошо раскисленный металл являегся
более чувствительным к водороду газовой фазы и требует применения
более сильных мер защиты (введения фторидов, прокалки сварочных
материалов и пр.).
§ 33. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ МЕТАЛЛА ПРИ СВАРКЕ
СО СЛОЖНЫМИ ГАЗАМИ, СОДЕРЖАЩИМИ КИСЛОРОД
Как уже указывалось выше, в газовой атмосфере при различных
способах сварки имеются окислы углерода.	----
Углекислый 1
(СО2) применяется в каче-
стве защитного при
ряда углеродистых и легиро-
ванных сталей.
В некоторых типовых
электродных покрытиях в ка-
честве составляющих покры-
тия применяют углекислые
соли, в частности СаС03 в
виде мрамора или мела.
При нагреве карбонаты (на
примере мрамора) разлагают-
ся по схеме
В
4
• данные МорвзовауцчмареВа
оранные Баженова
М* [о]=const
Г I I
С 0,02 0,04	0,06 0,08	0,10
Растворенный кислород, вес °/о
Рис. V.14
газ
сварке

СаС03=СаО-фСОа	(V.13)
Упругость диссоциации СаСО3 выражается уравнением
lg/’co1 = -~l-7.85-	(V.14)
207
Согласно этому уравнению при рсо — 1 кгс/см2 температура начала
разложения СаСО3 составит 910° С (1183 К). К атмосфере воздуха
(в котором обычно около 0,03% СО2), т. е. при рсо «0,0003 кгс/см8,
„диссоциация СаСО3 начинается при 510° С (783 К).
Углекислый газ при высоких температурах также диссоциирует
по схеме
СО2—CO-1-l/2O2	(V.15)
Константа этой реакции может быть определена по уравнению
1/2
ig«'(co,)=te^^-=-1175-+4.404-	(V.16)
.__ Рсо,	1
Если принять суммарное давление смеси газов, полученных при
диссоциации согласно формуле (V.15), равным 1 кгс/см2 (рсо +рсо+
-4- ро = 1), и учесть, что на одну молекулу кислорода получается
две молекулы окиси углерода (т. е. рсо=2ро ), то при совместном
решении системы уравнения дложно
получить составы равновесных газо-
вых смесей при различных темпе-
ратурах. Результаты такого расчета
показаны на рис. V.15.
Как следует из рисунка, уже при
— 3000 К (т. е. при температурах, ко-
торые в условиях дуговой сварки
вполне достигаются в газовой фазе)
парциальное давление свободного
кислорода в результате диссоциации
СО2 составляет около 0,2 кгс/см2
(20%), т. е. примерно такое, как пар-
в воздухе. В связи с этим углекис-
лый газ является окислителем ряда металлов, в частности жидкого
железа
СО2ф-Реж FeO+CO	(V. 17)
Константа этой реакции имеет следующую зависимость от температуры:
’^‘V-^18^^^2^-6’855^	(V,8>
Расчет по формуле (V.18) показывает, что при температуре
~1600°С (1873 К) для расплавленного железа, содержащего 0,5 %
(вес.) FeO (т. е. — 0,111 % О, см. табл. V.2), наличие в смеси СО
несколько больше 10% СО2 создает окислительную среду. Для железа
с 0,3?zo FeO (0,0666% О) такая газовая смесь окислительна уже при
содержании СО2=6,0%. Еще меньшие количества С02 в смеси делают
ее окислительной для расплавленного железа при более высоких
температурах, характерных для сварки.
В связи с этим при наличии СО2 в газовой фазе необходимо
применять меры для предохранения металла при сварке от окисления,
либо раскислить окисленный металл. Поэтому использование СО2
208
Рис. V.16
в качестве защитного газа может обеспечить защиту ог азота воздуха»
но не исключает окисления. В связи с этим Для раскисления металла
в электродную проволоку обычно вводят в необходимом количестве \
раскислители, как правило, Si и Мп при! '	’
определенном соотношении между ними. |
В ряде случаев при дуговой сварке спла-
вов, растворяющих углерод, при газовой
фазе, содержащей СО2, наблюдается погло-
щение металлом углерода. Это происходит
либо в результате каталитического действия
железа на реакцию распада СО, при кото-
рой появляется свободный углерод
2СО=СО2+С	(V.19)
либо при восстановлении СО сильными рас-
кислителями (легирующими составляющими
сплава), например
2 [АГ] |-ЗСО=А12О5Ч-3 [С] (V.20)
Примеры науглероживающего действия СО2 в различных случаях,
приведены в табл. V.9 и на рис. V.16. При этом зависимость 1
от содержания мрамора в покрытии относится к случаю, когда
алюминий содержится только в электродном стержне, а 2 — когда
алюминий содержится и в стержне, и в покрытии.
Таблица V.9
Сопоставление содержания углерода в электродной проволоке
и в металле шва при сварке в СО2 и смеси аргона и кислорода
Содержание углерода в электродной проволоке, %	Содержание углерода п шве, %	
	Сварка в СОЛ	Снарка в смеси 95% Аг4-5% О,
0,05 6,06	0,09	0,05 0,06
0,09 0,11	0,12 0,13	0J0
0,12	0,12	0,11
Водяной пар (Н2О) при- сварке также может иметь значительные
концентрации в газовой фазе. В некоторых случаях пары воды
используют и в качестве защитного газа.
Водяной газ при высоких температурах может диссоциировать
по следующим реакциям:
Н2ОН24-1/20,	(V.21)	Н2ОH-J-OH	(V.23)
Н2О	1/2Н24 ОН	(V.22)	Н2О	2Н-уО	(V.24)
Термодинамические расчеты И. И. Фрумина показали, что при
температурах до 4500 К наиболее вероятна реакция (V.21); при более
14 Заказ № 269
209
высоких температурах — также и реакция (V.24). Вероятно также
и образование ОН (реакция V.23). В соответствии с этим пары воды
могут являться и окислителем и приводить к наводороживанию
«металла.
Температурная зависимость константы реакции (V.21) представ-
ляется следующей формулой:
1/2
lgtf(V	= - Д^+3,045.	(V.25)
₽н,о	'
Окисление металлов, в частности жидкого железа, парами водяного
«газа происходит по реакции
H8O+[Fek [FeO]+H2	(V.26)
Константа этой реакции выражается уравнением
lg/C‘V26’=lg^^i=--------т~+5Д	(V’27)
Аналогично, смеси СО и С02, смесь газов Н2 и Н2О усиливают
свое окисляющее воздействие при повышении температуры. Так, для
железа с 0,3 вес.% FeO при температуре 1600°С (1875 К) окисли-
тельной является смесь при наличии в ней 0,21 кгс/см2 (21%) паров
Н2О, а при температуре 2000°С (2273 К) она окислительна при
количестве паров Н2О более 3%. Соответственно при 1600° С (1873 К)
для железа с 0,5% FeO окислительна такая смесь при содержании
паров воды •—0,31 кгс/см2 (31%).
Получение качественного металла при наличии паров воды в
газовой фазе в сравнении с углекислым газом затрудняется еще и
тем, что раскисление металла в этом случае приведет к большему
насыщению металла водородом (рис. V.14).
Газовые смеси при различных способах сварки имеют раз-
личные составы, как правило, характеризующиеся наличием СО,
СО2, Н2, Н2О, О2, СЛН,П, N2 (не включая сюда одноатомные газы
Н, О, N). При общем рассмотрении СлНлг можно пренебречь в связи
с тем, что при распаде и окислении эти газы также дают Н2, Н2О,
СО, СО2. Азот воздействует на металл самостоятельно (см. § 32).
Отдельно реакции, определяющие существование окислов водорода,
а также водорода и паров воды, рассмотрены выше. При наличии
всех этих составляющих возможна такая реакция
СО24-Н2^±СО+Н2О	(V.28)
При этой реакции должен появляться свободный кислород,
находящийся при определенной температуре в равновесии с другими
составляющими этой газовой фазы. В целом для системы газов Н2О,
Н2, СО2, СО и О2 равновесное существование может быть показано
 схемой
СО----СО2
о3
Н,о—н2
210
В связи с процессами взаимосвязи и диссоциации соотношение
между различными газовыми составляющими в смесях газов зависит
от температуры. Поэтому если уловить газы из сварочной зоны,
остудить их до комнатной температуры и проанализировать состав,
то он будет отличаться от того, который взаимодействовал с металлом
в процессе сварки. Однако по имеющемуся составу газовой смеси
при комнатной температуре можно приближенно рассчитать состав
такой смеси при высоких температурах.
При повышении температуры реакция (V.28) протекает слева
направо. Ее константа выражается уравнением
1gX(V2a,=lg^2^=-------—И,359.	(V.29)
Так как при этой реакции число газовых молекул не изменяется,
то выражение ее константы можно написать в следующем виде:
(Pl]3QT~X) (РСО~1Х)
(Рсо2—х)(Рн2 — х)'
(V.30)
где рп о, рсо, рсо и рг[ —парциальные давления газов при 20°С
(293 К)’
Подставляя значения К из уравнения (V.30) в уравнение (V.29)
при соответствующей температуре, можно определить величину х и,
следовательно, расчетный состав газов.
Для подсчета равновесных концентраций кислорода можно
воспользоваться уравнениями, приведенными выше.
Рассмотрим некоторые примеры равновесных газовых фаз для
газовой сварки плавлением.
Водородно-кислородное пламя хотя и не является
оптимальным для сварки тугоплавких металлов, так как имеет
невысокую температуру (табл. III. 1), но его раньше применяли для
сварки железных сплавов относительно небольшой толщины.
Рассчитаем соотношение кислорода и водорода в таком пламени,
которое исключает значительное окисление металла при сварке.
Примем температуру поверхности сварочной ванны при газовой сварке
~1600JC (1873 К), как это указано в § 29. При равновесии значение
[ро | в водородно-кислородном пламени равно давлению кислорода
ро диссоциирующего окисла, в рассматриваемом случае FeO. Тогда
для реакции (V.21)
(V.21)
PH8Pof PhJPqJ172
РнзО	Рщо
’ ® {^oj ^FeO"
Значения КГсО можно рассчитать но уравнению (V.6) или взять уже
имеющиеся значения |ро } из табл. V.2. Перенеся {ро}1/2 в левую
часть уравнения и прологарифмировав, получим
14'
’gXfV.!!)----y'g^H'g
Рн,
Pngo
2П
Получив числовую величину левой части уравнения, можно
установить равновесное соотношение рн /рн о или соотношение
концентраций этих газов в пламени.
Рассчитаем рн /рн ; для пламени, которое находится в равновесии
с жидким железом, насыщенным кислородом:
{pOf} = l,6-10-*; 1g {poJ =8,200= -7,8.
lg/Cv 2I»= — ——4 3,045=----------1^-4-3,045= — 3,978.
Л.2i)	т	16004-273
Тогда
- 3,978 - 1/2 - (- 7,8)=lgpH2/pHiO;
— 0,078=lgpHypHaO.
Величина —0,078 (соответственно 1,922) является логарифмом числа
4),836. Следовательно, lg PH±/pH2o=Ig 0,836 или PHs/Ph,o=0*836- Так
как сумма PHs + pH,o+Fo, = l’ то’ пренебрегая ро (гак как ро <1
и составляет при таких температурах величину ~10—8— табл. V.2)
и обозначив рн.=х, получим х/(1—х)=0,836 и х=рн =0,46, а
рн О=0,54. Таким образом, в равновесии с железом, насыщенным
кислородом, при 1600° С будет газовая фаза, состоящая из 46% Н2
и 54% Н2О.
Аналогично можно рассчитать равновесную газовую фазу и для
любой степени насыщения железа закисью. Например, если допустить
содержание кислорода в железе около 0,1%, то но табл. V.2 для
FeO=0,5% (вес.) при 1600°С значение |ро ‘ равно 3,7-10~9. Значения
логарифма |ро } равны 9,566 или —8,434. Тогда 1g рн /рн о=
— — 3,978 — (1/2) (— 8,434)=0,239 и РНг/рНо0= 1,74, а равновесная
газовая фаза будет состоять из 63% Н2 и 37% Н2О*.
Следует отметить, что практические рекомендации по регулировке
водсродно-кислородного пламени для сварки низкоуглеродистых сталей
таковы: расход водорода должен быть в четыре раза больше расхода
кислорода, т. е. Уо/П1а==1/4. Тогда 4HB-j-Oa=2H2O-J-2H2 и соотно-
шение водорода с парами воды в пламени равно единице (50% Н2
и 50% Н2О). Согласно выполненному расчету, такое пламя может
привести к растворению в жидком металле несколько более чем
0,11% О2 (более 0,3% FeO). Учитывая, что реакции до равновесного
состояния в сварочной ванне не доходят (см. рис. V.9, б), фактическое
содержание кислорода в металле шва должно получаться несколько
более низким.
Сведений в литературе по содержанию кислорода в металле швов
при водородно-кислородной сварке нет.
* При расчете можно пользоваться и формулой (V-22). При этом равновесное
отношение Н2О/Н2 при 0,5% FeO и 1600° С получается 0,426, а соответственно
газовая фаза состоит из Н2^69% и	Некоторое различие в результатах
является следствием погрешности расчетных формул или определения констант.
.212
Ацетилен о-к ис л сродное пламя широко применяют дл я
сварки, в частности, железных сплавов. Произведем приближенный
расчет состава газов пламени, который находится в равновесии с
типовыми случаями содержания кислорода в расплавленном железе
при 1600° С (1873 К). Расчет произведем с учетом парциальных
давлений СО, СО2, Н2, Н2О.
При минимальном количестве кислорода, сжигающего углерод из
ацетилена, регулировка горючей смеси отвечает соотношению
VC/VCH =1- Тогда С2Н2+О2=2СО+Н2. Дальнейшее окисление СО
в СО2 и На в Н2О не изменит общего соотношения, т. е. {СО}+
+ {COJ/{H2}+{H2O}=2/1. Следовательно, парциальные давления
углерод- и водородсодержащих газов будут 2/3 и 1/3 кгс/см*2.
Произведем подсчет констант реакций окисления водорода и окиси
углерода при 1600° С (1873 К) применительно к равновесию с расплавом
железа, насыщенного кислородом ({ро |=1,6-10“8, табл. V.2) и
содержащего 0,0666% О? ({poJ=2,l-10-®, табл. V.2).
Для железа, насыщенного кислородом (lg {poJ=lg
= 8,200 или •—7,800)
lg “ “=lg^v.25 (1873)
Рн,О	z
= _ 3,978—	7,800)= — 0,078.
Так как величина — 0,078 (пли 1,922) является логарифмом числа
0,836, получаем (см. выше) в равновесии с таким раствором кислорода
в железе pHs=0,46 и pHsO=0,54.
IgPco^Pco,=lgv.2i (1873) ““”2” 1g (Ро.Ь
lg,, 2| ns73>= --^+ 4,404= - -*15^4-4,404= — 3,363;
bV.21 (1873)	'p 1	1873
lg pco/pco = — 3,363 - — (— 7,8)= - 3,363+3,900=0,537
(логарифм числа 3,46).
Обозначая pco=x и pco =(1 — x) и пренебрегая ро =1,6-10~v,
получаем х/(1—х)=3,46 или рсо=0,776 и рсп =0,224.
Учитывая наличие в газовой фазе 1/3 водородсодержащих и 2/3
углеродсодержащих газов, получаем состав газовой фазы (Н2, Н2О,
СО, СО2), имеющий равновесный [ро |=1,6-10~8 (при 1873 К)
н Мбл 100=15 3% н о=;15+1 Ю0=18%;
2	3	2	3
СО=0,77—- 100 =51,8%; СО2=°’22-2100=14,9%; О,= 1,6-10“6%.
3	2	3	2
* Обычно содержание кислорода в швах, выполненных газовой сваркой,
составляет от 0,03 до 0,07 вес.%-
213
Можно подсчитать, какое количество кислорода необходимо для
сжигания ацетилена, чтобы получить такой состав второй зоны
пламени:
С2Н2+у02=0,46Н2+0,54Н„С4-1,552С04-0,448С02.
Подсчитав сумму атомарного кислорода в правой части (0,544-
4-1,5524-2-0,448=2,99) и поделив на 2 (для расчета на молекулярный
кислород), получим у^1,49.
С учетом некоторого подсоса воздуха (во вторую зону пламени
— 10%, см. рис. III.4) и вместе с ним кислорода, участвующего в
окислении, значение у«1,4.
Для железа, имеющего концентрацию кислорода 0,066% (^рс | =
=2,1 -10-9=9,322 или —8,678),
^(V. 25) 1873	2
= — 3,978 — -L (— 8,678)=0,361
(это логарифм числа 2,30). Аналогично ранее рассмотренному
х/(1 —л)=2,30; отсюда рн =0,695; рн*о=0,305.
lg^_=lgK(v.21) ,Мз-4-‘е|Ро,]=-3.363+^=0,976
РсоЕ	z	z
(логарифм числа 9,46). рсо =0,908; рсо =0,092. Тогда состав газовой
фазы: Н2=(0,695-1/3) 100=23,2%; H2d=(0,305/3) 100= 10,1 %; СО=
=(0,908-2/3) 100=60,6%; СО2=(0,092-2/3) 100=6,1 %; О2=2,Ь 10”7%.
Соответственно в пламени
С2Н24-у02=0,695Н24-0,305Н204-1,816СО4- 0,184СО2
и значение у^1,25. С учетом подсоса воздуха у«1,2.
Счйтая окисление до предельного насыщения кислорода (при
у«1,4) слишком большим и практически достигающим [О]рс«0,07%
(что дает у > 1,2), обычно принимают, что пламя с у ^1,3 (т. е.
Vo/Vc и=1,3) является верхним пределом нормальной регулировки
для сварки низкоуглеродистой стали.
Учитывая, что нижний предел пламени нормальной регулировки
VOi/VCaH2=1’ а верхний Vo /VC H ==1,3, среднее значение получается
Мб, что отвечает статистически установленному из
практики соотношению расходов кислорода и ацетилена при сварке
низкоуглеродистых сталей.
В связи с тем что при применяемой газосварочной аппаратуре
регулировка пламени по мере нагрева горелок изменяется, факти-
ческие измерения соотношений кислорода к ацетилену при пламени
так называемой нормальной регулировки дают величины Vo /Vc н
от 1,05 до 1,25. «,
214
Таким образом, термодинамический расчет, основанный на пред-
положении о состоянии системы при сварке, близком к равновесному,
позволил получить расчетные значения соотношения газов, отвечающие
практически установленным величинам.
На основании подобных расчетов, впервые выполненных
А. Н. Шашковым, им была предложена номограмма (рис. V.17),
Упругость
диссоциации
окислов при
1580°С
АЦЕТИПЕНО-ЖПОРОДНОЕ ЛПАМЯ
Область окислительного пламени
NiO~ *
40-
„ „ . -у?. V* Нижний предел нормального пламени
иггиз- №
MnO-.-tf. I Область науглероживающего пламени
510г -	? п-------.....-----------
т-п 16'
TiOz ~
46-
-40-
-42
ЕеО-
AlzOj
X Пламя с максимальной температурой
— Верхний предел нормального пламени
Область нормального пламени
[ Примерный нижний предел пламени по
 У практическим измерениям
Усладный нижний предел
науглероживающего пламени
Рис. V.17
связывающая составы газовой смеси ацетилено-кислородного пламени
и возможного окисления различных легирующих добавок при сварке
сталей. На средней полосе номограммы отложен общий масштаб,
выраженный в 1g ро . Слева от него показаны упругости диссоциации
окислов различных элементов (при отсутствии учета их концентрации,
т. е. для свободных окислов). Справа на номограмме приведены
значения парциального давления кислорода в пламени различного
состава (при различных значениях У0о/УСоН )•
Из номограммы следует, что при значительном содержании в стали
хрома и при нормальной регулировке газосварочного пламени
(VO/VCH —1-4-1,3) должно происходить образование окислов Сг2О3.
Это подтверждается и практикой (см. § 29). Применение пламени
с небольшим избытком ацетилена (Vo/Vctll<l) исключает такое
окисление.
Никакая практически применяемая горючая смесь (Уо /УС£Н><0,65)
не может предохранить от выгорания такие добавки, как Al, Ti и Si.
Это также подтверждается практикой газовой сварки легированных
сталей.
Аналогичные расчеты применительно к температурам 1650—1700°С
(возможная температура сварочной ванны при сварке титана) пока-
зывают, что ацетилено-кислородное пламя не может обеспечить
215
отсутствие окисления титана. Поэтому газовая сварка для этого
металла не применяется.
Прежде чем рассмотреть возможное влияние газовой фазы на
металл ври дуговой сварке, следует рассмотреть некоторые особен-
ности формирования газовой фазы в этих условиях.
§ 34. ОСОБЕННОСТИ СОСТАВА ГАЗОВОЙ ФАЗЫ
ПРИ ДУГОВОЙ СВАРКЕ ПЛАВЯЩИМСЯ ЭЛЕКТРОДОМ
И ЕЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ С МЕТАЛЛОМ
При дуговой сварке плавящимся электродом металл с элект-
рода переносится в сварочную ванну в виде капель, нагретых до
температур, значительно превышающих температуру плавления, и в
виде паров.
При сварке голым электродом наблюдение за поведением металла
электрода в процессе его плавления может осуществляться визуаль-
Рис. V.18
но, а также посредством ускоренной киносъемки и косвенно осп ил-
лографированием изменения электрических параметров дугового
рязряда — силы тока и напряжения дуги.
Основные этапы образования и переноса жидкого металла с элек-
трода в сварочную ванну при дуговой сварке плавящимся электро-
дом показаны на рис. V.18, а. Под действием тепла дуги на торце
электрода образуется и растет капля жидкого металла, удерживае-
мая силами поверхностного натяжения (положения / и //). По мере
ее увеличения в результате действия силы тяжести и электромаг-
нитных сил форма капли изменяется (положение ///), длина дуги
в целом сокращается. Это уменьшает напряжение дуги и уве-
личивает силу тока / (рис. V.18, б). Дальнейшее увеличение капли
может привести к короткому замыканию—капля замыкает дуговой
промежуток (положение IV). После этого часть капли перетекает в
ванну, а оставшая часть ее на торце электрода (положение V) снова
начинает расти, повторяя те же основные этапы.
При увеличении .силы тока средний размер капель уменьшается,
216
Удельная тепловая загрузка торца
злектрода уэлкап/£м?с)
Pec. V.19
дугу и оттесняющих воздух, про-
они чаще отрываются от электрода и, пересекая дуговой промежу-
ток, попадают в ванну. Количество коротких замыканий и их роль
в переносе металла с электрода в ванну при этом относительно
уменьшаются.
Общая схема влияния интенсивности нагрева торца электрода
(определяемая в основном силой тока при постоянном диаметре
электрода) на частоту переноса
капель в дуге показана на
рис. V.19, где I — режимы круп-
нопанельного переноса; II — ре-
жимы переноса металла круп-
ными и мелкими каплями; III —
режимы мелкокапельного пере-
носа (коротких замыканий нет).
В результате взрывообраз-
ного процесса отрыва частей
капель от торца электрода не-
которые из них отбрасываются
в сторону в виде брызг метал-
ла. Потери на разбрызгивание
увеличиваются с увеличением
силы тока.'.
При наличии защитных
инертных газов, окружающих
цесс плавления электрода (электродной проволоки при механизи-
рованных способах сварки) становится более спокойным, хотя пол-
ностью и не исключает разбрызгивания.
При достаточно большой плотности тока в электроде его плав-
ление имеет характер часто отрывающихся от торца электрода ка-
пель металла, образующих как бы одну общую струю жидкого
металла. Этот перенос носит название струйного.
При сварке штучными- электродами с покрытиями — толстопокры-
тыми электродами или электродами с качественным покрытием —
под действием дуги плавится и частично переходит в газообразное
состояние не только металл, но и покрытие. При этом обычно плав-
ление покрытия несколько отстает от плавления электродного стерж-
ня, образуя «чехольчик» (рис. V.20). И в этом случае капли, пересе-
кающие дуговой промежуток, могут быть как крупными, сопостави-
мыми с диаметром электродного стержня, так -и мелкими.
Шлак, получающийся в результате расплавления покрытия,
переносится в дуге частично в виде капель, а частично в виде шла-
кового покрова на каплях металла и внутри их. Газовыдслепие при
плавлении электрода, в частности при наличии «чехольчика» покры-
тия на торце электрода, приводит к интенсивному газовому дутью,
направленному от электрода к ванне. Кроме того, газы в ряде слу-
чаев образуются и внутри капель, например в результате окисления
углерода в стали и образования СО. В связи с этим многие капли,
особенно мелкие, являются пустотелыми, с малой средней плот-
ностью.
217
иена парами металла,
Рис. V.20
При сварке под флюсом общий характер плавления электродной
проволоки остается примерно таким же*. И в этом случае возможен
переход металла как крупными, так и мелкими каплями. Газовая
полость под расплавленным флюсом, в которой горит дуга, запол-
флюса, продуктами различных химических
реакций, дегазации металла, а в некото-
рой части — газами атмосферы, проника-
ющими под. флюс.
Высокая температура дуги и перено-
симого через дугу металла (см. § 29) вы-
зывает интенсивный пооцесс испарения,
в связи с чем в газовой фазе, окружа-
ющей металл, в условиях дуговой сварки
появляется значительное количество па-
ров, снижающих парциальное давление
других газов, присутствующих в дуговом
промежутке.
Равновесное давление пара над чистым
элементом при различных температурах
можно оценить формулой Клапейро-
на — Клаузиуса
1g р=(ДЯ/4,575Т)-ГВ>	(V.31)
где р— давление паров над жидким ме-
таллом; ДГ/ — теплота испарения, прини-
маемая упрощенно постоянной; Т — абсолютная температура; В —
постоянная, зависящая от свойств металла и принятых единиц из-
мерения давления.
Таблица V-10
Значения А Я, В, Ткт для некоторых металлов
Металл	Zn	Mg	Al	Мп	Cr	Cu	Fe
Теплота испарения, кал/моль	27430	32520	61020	55150	56630	72800	84620
Постоянная В для подсчета р, кгс/см2	5,310	5,158	5,727	4,975	6,075	5,552	6,144
Температура кипе- ния, К	1180	1376	2773	2423	2703	2863	3023
В табл. V.10 приведены значения А// и В, а также температуры
кипения ГКШ! для некоторых металлов при р~ 1 кгс/см2.
Рассчитаем некоторые значения давления паров железа при тем-
пературах металла, характерных для сварочных условий.
* Изучение этого процесса затруднено, так как плавление осуществляете#
в полости, закрытой флюсом. Изучение осуществляется в основном посредством
просвечивания рентгеновскими лучами.
218
При 7=1800°С=2073К:
Igp =-------66206,144^—2,756 или 3,244.
S Fe 4,575-2073
Отсюда pFe=l,76-10"3 кгс/см2 или pFe=0,00176-760—1,3 мм
рт. ст. (~ 174 Н/м2).
При 7=2150° С—2423 К:
lgpFe=—7,610+6,144=—1,466 или 2,534,
pFe=0,034 кгс/см2 или 2,6 мм рт. ст. (~348 Н/м2).
Расчетные величины давления паров железа и марганца для тем-
ператур сварочного процесса сталей сведены в табл. V.11.
Таблица V-11
Давление паров железа и марганца при различных температурах
Элемент	Давление паров при различных температурах, ° С							
	1500		1800		2150		2500	
	кгс/см ’	ММ рт, СТ.	кгс/см3	мм рт. ст.	кгс/см*	ММ рт. ст.	кгс/см3	мм рт. ст.
Железо	0,00055	0.4	0,00176	1.3	0,034	26	0,305	232
Марганец	0,019	14	0,145	ПО	1.0	760	4,13	3140
В сварочной практике металлическая фаза, как правило, пред-
ставляет собой сплав нескольких элементов. Из них наиболее сильно
испаряется тот элемент, который имеет наименьшую упругость пара.
Для разбавленных растворов (при незначительной концентрации
легирующих элементов в сплаве) расчет давления паров над
жидкостью можно произвести по закону Рауля:-
Ра=Ра!^а.	(V-32)
где ра— давление пара жидкости а в растворе; р°а— давление пара
чистой жидкости a; — молярная доля жидкости а в растворе.
Рассчитаем для примера давление паров железа и марганца при
2150° С (2423 К) над металлическим расплавом состава 99% Fe+
4-1% Мп.
В связи с близостью относительных атомных масс Fe и Мп при-
мем их молярные доли аналогично весовым процентам. Для сплава
99% Fe и 1 % Мп давление паров будет рРе=0,034-0,99 « 0,034 кгс/см2
или 26 мм рт. ст. (—3480 Н/м2); Р.Ип= Ю-0,01 ^0,01 кгс/см2 или
7,5 мм рт. ст. (—1020 Н/м2).
Расчетные значения равновесного состава пара над расплавами
Fe— 100%, Мп—100% и Fe=95% и Мп=5% при различных тем-
пературах приведены на рис. V.21. При этом сплошными линиями
показаны давления паров над чистыми Fe и Мп. Штрихпунктир-
219
ними—давление паров железа (при его концентрации 0,95 или 95%)
и марганца при концентрации 0,05. Штриховой линией показано
общее давление над расплавом [0,95Fe-f-0,05Mn].
Из приведенных расчетов следуют два важных вывода:
1) при температурах дугового сварочного процесса давление легко-
кипящих элементов, находящихся в сплаве даже в небольшом коли-
честве, может быть большим,
сопоставимым с давлением паров
основы сплава, имеющим кон-
центрацию, близкую к 100%;
2) абсолютное давление па-
ров металла при сварке может
быть очень значительным: 0,25:
0,5 кгс/см2 (а при большем
количестве легкокипящих со-
ставляющих даже больше
—-0,75 кгс/см2).
Первый вывод подтвержда-
ется данными А. А. Алова, по-
Рис. V.21	лученными посредством отсоса
паров из дуги и анализа их
конденсата. Эти данные приведены в табл. V.12.
По данным различных исследователей, количество образующихся
при сварке голым электродом паров металла составляет от 3 до 8%
расплавляемого электрода. Простейший расчет показывает, что при
этом происходит выделение паров (для железа) при нормальных
Таблица V.12
Сопоставление состава электрода и отсосанных из дуги
паров металла
Анализируемый состав	Состав паров (%) при электродах					
	С' -ЛЬНЫХ			медного сплава		
	Fe	Мп	Si	Си	Zn	Pt.
Электрод	—	1,05	0,53	58,00	39,16	0,74
Наплавленный металл	— —	0,39	0,14	69,30	29,20	—
Уловленные пары	96,76	2,33	0,91	33,90	59,80	2,30
условиях (0эС и 1 кгс/см2) в количествах 22 400 • 0,03/5622 400 X
X 0,08/56= 12-^ 32 см3/г или при температуре паров 2000° С)
соответственно 96	250 см3/г. Исследованиями В. М. Иваненко и
Н. М. Будника были замерены количества выделяющихся паров при
сварке проволокой Св-08А от 55 до 177 см3/г, а при марганец-
содержащей проволоке — от 66 до 203 см3/г. Это хорошо согласуется
с оценкой выделения паров в дуге и с влиянием присутствия в элек-
троде легкокипящего Марганца.
2*.’О
Давление паров металла в дуговом промежутке сварочной дуги
не измерялось. Однако для приближенных расчетов, учитывая тем-
пературу капель 2250—2500е С, их можно принять от 0,25 до
0,75 кгс/см2, с наиболее вероятной областью парциальных давлений
паров металла около 0,25—0,5 кгс/см2. Тогда при сварке голыми
электродами газовая фаза в дуговом промежутке будет состоять не
из воздуха, а из смеси воздуха и паров металла, причем наиболее
вероятное количество воздуха будет около 50—75%.
Принимая упрощенно воздух как состоящий из 4/5 азота и
1/5 кислорода, можно приблизительно наметить возможные варианты
составов газовой фазы при дуговой сварке голыми электродами
открытой дугой, %:
Азот...................................
Кислород ..............................
Пары металла......................  .	.
60 40 20
15 10	5
25 50 75
Состав газовой фазы при сварке штучными толстопокрытыми
электродами оказывается значительно более сложным.
Как указывалось в § 29, в состав электродных покрытий, как
правило, входят газообразующие. Это обычно либо карбонаты (угле-
кислые соли, чаще всего мрамор), либо органические вещества.
Относительная масса покрытия к массе металла электродного стержня
составляет обычно около 30—40%, при этом содержание карбонатов
в покрытии составляет 40—50% по массе, а органических состав-
ляющих от 3 до 9%. Таких количеств газообразующих составляю-
щих в покрытиях оказывается вполне достаточно, чтобы в процессе
сварки они выделяли большое количество газов, оттесняющих воз-
дух от дугового промежутка.
Рассчитаем количество газов, выделяемых электродными покры-
тиями при плавлении электрода.
Например, при содержании мрамора в покрытии в количестве-
40% и относительной массе покрытия тоже 40% количество мра-
мора к массе расплавленного стержня электрода составляет
0,4-0,4=0,16 или 16%. Диссоциация мрамора при нагреве (см. § 33)
происходит по схеме: СаСО3->СаО-|-СС)2->CaO j -CO | 1 /2О2. Рас-
считаем количество газа на 1 г расплавленного металла электрода
(1 г соответствует 0,13 см3 при плотности 7,85 г/см3). На 1 г элек-
тродного стержня из покрытия распадается 0,16 г СаСО3. Относи-
тельная молекулярная масса СаСО3 равна 40+124-3-16---100. В виде
газа выделяется СО2 (с относительной молекулярной массой 44) —
44% от массы мрамора, т. е. 0,44-0,16=0,07 г и дает газовую фазу.
Если произвести расчет на СО2 при температуре 0°С, то 0,07 г угле-
кислого газа, выделяющиеся при расплавлении 1 г (0,13 см3) ме-
талла, дадут Vcoa=22 400-0,07/44=35 см3, где 22400 см3 — объем
граммолекулы СО2, т. е. объем 44 г углекислого газа.
Если среднюю температуру выделяющегося из покрытия, нагре-
вающегося и уходящего из дуги газа принять около 1000° С, то это
дает увеличение объема газа примерно в 4 раза (коэффициент рас*
221
ширения 1/273 на 1°) или около 140 см® на 0,13 см3 расплавлен-
ного металла, т. е. примерно 1000 см3 газа на 1 см3 металла.
Распад органических составляющих покрытия при высоких тем-
пературах может быгь охарактеризован общей формулой следующего
вида:
с„ (Н2О)Я -> (Я. - 1) СО+(Я — 1) Н, ] С. (V.33)
Перерасчет количества газа, получающегося при таком распаде
органических составляющих, при их относительной массе около 2%
от массы электродного стержня (0,4-0,05—0,02), дает также — 250 см3
газа, приведенных к 0°С, на 1 см3 расплавленного металла или
-около 1000 см3 нагретых газов на 1 см3 расплавленного металла
электродного стержня.
Таких количеств выделяющихся газов достаточно для почти пол-
ного удаления воздуха из зоны дуги. Однако в некотором количе-
стве он туда проникает. Это подтверждается небольшим повышением
в металле концентрации азота, имеющем место при сварке толсто-
покрытыми электродами. Обычно в наплавленном такими стальными
электродами металле анализом обнаруживается около 0,025% азота.
Подсчитаем приблизительно количество азота (а отсюда и кисло-
рода воздуха) в реакционном пространстве дуги при сварке толсто-
покрытыми электродами. Как было показано в § 32, растворимость
азота в жидком металле пропорциональна квадратному корню из
парциального давления азота в газовой фазе. Если принять, что
общие условия поглощения азота при сварке голым и покрытым
электродами близки друг другу (т. е. примерно одинаковы темпе-
ратурные условия, что подтверждается экспериментом по определе-
нию температуры капель; примерно одинаково время и поверхность
взаимодействия; изменения в шлаке не оказывают принципиального*
различия), то коэффициент пропорциональности, рассчитанный из
условий сварки голым электродом, может позволить оценить и пар-
циальное давление азота в газовой фазе при сварке толстопокры-
тыми электродами.
Примем диаметр электрода 4 мм как наиболее характерный. Из
табл. V.7 содержание азота в металле, переплавленном при сварке
голым электродом для этого диаметра, равно 0,13%. Рассчитаем
коэффициент пропорциональности К2 в формуле (V.9, б) для двух
случаев, когда пары металла составляют 25% (т. е. =0,6 кгс/см2)
и 50% (pNa=0,4 кгс/см2). Соответственно из формулы [% N]=
получаем: ^=O,13//oJ=0,168; Кг=0,13//0Д = 0,205.
Используем эти значения К2 для определения в случае, когда
содержание азота в наплавленном металле [N]=0,025%:
р^=(0,025/0,168)2=0,022 кгс/см2;
р"’=(0,025/0,205)2=0,015 кгс/см3.
Учитывая, что кислорода воздуха в четыре раза меньше, полу-
чаем парциальное давление кислорода, проникающего в зону дуги
из окружающей атмосферы от 0,004 до 0,005 кгс/см2. Таким обра-
222
зом, можно считать, что обычная газовая защита при сварке толсто-
покрытыми электроламп допускает в газовой фазе дуги примерно
до 3% воздуха, причем парциальное давление кислорода воздуха
может составить до 5-Ю"3 кгс'смл
Экспериментальные материалы по составу газовой фазы при дуго-
вой сварке немногочисленны и являются по существу весьма не-
точными. Это объясняется тем, что газы отсасывают из дуги, охлаж-
дают до комнатной температуры и затем анализируют, в связи с чем
пары металлов конденсируются, успевают соединиться со свободным
кислородом и весь состав газов меняется. Однако такие анализы
дают некоторое представление о соотношении газовых составляющих
и при высоких температурах процесса. При этом следует иметь
в виду, что, как указано выше, фактическое процентное содержание
газов Н2, Н2О, СО и СО2 в дуге может быть совсем иным вследст-
вие большого количества в ней паров металла, свободного кисло-
рода и перераспределения между газами в связи с изменением кон-
станты при изменении температуры.
Имеющиеся анализы охлажденных газов дуги при сварке раз-
личными электродами приведены в табл. V.13.
Таблица V-13-
Состав охлажденной газовой фазы, отобранной из другого пространства,
при ручной сварке углеродистых сталей различными штучными электродами
Марка (тип) электро- дов	Общая характеристика состава электродного покрытия	Состав газов, об. %				
		СО*	СО	Н2	н2о	в т
ЦМ-7	Рудпокпслое с ор- ганическими состав- ляющими в покрытии	3,34	49,8	39,0	5,44	3,82
ЦУ-1	Фтористо- кальцие- вое без органических составляющих	22,5	56,2	8,26	12,01	1,98-
Тип Е-1	Основного типа*	7—14	68—74	6—10	1—9	—
Тип Е-1	Основного типа*	3,3 .	82,3	14,4		—•
—	Органическое	1,2	42,0	51,0	5,7	
* Заимствовано из иностранных материалов. Состав покрытия неизвестен.
Перерасчет газовой смеси, получаемой при сварке электродами
с органическим покрытием (последняя строчка в табл. V.13), на
температуру 3000 К по схеме, изложенной в § 33, согласно форму-
лам (V.29) и (V.30) показывает некоторое увеличение НаО, уменьше-
ние СО2 и появление равновесного кислорода в количестве
~3 -10-Б кгс/см2. Таким образом, даже при полном исключении
проникания воздуха в дуговую область при покрытиях, содержа-
223
щих органические составляющие, там может быть кислород с пар-
циальным давлением 10—4— 1(У5 кгс/см2.
При покрытиях фтористо-кальциевого вида кислород в газовой
фазе дуги может образоваться в результате диссоциации мрамора.
Углекислый газ при высоких температурах в свою очередь диссо-
циирует на окись углерода и кислород (см. § 33, рис. V.15).
Расчет парциального давления кислорода в результате диссоциа-
ции СО2, согласно константе реакции (V.16) для температур, кото-
рые могут иметь место при дуговой сварке, приведен в табл. V.14.
Таблица VJ4
Парциальное давление кислорода от диссоциации углекислого газа
в зависимости от температуры (при Pqq-гРсо^Ро^ 1 кгс/см2)
Температура, К	2500	2800	3000
Величины константы	0,00152	0,02500	0,12900
Парциальное давление кислорода, кгс/см2	0,06	0,13	0,19
Принимая парциальные давления паров металла 0,5 кгс/см2
(т. е. тогда сумма Р(Х>]1+РСо+Ро.=^’^ кгс/см2), расчет согласно
схеме, изложенной в § 33 (стр. 208), дает следующие давления р
от диссоциации углекислого газа: при 2500 К — 0,05 кгс/см2; при
2800 К — 0,10 кгс/см2; при 3000 К — 0,17 кгс/см2. Следовательно,
парциальное давление кислорода от диссоциации СО2 может быть
при температуре ~3000 К только немного меньшим, чем парциаль-
ное давление кислорода в воздухе.
Таким образом, в предельных случаях давление свободного кис-
лорода в газовой атмосфере дугового пространства при сварке
толстопокрытыми электродами может составлять при температуре
около 3000 К от 5-10~5 до 10-1 кгс/см2, с наиболее вероятными
пределами от 5-10-3 до 1-Ю*"1 кгс/см2.
При более низких температурах, когда степень диссоциации
сложных газов меньше, парциальное давление свободного кислорода
® основном определяется поступлением воздуха в атмосферу дуги.
При этом, как показывает вышеприведенный расчет, парциальное
давление кислорода может составлять 10-3 кгс/см2. Учет восстано-
вительного характера газовой атмосферы дуги, особенно при нали-
чии в электродных покрытиях органических составляющих, может
снизить количество свободного кислорода примерно на один-два по-
рядка, т. е. при температурах затвердения сварочной ванны (~ 1500° С)
парциальное давление кислорода в газовой фазе дуги может быть
в нижнем пределе 10-3 — 10-5 кгс/см2.
Общий характер зависимости упругости диссоциации свободных
скислое ряда элементов, характерных для условий сварки различ-
.224
ных марок сталей, и парциального давления свободного кислорода
в газовой фазе дуги при сварке плавящимися штучными электро-
дами при различных температурах показан на рис. V.22. На этом
же рисунке ориентировочно указаны области парциальных давлений
кислорода в ацетиленово-кислородном сварочном пламени.
Из приведенной зависимости следует, что при дуговой сварке
сталей парциальное давление свободного кислорода газовой
фазы {POJ всегда больше упругости диссоциации окислов желе-
за ро FeO и ряда других элементов, обычно присутствующих в ста-
лях как легирующие. Таким образом, атмосфера дуги при сварке
штучными толстопокрытыми электродами является окислительной
для свариваемых сталей и вызывает окисление металла. Вследствие
этого в сварочном процессе необходимой операцией является и рас-
кисление металла.
Раскисление осуществляется посредством введения в металл рас-
кислителей. При сварке сталей (сплавов на железной основе) такими
раскислителями обычно являются Мп, Si, Ti и иногда Al. Введение
раскислителей в процессе сварки осуществляется применением леги-
рованной ими электродной проволоки (электродных стержней) или
путем добавлений их в покрытия в виде ферросплавов и других
порошков.
Следует отметить, что рис. V.22 характеризует только потен-
циальную возможность окисления металла и не отражает скорость
(кинетику) этого процесса. Скорость процесса окисления во многом
15 Заказ № 269
225
определяется скоростью поступления в реакционную зону окисли-
теля. В этом соотношении важным фактором является общее коли-
чество кислорода, успевающего поступать в реакционную зону дуги.
Подсчитаем объем воздуха, который вступает в реакцию с ме-
таллом при дуговой сварке голым электродом. Примем такое лопу-
Гд»'1	щение — при плавлении электрода диа-
1 о 1	метром d и длиной I металл забирает
I	весь кислород из воздуха в цилиндре
\	диаметром D и высотой I, при этом ко-
\	личество поглощенного металлом кисло-
\	рода А [О2]м может быть получено из
табл. V.4, за вычетом исходного содер-
______________--жания кислорода в проволоке
----------------1—1--1-1.	(0,03—0,05%), а количество воздуха
---------------------Чюкр примерно равно пяти объемам прореа-
пзп/ты тировавшего кислорода. Тогда
Рис-v'23	'₽.~=т р»л 1°*1»
4	5	4
ИЛИ
D= Й1/-^Д[ОХ.
|< Рв
где рм и рв — плотности металла и воздуха.
Подставив соответствующие цифры; получим диаметр цилиндра
воздуха, окисляющего металл при сварке от ~2,5 см при d~ 1 мм
до ~5,0 см при d=4 и 5 мм. Такой подсчет показывает, какие
большие объемы газовой атмосферы вовлекаются в процессы взаимо-
действия с металлом при дуговой сварке.
Как указывалось выше, защита металла от воздуха осущест-
вляется нанесением на электродные стержни покрытий. Для удов-
летворительной защиты и количество покрытия должно быть доста-
точным, что определяет его толщину. На рис. V.23 показана типо-
вая зависимость содержания азота в наплавленном металле от тол-
щины покрытия 6покр, а следовательно, и от относительной массы
покрытия тЭ[,/т9С (в другом, нелинейном масштабе). По таким зави-
симостям подбирают и толщину электродных покрытий, которая
при различных составах покрытия обычно определяется для сред-
них диаметров электрода (4 и 5 мм) в 0,8—1,2 мм на сторону
(25—40% от массы электродного стержня). Электродное покрытие
такой толщины в ряде случаев может явиться источником значи-
тельного количества кислорода. Так, например, при относительной
массе покрытия около 30—35% и при содержании в шихте около
50% мрамора (что является характерным для ряда составов элек-
тродных покрытий) количество выделившегося свободного кислорода
[СаСО3-> CaO4-C0-f-(I/2)O2] составит около 2,5% от массы расплав-
ленного металла стержня, т. е. примерно в 10 раз больше, чем
содержится кислорода в цилиндре воздуха диаметром 5,0 см.
226
Такое большое количество кислорода, который принципиально
может участвовать в окислении металла, расположено в непосред-
ственной близости от электродного стержня и может активно с ним
воздействовать. В связи с этим покрытия, изолируя реакционное
пространство дуги от воздуха, обеспечивают защиту металла от азо-
тирования, но не защищают его от окисления; против этого явления
приходится применять раскислители и обработку металла шлаком,
получающимся при расплавлении покрытия.
§ 35. ОСОБЕННОСТИ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ МЕТАЛЛА
И ШЛАКОВ ПРИ СВАРКЕ
Шлаками называются расплавы минерального характера, состоя-
щие из окислов как свободных, так и образующих комплексные
соединения, а также галоидов, сульфидов и др. Большинство шла-
ков нерастворимо в металлах. В расплавленном состоянии металлы
и шлаки представляют собой несмешивающиеся жидкости, разделяю-
щиеся по плотности.
Свойства шлаков и характер воздействия на металл опре-
деляются их химическим составом. Состав шлаков влияет и на их
основные физические свойства: температуру плавления, вязкость и
ее изменения от температуры, межфазное натяжение на границе
раздела шлак — металл, плотность и пр.
В настоящее время существует две теории, описывающие строе-
ние жидких шлаков, — молекулярная и ионная.
Согласно молекулярной теории шлаки представляют собой си-
стемы свободных и химически связанных неметаллических соедине-
ний (окислов и пр.), между которыми имеется подвижное химиче-
ское равновесие. При этом с металлом взаимодействуют только
свободные соединения, в частности окислы. Наличие ионов в шлаках
молекулярной теорией не отрицается, но их влиянием в общей схеме
взаимодействия шлаков с металлом пренебрегают.
По более поздней ионной теории шлаков, разработанной в основ-
ном советскими исследователями, шлаки имеют строение ионного
типа. т. е. каждый катион окружен анионами, а анион — катио-
нами. Силы, определяющие взаимодействие в шлаках,—электроста-
тического происхождения. Катионы представляют собой положительно
заряженные частицы металлов (К+, Na+, Са+, Mg+, Fe+2, Mn+2,
Мп+3), анионы — отрицательно заряженные частицы (F~2, О-2, SiO^4.
АЮ7° и др.). Ионное строение расплавленных шлаков подтверж-
дается Их электропроводностью, а также улучшением электропро-
водности с повышением температуры.
Ионная теория шлаков позволяет объяснить ряд важных явле-
ний, которые трудно или невозможно объяснить с точки зрения
молекулярной теории. Однако ионная теория недостаточно разрабо-
тана, в частности в отношении количественных расчетов. Поэтому
в дальнейшем вопросы взаимодействия шлак — металл будем рас-
сматривать на базе молекулярной теории.
15’
227
Химическое воздействие расплавленного шлака на металл в зна-
чительной степени определяется соотношением в его составе основ-
ных, кислых и амфотерных окислов. Кислыми окислами, часто
встречающимися в сварочных шлаках, являются SiO2, TiO2 и реже
Р2О5. Основными окислами в сварочных шлаках, являются NaaO,
К2О, CaO, MgO, МпО, FeO, NiO и др. Из амфотерных окислов наи-
более часто в сварочных шлаках применяется А12О5.	/
Формально преобладание кислотных или основных характеристик
шлака оценивается коэффициентом кислотности kK (или обратным
ему коэффициентом основности /г0). При этом
^=2 РА/У (R2O+RO),	(V.34)
где SRO2 — сумма молярных процентов кислых окислов в шлаке;
2(R2O+RO) — то же, основных окислов.
Иногда применяют и другие схемы расчета коэффициента кислот-
ности (по весовым процентам; по соотношению кремнезема и окиси
кальция и др.).
Рассчитанные любым из этих способов коэффициенты кислотно-
сти (или основности) дают только весьма приближенную оценку
кислотных или основных свойств шлака. Так, например, считают,
что если /гк, рассчитанные по формуле (V.34), больше 1, то шлак
является кислым, а при kK < 1 — шлак основной В действительно-
сти это не так. Кислотный или основной характер шлака проявляется
при наличии в них свободных соответственно кислых или основных
окислов А при оценке возможности получения в шлаке тех или
иных свободных окислов следует учитывать возможность образова-
ния в шлаке различных комплексных соединений. Например, воз-
можно образование как FeO-SiO2, так и (FeO)2-SiO2, т. е. одна
молекула SiO2 может связать не только одну молекулу FeO, но и
две. Поэтому шлак, состоящий из 50 мол.% SiO2 и 50 мол. % FeO,
по существу будет не нейтральным (формально kK— 1),- а кислым.
Поэтому, если исключить влияние TiO2, а рассматривать шлаки,
содержащие из кислых окислов только SiO2, то коэффициент кислот-
ности должен подсчитываться по формуле
6К=(% SiO2)/[fl(% CaO)-R6(% MgO)+c(% МпО)+
-Hf(%FeO)],	(V.35)
где a, b, сп d — коэффициенты не более единицы, учитывающие
различную силу сродства основных окислов к SiO2.
Для шлаков, применяемых при автоматической сварке под флю-
сом, содержащих SiO2 от 2 до 48 мол.%, CaO, MgO и в небольших
количествах МпО и FeO, а также от 2 до 48 мол.% CaF2, на осно-
вании экспериментальных данных Ю. И. Шкатовым были подобраны
следующие значения коэффициентов: а=1; 6=0,5; <7=0,37 и
<2=0,26.
Амфотерные окислы могут в различных условиях выступать либо
как основные, образуя комплексные соединения с кислыми, когда ко-
личество основных окислов недостаточно, либо как кислые — при из-
бытке основных.
228
Рис. V.24
Химическое воздействие шлаков на металл может быть
окисляющим и раскисляющим (посредством перевода в шлак рас-
творенных в металле окислов), а также может изменять содержание
в металле серы и фосфора.
Окисляющее действие в условиях сварки шлаков, содержащих
различное количество закиси железа, показано выше (см. табл. V. 5).
Раскисляющее и рафинирующее действия шлаков рассмотрены ниже,
в § 37, 39.
На процессы взаимодействия шлака и металла большое влияние
оказывают и физические свойства шлака. В этом отноше-
нии весьма важной характеристикой является температура плавле-
ния. Температура плавления шлаков
является значительно менее определен-
ной характеристикой, чем температу-
ра плавления металлов. Шлаки изме-
няют свою вязкость в довольно широ-
ком диапазоне температур, поэтому и
их температура плавления является
условной. В зависимости от характера
изменения вязкости ц шлаков от тем-
пературы шлаки бывают «длинные» и
«короткие». Типичные зависимости
для длинного (/) и короткого
(2) шлаков изображены на рис. V.24.
Короткими шлаками главным обра-
зом являются основные. Они затверде-
вают в малом температурном интерва-
ле, при остывании достаточно быстро переходят из состояния значи-
тельной жидкоподвижности к образованию шлаковой корки.
Кислые шлаки, как правило, постепенно изменяют свою вязкость,
постепенно густеют и после затвердевания имеют аморфное, стекло-
образное строение.
При сварочном процессе шлаки должны иметь температуру плав-
ления (затвердевания), не слишком сильно отличающуюся от темпе-
ратуры плавления металла. Если температура плавления шлака
много ниже температуры плавления металла, то он сильно расте-
кается по нагретым кромкам, слабо защищает сварочную ванну.
При очень высокой температуре плавления шлака он собирается
только в наиболее нагретой зоне. Края ванны оказываются оголен-
ными. Обычно благоприятным является такое соотношение темпера-
тур плавления металла и шлака, когда шлак плавится при темпе-
ратуре несколько ниже температуры плавления металла. Например,
при сварке сталей эта разница может составлять 200—350° С.
Однако известны случаи, когда оказывается возможным приме-
нять шлаки с температурой плавления более высокой,- чем у свари-
ваемого металла. Такое соотношение имеет место при автоматической
сварке меди под флюсом ОСЦ-45.
Вязкость шлаков при температуре плавления металла, как пра-
вило, значительно больше, чем вязкость металла, однако она не
229
должна быть очень большой. Экспериментальные исследования по-
казывают, что при сварке сталей (коэффициент вязкости г]м^0,01—
0,03 пз) удовлетворительными характеристиками обладают шлаки
вязкостью 0,8—3,0 пз при температуре — 1500° С. Шлаки вязкостью
10 пз и более оказываются непригодными для сварочных целей.
В связи с тем что большая вязкость шлаков является нежела-
тельной, в них добавляют различные плавни, в частности плавико-
вый шпат, двуокись титана Такие добавки могут придавать шлаку
и другие свойства.
Весьма важной характеристикой сварочных шлаков является
межфазное натяжение на границе раздела шлак — металл. Оно оп-
ределяет воздействие шлака на формирование наружной поверхно-
сти сварных швов при ручной, автоматической и полуавтоматической
сварке под флюсом, а также влияет на разделение перемешанных
в ванне шлака и металла.
Важными характеристиками шлаков являются также их плот-
ность и газопроницаемость. При меньшей плотности (точнее при
большей разности плотностей жидких металла и шлака) шлак легче
удаляется из сварочной ванны, всплывая на ее поверхность*.
Газопроницаемость основных шлаков, как правило, больше, чем
кислых. Это является их отрицательной характеристикой в отноше-
нии защиты металла от газовой атмосферы, но способствует лучше-
му удалению через шлак газов, всплывших на поверхность кристал-
лизующейся ванны при понижении температуры металла.
Достаточно хорошая электропроводность шлаков может явиться
положительным фактором при электрошлаковой сварке и отрица-
тельным при ручной сварке и некоторых случаях сварки под флюсом.
В целом к шлакам,/в частности к сварочным, предъявляют такой
комплекс требований, который заставляет осуществлять достаточно
сложный выбор их составов, обеспечивающих необходимые свойства
при сварке различных металлов и сплавов.
Сварочные шлаки получают посредством:
1)	расплавления (в ряде случаев после предварительно осущест-
вленного распада) механических смесей различных шлакообразую-
щих материалов, соединенных между собой связующими;
2)	расплавления шлаков, предварительно полученных из различ-
ных материалов плавлением;
3)	расплавления смесей порошков.
В процессе сварки взаимодействие этих шлаковых расплавов
с металлом в той или иной степени меняет их состав и конечный
шлак может отличаться от исходного.
По первой схеме шлаки получаются вследствие расплавления
электродных покрытий при сварке плавящимися штучными электро-
дами и керамических флюсов (гранулированных частичек обычно
размером 0,3—3,0 мм, состоящих из скрепленных связующим — жид-
ким стеклом или бакелитовым лаком — механических смесей различ-
* В процессе разделения металла и шлака важную роль играют и другие
процессы (см. гл. VI).
230
ных порошков, в основном шлакообразующих, и металлов) при
автоматической сварке.
По второй схеме шлаки получаются при автоматической и полу-
автоматической сварке под флюсом, представляющим собой гранули-
рованные частицы шлака, изготовленного предварительным сплавле-
нием окислов и галоидных соединений в электрических или пламен-
ных печах. Шлак при электро-
шлаковой сварке также образу-
ется в результате расплавления
гранулированного флюса.
По третьей схеме шлаки по-
лучаются из порошкообразных
флюсов, применяемых при газо-
вой сварке (и пайке), а также
при сварке неплавящимся элек-
тродом металлов и сплавов,
требующих применения шлако-
вой обработки ванны для обе-
спечения надлежащих свойств
металла швов.
В процессе сварки взаимодействие металла обычно происходит
как с газовой фазой, так и со шлаками. В наибольшей степени ис-
ключается влияние газовой фазы при электрошлаковой сварке.
В условиях электрошлаковой сварки электрод (проволока или
стержни определенной формы, обычно в виде пластин или плавя-
щихся мундштуков) расплавляется над металлической ванной, по-
крытой достаточно толстым слоем расплавленного шлака (глубина
этой шлаковой ванны обычно от 3 до 5 см); расплавление электро-
дов происходит также в окружении расплавленного шлака. Темпе-
ратура шлаковой ванны неодинакова. В ее нижней части, вблизи
пространства между электродом (электродами) и поверхностью ме-
таллической ванны, температура является наиболее высокой, дости-
гающей при сварке сталей 1800—2000° С. В верхней части ванны темпе-
ратура составляет около 1600'С. В высокотемпературной области
шлаковой ванны взаимодействие шлака с металлом наиболее интен-
сивно. Если в составе шлака имеются окисли кремния и марганца,
то в результате их взаимодействия с каплями расплавляющегося
электрода и стальной металлической ванны происходят обменные
реакции — кремне- и марганцевосстановительные процессы:
(SiO3) + 2 [Fe] - 2 (FeO) + [Si]	(V.36)
(MnO) + [Fe]—(FeO) + [Mn]	(V.37)
В связи с тем что сменность шлака при электрошлаковой свар-
ке невелика, в нем происходит накопление закиси железа, реакции
(V.36) и (V.37) затормаживаются и степень восстановления Si и Мп
по длине шва может измениться Так, например, изменение содер-
жания в металле слитка переплавляемых в медный кокиль двух со-
ставов проволок (марки Св-15Г с Si0,02% и Мп» 1,0% и марки
Св-10Г2С с Si «s 0,75% и Мп 1,6%) под флюсом марки АН-8 с
231
33—36% SiO2 и 24—26% MnO показано на рис. V.25, а характер
изменения состава шлака после получения слитка (проволока
Св-10Г2, флюс АН-8) длиной 250 мм приведен в табл. V.15.
Таблица V.15
Изменение состава шлака при электрошлаковом переплаве
Анализируемый материал	Состав, вес. %							
	S1O,	А 1.0,	СаО	MgO	МпО	FeO	CaFj	Р
Исходный шлак (флюс АН-8)	32,62	9,4	7,6	7,0	25,3	1.6	15,9	0,038
Шлак после пере- плава	29,0	7,0	7,8	5,5	30,6	7,7	12,9	0,0074
Как следует из табл. V.15, в шлаке происходит уменьшение SiO2
в результате кремневосстановительного процесса, увеличение содер-
жания МпО вследствие окис-
ления марганца электродной
проволоки и большое (пяти-
кратное) увеличение закиси
железа (FeO).
Окисление марганца про-
волоки в результате его
взаимодействия с двуокисью
кремния шлака возможно по
реакции, подобной (V.36)
(SiO2)+2 [Мп]=2 (MnO)+[Si].
(V.38)
Наличие в шлаке закиси железа, растворимой и в металлической
фазе (см. § 31), приводит к ее распределению между шлаком и ме-
таллом согласно константе распределения:
iFeo=-(FeO)/[FeOJ,
(V.39)
величина которой определяется в зависимости от температуры фор-
мулой
lg l/LFeo = (—6300/Т) 4-1,386.	(V.40)
Повышение количества растворенной в металле закиси железа
может привести к общему повышению содержания кислорода в ме-
талле шва, если металл в сварочной ванне не будет раскислен.
Увеличенное содержание FeO в шлаковой ванне оказывает суще-
ственное влияние и на переход фосфора из шлака в металл. Общий
характер изменения содержания в слитке по отношению к его со-
держанию в электродной проволоке (ДР-=[Р]СЛ — [Р]эп) при сварке
под двумя флюсами — АН-8 и АН-22, показан на рис. V.26.
232
Наличие кислорода и окислов в электрошлаковом процессе вы-
зывает окисление углерода; главными реакциями его окисления
являются:
[С] + [О]=СО
[C] + [FeO]-=CO+[Fe]
[С] + (МпО]=СО+[Л1п]
2[C] + (SiO2) = 2CO + [Si]
(V.41)
Обычно при небольшом содержании углерода в электродах и
свариваемом металле общие его потери при электрошлаковом сварке
невелики, около 0,03%. При высоком содержании углерода в ме-
талле (2—3%) эти потери сильно возрастают, составляя при приме-
нении шлаков со значитель-
ным содержанием SiO2 и МпО
до —0,5%.
Взаимодействие металла
со шлаками зависит не
только от их состава, но и
от режима электрошлаковой
сварки. Так, при увеличении
силы сварочного тока увели-
чивается интенсивность плав-
ления электрода, размер ка-
пель практически не измени-	V27
ется, но время их взаимо-
действия со шлаком уменьшается, что приводит к меньшему
воздействию шлака на металл. Поверхность металлической ванны,
контактирующая со шлаком, при этом не изменяется и, следова-
тельно, не может влиять на характер взаимодействия шлака с ме-
таллом.
Увеличение напряжения удлиняет время контактирования капель
металла и шлака и интенсифицирует процессы взаимодействия меж-
ду ними. Влияют на эти процессы взаимодействия род и полярность
тока при электрошлаковой сварке. Так, например, при сварке по-
стоянным током обратной полярности (плюс на электроде, минус на
изделии) к каплям, образующимся на электроде, транспортируется
кислород, интенсивно окисляющий металл. При прямой полярности
кислород транспортируется к металлической ванне. Ее удельная по-
верхность (отношение поверхности к объему) много меньше, чем у
капель, и интенсивность воздействия кислорода при этом значитель-
но меньше. Поэтому при прямой полярности степень окисления
легко окисляющихся элементов меньше, чем при обратной. Питание
электрошлакового процесса переменным током занимает по интен-
сивности процесса взаимодействия промежуточное значение.
Следует отметить, что при сварке постоянным током обратной
полярности размер капель, переходящих с электрода в ванну, мень-
ше, чем при прямой полярности; наибольший размер капель наблю-
дается при сварке переменным током.
233
Хотя при электрошлаковой сварке «непосредственного контакта
металла в реакционной зоне с газами нет, однако состав газов над
шлаковой ванной может оказать существенное воздействие на окис-
ление металла. Так, применительно к влиянию газовой фазы над
шлаковой ванной на рис- V.27 показано изменение содержания
марганца (ДМп%) при наличии над шлаком воздуха 1 (без защиты)
и аргона 2 (или азота). Во втором случае степень выгорания мар-
ганца значительно меньше, хотя флюс (шлак) в обоих случаях по
своему исходному составу является одинаковым.
В еще большей степени влияние защиты поверхности шлаковой
ванны наблюдается при электрошлаковой сварке титана, весьма
интенсивно соединяющегося с кислородом и азотом и ухудшающим
при этом свои свойства. Без защиты шлаковой ванны аргоном,
даже при шлаках, состоящих целиком из галоидов и не содержа-
щих окислов, удовлетворительных свойств металла электрошлаково-
го шва получить не удается. При защите поверхности шлаковой
ванны аргоном шов практически не насыщается вредными газами и
обладает значительно лучшими свойствами.
В еще большей степени совместное воздействие шлака и газов
на металл проявляется при других способах сварки плавлением.
§ 36. СОВМЕСТНОЕ ВОЗДЕЙСТВИЕ ШЛАКА
И ГАЗОВОЙ ФАЗЫ НА МЕТАЛЛ
ПРИ СВАРКЕ ПЛАВЛЕНИЕМ
При автоматической и полуавтоматической сварке под флюсом
ограниченном снизу расплавленным
дуга горит в газовом пузыре,
Рис. V.28
металлом, а сверху расплавленным
шлаком и нерасплявившимся, нахо-
дящимся над шлаком гранулирован-
ным зернистым флюсом. Металл рас-
плавляющегося электрода и ванны
контактирует и может взаимодейст-
вовать как с газовой фазой, так и
с расплавленным шлаком, согласно
общей схеме, изображенной на
рис. V.28, а, б.
Экспериментальных данных о
степени раздельного влияния на ме-
талл газов и шлаков по существу нет.
Имеются различные гипотезы о ха-
рактере влияния на металл этих
фаз, причем одни из них главенст-
вующую роль предусматривают за
газовой фазой, а другие — за шлако-
вой. Так, В. И. Дятловым было
предположено, что если металл
представляет собой чистое железо, а флюс состоит только из SiO2
и МпО, то в результате кремнемарганцевосстановительных про-
234
цессов в металле появятся дополнительно [Si], [Мп] и [FeO], в шла-
ке - (FeO), а газовая фаза будет состоять из паров Fe, Si, Мп,
МпО, SiO2, FeO и свободного О2 (рис. V.28, б). Учитывая, что газы
столба дуги имеют температуру от 5000 до 8000 К (см. § 15) и в
связи с этим реакции идут очень быстро, для расчета В. И. Дятло-
вым было принято предположение о достижении равновесия во
взаимодействии между газовой фазой и металлом- Тогда состав га-
зовой фазы может быть определен из решения следующей системы
уравнений:
^={Fe}{O2}i/2/{FeO};
tf2={Mn}{OJV2/{MnO};
tf3={Si}{O2}/{SiOJ;
{O2}=^{Mn)+{Si} -1 {FeO} *;
{O2)4-{S}+{Mn}+{Fe}-b{O2}+{MnO}+{FeO}=l;
{Fe}=x; {SiO2}/{MnO}=y,	(V.42)
где x — парциальное давление паров железа, которое может быть
различным; В. И. Дятловым, как наиболее вероятное, принято х от
0,6 до 0,85 (это предположение, видимо, не очень далеко от оценен-
ного выше — см. § 34); у — соотношение кремнезема и закиси мар-
ганца, отвечающее составу исходного флюса.
В связи с тем что зависимости констант К?, Кз от темпера-
туры (посредством экстраполяции на высокие температуры) извест-
ны, система уравнений (V.42) может быть решена.
Результаты таких расчетов состава газовой фазы приведены на
рис. V.29 в виде парциальных давлений различных составляющих.
Парциальные давления {SiO2}, {МпО} и {FeO} на рисунках не при-
ведены, так как они в сумме составляют для различных случаев
только от 0,01 до 0,05 кгс/см2.
* Количество свободного 10^} определяется кислородом, освободившимся от
МпО, т. е 1/2 {Мп), от SiO2, т. е. {Si}, и несвязавшегося в FeO 1/2 (FeO).
235
Приняв предположение о наиболее вероятном парциальном дав-
лении паров железа {Fe}=0,75 кгс/см2 оказалось, что парциальное
давление свободного кислорода вне зависимости от температуры от
5000 до 8000 К (рис. V.29, а) и состава флюса — соотношения в нем
SiO2 и МпО (рис. V.29, б) составляет около 0,1 кгс/см2, т. е.
ро2 » Ю~] кгс/см2.
Парциальное давление паров марганца и кремния зависит от со-
става флюса и при 6000 К может достигать 0,1—0,18 кгс/см2
(рис. V.29, б), мало завися от температуры в принятом диапазоне
(рис. V.29, а). Более высокие значения {О2}, {SiO3} и {МпО} могут
быть только при низком давлении паров железа (рис- V.29, в), что
мало вероятно.
Для определения концентрации [Мп] и [Si], поступающих в ме-
талл в результате взаимодействия с газовой фазой, В. И. Дятлов
воспользовался равновесными значениями упругости паров этих
элементов над расплавом (см. § Зч), рассчитывая их по формулам:
55 150	,	72 5П0	- ~
Рмп=—---------- + 4,97о; p&i  -----г 7,6.
4.5757	А.575Г
Приняв температуру металла 2450° С, В. И. Дятлов рассчитал и
концентрации [Мп] и [Si], отвечающие их парциальному давлению
{Мп} и {Si} в газовой фазе. Следует отметить, что в расчете эта
температура была принята для сварочной ваппы. Фактически темпе-
ратура стальной ванны при сварке много ниже (см. § 29) и реакции
на ее поверхности значительно менее интенсивны. Однако эта тем-
пература близка к температуре капель электродного металла в ду-
говом промежутке, и этот расчет можно отнести к наплавленному
металлу.
Результаты расчета В. И. Дятлова для крайних значений пар-
циальных давлений паров железа по легированию металла марган-
цем и кремнием для различных составов флюса приведены в
табл. V.16.
Таблица V.16
Равновесные концентрации кремния и марганца в металле
, кгс/см2 Fe	(SiO,}/(MnO)=l		(SI02)/(MnO)=3		(SiOj/(MnO)=10	
	[Ы]. %	[Мп]. %	[Si], %	[Мп]. %	[Si], %	[Мп]. %
0,60 0,85	0,12 0,07	4,0 2,33	0,15 0.09	1,33 0.78	0,18 0,11	0,54 0,31
Хотя принятая методика расчета и исходные допущения весьма
приближенно отражают реальдый процесс, полученные значения ле-
гирования стали марганцем и кремнием отражают фактические ре-
зультаты, являющиеся характерными при сварке под флюсом. Это
подтверждает существенную роль реакций между газовой фазой и
металлом при этом способе сварки.
236
Развивая эти положения на поглощение кислорода только на-
плавленным металлом и считая долю основного металла в ванне не
меняющей свой состав, М. Д. Шипковым была получена достаточно
удовлетворительная сходимость расчетных и экспериментально полу-
ченных содержаний кислорода в металле швов, выполненных под
флюсами различного состава при обычных режимах сварки низко-
углеродистых сталей
Недостатком рассмотренной схемы является отсутствие в ней
учета влияния количества реагирующих веществ (определяемых от-
носительным количеством флюса на единицу металла т^т^, зави-
сящего от режима сварки, хотя известно, что степень изменения со-
става металла при сварке под флюсом зависит от режима.
Другой крайней точкой зрения является признание определя-
ющей роли реакций взаимодействия непосредственно между жидки-
ми металлом и шлаком.
И. И. Фру мин, показывая специальными опытами отсутствие
равновесия при 1500° С между металлом и конечным составом шла-
ка, считает, что основным фактором в этом процессе является мас-
сопередача. Особенно важной при этом является величина межфаз-
ной поверхности.
Процесс взаимодействия металла со шлаком усиливается их силь-
ным перемешиванием, причем капли металла опускаются («тонут») в
основной части шлакового покрова над ванной, а скоагулировавшие
частицы шлака всплывают из металлической ванны. Частицы с наи-
более развитой относительной поверхностью, т. е. более мелкие, ре-
агируют в большей степени. Анализ капель металла, извлеченных
из шлаковой корки, подтверждает это положение (табл. V.17).
Таблица V.17
Результаты спектрального анализа капель различного размера»
извлеченных из шлака
Размеры (диаметры) капель, мм	Содержание Мп в каплях {сварка проволокой из стали 70 с содер- жанием Мп=О,34% под флюсом АН-34, с (МпО)=35%), %	Содержание Сг в каплях (сварка проволокой ЭИ-701 с содержанием Сг—292% под флюсом АН-20), ‘,0
1,4—1,6 0,8—1,1 0,4—0,6 0,1—0,2	1,21; 1,17; 1,23; 1,31; 1,59; 1,38; 1,16; 1,84; 1,90; 2,21; 2,22; 1,77; 2,52; 3,50; 3,60;	2,85; 2,59; 2,68; 2,71; 2,65; 2,50; 1,66; 0,84; 0,74; 2,29; следы; следы
Проявлением массопередачи и изменением размера капель и шла-
ковых частиц он объясняет и влияние режима сварки на процессы
восстановления кремния и марганца из флюса и окисление титана,
хрома и других элементов из металла.
Результаты влияния сварочного режима (силы сварочного тока
и напряжения дуги) на состав пятого слоя наплавки (для максималь-
ного исключения влияния состава основного металла — см. гл. VI)
показаны на рис. V- 30, а—г (ан б — проволока из стали 70, 0 3 мм,
237
флюс АН-348; виг — проволока Г1П-ЗХ2В8, 0 3,5 мм;------</д=25В;
О — О Ад=30В; Д—Д	85В; х—X Ая—42В). Как следует из
этих зависимостей, влияние оказывается наиболее сильным при огра-
г)
ничейной силе сварочного
тока (для диаметра 3 мм
/Гв<400 Л). Влияние ско-
рости сварки в целом мень-
ше, чем силы тока и на-
пряжения дуги.
Однако такой характер
зависимости может быть
объяснен и качественным
изменением характера пе-
рехода металла с электро-
да в ванну при изменении
силы тока. Удо Франц при
примерно таком же диа-
метре электродной прово-
локи киносъемкой показал,
что при /<400А крупные
капли перетекают по шла-
ковому куполу, контакти-
руя со шлаком, а при
>400А они перелетают в.
дуге без непосредствен-
ного контакта со шлаком.
В этом случае взаимо-
действие со шлаком сла-
бее. Заштрихованными
прямоугольниками на
рис. V.30, б, г показаны те
же результаты И. И. Фру-
мина, но обработанные с
точки зрения качественно-
го изменения взаимодейст-
вия металл — шлак при
изменении характера пере-
носа капель.
Такое же ослабление
взаимодействия при искус-
ственном отделении шлака
от контакта с каплями
Рис. V.30	металла получено в опы-
тах К- В. Багрянского и П. Ф. Лаврика.
Спедует считать, что в процессе автоматической и полуавтомати-
ческой сварок не весь шлак взаимодействует с металлом в одинако-
вой степени. В связи с меньшей температурой плавления флюса по
сравнению с металлом часть его может расплавляться в той части
флюсового покрова, где уже металл ванны закристаллизовался.
238
Часть расплавленного флюса, особенно его верхние слои, даже при
достаточной подвижности могут не контактировать с металлом, или
этот контакт получается в относительно холодной части ванны, где
реакции происходят медленнее, а длительность контакта невелика.
Наоборот, часть шлака, непосредственно омывающая капли металла
на электродной проволоке и в процессе их переноса в дуге, может
реагировать очень интенсивно. Так же интенсивно может реагиро-
вать шлак, попадающий в ванну в ее передней части.
Схема воздействия шлака на металл по степени завершенности
реакций взаимодействия представлена на рис. V.31. Из относитель-
ной массы шлака (тф/тм), расплавляющегося при сварке, некоторая
его часть совсем не реагировала с металлом, что показано на ри-
сунке как степень завершенности реакции взаимодействия, примерно
равной нулю (правая часть
кривых /, 2, «?). Другая часть
шлака (левая часть кривых /,
2, 3) успевает прореагировать
почти полностью и степень за-
вершенности ее реакций взаимо-
действия близка к предельной
(условно принятой за единицу).
Кроме того, определенная часть
шлака по характеру воздейст-
вия на металл находится в про-
межуточном состоянии и имеет
переменную степень завершен-
ности реакций взаимодействия.
Рис. V.31
реакций рассматриваемой части шлака
Эта степень завершенности
может быть различной и зависит от свойств шлака (его подвижно-
сти, вязкости) и скорости протекания реакций между шлаком и эле-
ментами металлического расплава (что определяется степенью отда-
ленности системы от равновесия, скоростью транспортировки реаги-
рующих веществ к межфазной границе и в некоторой степени срод-
ством элементов, находящихся в различных фазах).
При большой скорости взаимодействия относительная степень за-
вершенности реакций характеризуется на рисунке кривой 1, при
малой скорости — кривой 5, при промежуточной — кривой 2. Упро-
щенно любую такую зависимость можно заменить равновеликим по
площади прямоугольником, показанным на рис. V.31 пунктирной
линией. Как показали эксперименты, при реакциях слабоокислитель-
ных основных флюсов с сильными раскислителями, находящимися
в металле (Ti, Al в сталях), приближенно можно считать, что доля
шлака, активно участвовавшего в процессах взаимодействия с ме-
таллом гПыУоЪщ, составляет около 20—30% от его общего коли-
чества (/Лф/тм)^*.
Составы газовой фазы из дуговой полости при сварке под флю-
сом, определенные анализом после конденсации паров и некоторого
перераспределения элементов в сложных газах в результате их ох-
лаждения, приведены в табл. V.18.
239
Таблица V.18
Состав охлажденной газовой фазы, отобранной из зоны дуги
при сварке под флюсом
Условия сварки	Состав, об. %				
	со	СО,	на	n2	Примечание
Флюс АН-3 — стек-	86,2	—	9,3	4,5	Отбор газа
ло, дуга нормальная					в ампулы
Флюс АН-3—стек-	67,9	—	18,3	13,8	
л о, дуга длинная					
Флюс АН-3 — нем-	73,6	0,9	13,4	12,1	
за, дуга нормальная					
Флюс АН-3 — пем-	29,4	1,6	24,5	44,5	
за, дуга длинная					
Флюс кислый, кром-	76,2—	3,3—	14,4—		Анализ из
ки очищены	82,3	4,6	20,4		корки
Флюс кислый, кром-	61,7—	5,1—	17,7—	Определения	
ки со ржавчиной	75,9	10,0	28,3	не удались	
Из приведенных данных следует, что при сварке под пемзовид-
ным (гранулированные частицы пустотелы) флюсом содержание азота
в газовом пузыре больше, чем при стекловидном (гранулированные
частицы плотные — сплошные), и что при длинной дуге воздух силь-
нее проникает в газовый пузырь дуги под флюсом.
При наличии ржавчины на свариваемых кромках концентрация
водорода в газах атмосферы газового пузыря повышается.
Значительное влияние газовой фазы при автоматической сварке
подтверждается растворением металлом сварочной ванны и сварным
швом водорода. При этом степень его растворения при сварке по
кромкам, имеющим ржавчину, т. е. когда относительное содержание
водорода в газовой фазе повышается, также возрастает. Это являет-
ся прямым доказательством взаимодействия металла с газовой фазой
при дуговой сварке под флюсом, кроме его взаимодействия с рас-
плавленным шлаком.
Так как повышение концентрации водорода в твердом металле
отрицательно сказывается на некоторых его свойствах (см. гл. VH),
одной из задач металлургии сварочных процессов является исклю-
чение его повышенной концентрации в металле. Наиболее радикаль-
ными способами решения этой задачи являются:
1) снижение парциального давления свободного водорода в газо-
вой фазе дуги;
2) создание условий для своевременного удаления водорода из
металла.
Первый способ сводится к образованию в газовой фазе устойчи-
вых соединений водорода с другими элементами, что снижает пар-
циальное давление свободного водорода над металлом, а следова-
тельно, и количество растворенного металлом водорода (см. § 32).
Обычно это достигается связыванием водорода газовой фазы в тер-
мически устойчивые соединения, не диссоциирующие (в значительной
240
степени) в дуге. Основным из таких соединений является HF, полу-
чение которого основано на промежуточном получении SiF4 по
реакциям:
t [ 2CaF24-SiO2—2CaO |-SiF4
SiFa+2H2O^SiOa+4HF
2CaF24-2H2O=2CaO+4HF
CaF2+H2O-CaO4-2HF.	(V.43)
Таким образом, одновременное присутствие во флюсах CaF2 и
SiO2 способствует связыванию свободного водорода в термически
устойчивое соединение типа HF и тем самым уменьшает растворение
водорода в расплавленном металле. В несколько меньшей степени
возможно и непосредственное образование HF при реакции СаЕ,
и Н2О.
Аналогичный результат может быть получен при связывании
водорода кислородом. Наличие кислорода в газовой фазе приводит
к окислению металла, что также снижает растворимость в нем во-
дорода (см § 32).
В целом воздействие и газовой, и шлаковой фаз на металл
возрастает не только с повышением температуры, но и с увеличе-
нием относительной поверхности раздела металлической и газовой
(или шлаковой) фаз. Поэтому влияние газа и шлака на капли ме-
талла до их поступления в сварочную ванну, как правило, значи-
тельно больше, чем на металл сварочной ванны, удельная поверх-
ность которой значительно меньше.
Если выразить изменение содержания какого-либо элемента [х]
в электродном и расплавляющемся основном металле в результате
их взаимодействия с флюсом при сварке соответственно как ±А |х]э.л
и ±Д|х]о.м, то его конечное содержание в металле шва [х]ы.ш может
быть представлено формулой
Им.и=Т (Ио.м±А Ио.мЖ1 — У) (Мз.п± А Из. п),	(V.44)
где у — доля участия основного металла в шве; (1—у) — доля уча-
стия измененного в условиях сварки электродного металла (наплав-
ленного) в шве.
В связи с трудностью раздельного определения А [х]ом и А [х1Э1П.
обычно оценивают общее изменение состава металла при сварке
под флюсом в виде упрощенной формулы
Им.ш=УМо.ыЧ (1 — У) Иэ.п±А[х],	(V.45)
где А [х] представляет собой различие между конечным содержанием
элемента [х] в металле шва и его расчетным исходным составом,
получаемым по правилу смешения двух металлов при их долевом
участии у и (1 — у).
При значительных величинах ±Д [г], указывающих на измене-
ние состава металла в результате его взаимодействия с флюсом —
шлаком, такие флюсы называются активными по этому элементу х.
16 Заказ № 269
241
При Л[х]^О флюс считают пассивным. Он не влияет на изменение
содержания элемента х в металле в процессе сварки под флюсом.
Флюсы, содержащие значительные количества SiOs и МпО,
в связи с кремнемарганцевовосстановительными процессами увели-
чивают в металле шва и концентрацию кислорода, что для некото-
рых сталей, а также активных металлов (например, титана) и спе-
циальных сплавов (жаропрочные никелевые сплавы, легированные
Ti и А1) недопустимо. Поэтому в последнее время все большее рас-
пространение получают флюсы, не содержащие, или содержащие
минимальное количество окислов, легко восстанавливаемых в усло-
виях сварки. В связи с этим получили распространение флюсы,
сплавленные из весьма стойких окислов CaO, MgO, А13О3 с различ-
ными добавками CaF2, а также бескислородные флюсы на базе га-
лоидных соединений (CaF3 и др.).
Применение тех или иных флюсов определяется свойствами сва-
риваемого металла, в частности сродством к кислороду основы
-сплава и его легирующих добавок и примесей. Так, для сварки под
флюсом титана и его сплавов применяют бескислородные флюсы на
базе CaF2; для алюминия и его сплавов — на базе ВаС12, NaCl,
КС1 и др. *; для жаропрочных никелевых сплавов — па базе CaF2
с добавками NaF и др. Высоколегированные стали, например, раз-
личные марки аустенитных хромоникелевых и других сталей свари-
вают под флюсами на базе CaO, MgO, А1,О3, CaF2 с минимальным
количеством SiO2 (в пределах обычно до 3%). Для сварки средне-
легированных сталей применяют различные флюсы: от содержащих
большие количества SiO2 и МпО до флюсов системы CaO, MgO,
AI .Ой, CaF2 с относительно небольшим количеством SiO2 (обычно
до" 10%).
Для ряда специальных случаев сварки и наплавки используют
керамические флюсы, изготовляемые из порошков СаСО3, CaF2,
раскислителей и легирующих, скрепленных связкой (обычно жид-
ким стеклом). Характер их взаимодействия с металлом близок
к взаимодействию электродных покрытий при сварке штучными
электродами
Как указывалось в § 34, современные электродные покрытия
при средних диаметрах электродов (4—5 мм) имеют толщину около
1 мм на сторону и относительную массу около 30—40%. При плав-
лении таких электродов, вне зависимости от режима сварки, соот-
ношение между реагирующими количествами металла и покрытия
остается постоянным**. Поэтому изменения состава наплавленного
металла при изменении режима сварки значительно меньше, чем
при сварке пол флюсом, когда соотношение реагирующих количеств
металла и флюса в значительной степени зависит от режима.
* При сварке алюминия и его сплавов дуга открыта и горит над флюсом,
покрывающим металл. Этот процесс называется сварка по флюсу.
** При больших толщинах покрытия (больших /лэ. п/щэ. с). по данным
А. А. Ерохина, не все покрытие взаимодействует с металлом электродного стержня.
242
В зависимости от назначения электродов, состава и свойств сва-
риваемого металла электродные покрытия имеют различный состав.
По применяемым в покрытиях шлакообразующим и газообра-
зующим материалам электродные покрытия разбивают на основные
четыре вида:
1.	Рудно-кислые покрытия, в которых в качестве шлако-
образующих используются окислы железа, марганца, кремния и
титана, а газообразующими являются органические соединения
(крахмал, декстрин и др.); в качестве раскислителей в покрытиях
этой группы в основном используется ферромарганец.
2.	Рутиловые покрытия, обеспечивающие шлак с доста-
точно значительным содержанием рутила (TiOJ; в качестве других
шлакообразующих применяются полевой шпат, магнезит; газовая
защита в этих покрытиях создается карбонатами и распадом орга-
нических составляющих покрытия, а раскисление — ферромарганцем.
3.	Фто ристо-к а л ьциевы е покрытия, построенные на
базе карбоната кальция (мрамор) и плавикового шпата (CaF.J; га-
зовая защита создается вследствие диссоциации СаСО3, а для рас-
кисления применяют ферросилиций, ферротитан и ферромарганец.
4.	Органические покрытия, создающие защиту от воз-
духа значительным количеством органических соединений при мень-
шем количестве шлакообразующих (окислы железа, кремния, титапа);
для раскисления в этих случаях применяют ферромарганец и фер-
росилиций
Как указывалось в § 29, в связи с нагревом электрода и элек-
тродного покрытия в приближающейся к торцу электрода части
еще до его расплавления начинает происходить ряд реакций в по-
крытиях. К таким реакциям относятся, например, распад органи-
ческих составляющих [согласно формуле (V.33)]. При температуре
выше 350—500° С происходит диссоциация ряда термически неустой-
чивых высших окислов:
2 (МпО2)-*2 (МпО)+О2; 2 (Fe2Os)->4 (FeO)-j-O2 (V.46)
При более высоких температурах (обычно выше 600° С) диссоциируют
и карбонаты
CaCO3^CaO-rCO2; MgC0^MgO+CO2	(V.47)
При этом могут происходить как прямое окисление различных эле-
ментов, имеющихся в покрытии в неокисленном состоянии (обычно
в составе ферросплавов), так и различные обменные реакции, на-
пример:
2 [Мп]-[О2^2 (МпО); [Si ]F (SiO2)
3 [Mn]+(Fe2O3)-^3 (MnO)+2 [Fe]
[Mn]4-(FeO)->(MnO)4 [Fe]; [Mn]+(MnO2)->2 (MnO)
(V.48)
Одни из этих реакций [например, (V.47)] являются эндотермич-
ными, другие [(V.46), (V.48)] — экзотермичны. Общий тепловой
эффект этих реакций может быть весьма значительным. Например,
при электродах руднокислого типа марки ЦМ-7 он составляет
1б:
243
около 10% от тепловой мощности дуги при обычных для этих
электродов режимах, что несколько ускоряет плавление электрода.
Вблизи торца электрода расплавленный металл, покрытие и
образующаяся газовая фаза интенсивно взаимодействуют друг
с другом. При этом жидкий металл может окисляться выделяю-
шимся из покрытия кислородом и углекислым газом, а также
в результате непосредственного взаимодействия с окислами шлака,
образующегося при плавлении покрытия. Одновременно происходит
и растворение в металле неокисленных элементов из покрытия
ферросплавов, продуктов легковос-
станавливаемых окислов покры-
тия, например NiO, Сн3О и др.).
В результате состав металла ка-
пель изменяется по отношению
к исходному составу электродно-
го стержня Эти реакции взаимо-
действия продолжаются и в пе-
риод перехода металла через ду-
говой промежуток в сварочную
ванну, находящуюся на свари-
ваемом изделии.
В сварочной ванне происхо-
дит смешивание расплавленного
основного металла и металла, по-
ступающего с электрода в виде
капель. Так как капли поступают в ванну с достаточно большой
скоростью, часть их тонет в сварочной ванне. В связи с этим
не только на поверхность, но и во внутренние объемы ванны
поступает расплавленный шлак и газы в виде пузырей, имеющихся
в каплях наплавляемого металла.
По мере перемещения расплава из наиболее горячей «головной»
части ванны в более холодную ее «хвостовую» часть в ванне осу-
ществляется разделение металла и нерастворимого в нем шлака
и всплывание газовых пузырей. При этом происходит образование
комплексных соединений различных шлаковых составляющих,
укрупнение и коагуляция шлаковых выделений и их удаление
на поверхность ванны вследствие всплывания и «выталкивания»
фронтом растущих кристаллов (см. гл. VI). Такое промывание
металла шлаком в ряде случаев оказывается полезным для его
очистки от вредных примесей.
В хвостовой части ванны происходит также ряд реакций, глав-
ным образом между закисью железа и элементами с большим
сродством к кислороду, чем железо (см. § 37). При этом могут
образовываться различные окислы, например МпО и SiO2 и др.
В связи с самой сущностью реакции между растворенной в металле
закисью железа (или другого окисла при сварке нежелезных спла-
вов, например Cu2O, NiO и пр.) и элементами-раскислителями
получающиеся новые окислы являются дисперсными и плохо уда-
ляются из ванны, если не произойдет их укрупнение. Процессу
244
удаления способствует образование более легкоплавких комплексных
соединений. С этой точки зрения получение одновременно несколь-
ких окислов, образующих комплексные соединения, является
благоприятным Так, на рис. V.32 штриховкой показана область
шлаковых составов из МпО и SiO2, являющаяся благоприятной
для удаления окислов из ванны; при этом: 1 — граница твердого
кремнезема; 2 — граница твердых растворов на основе закиси мар-
ганца; А и В — гетерогенные частицы продуктов раскисления в жид-
ко-твердом состо я НИИ.
На этой основе, например, при сварке в атмосфере защитного
углекислого газа осуществляют раскисление Мп и Si совместно,
вводя их в электродную проволоку в определенных соотношениях.
Для улучшения металла промывкой его достаточным количеством
шлака в некоторых случаях сварки в атмосфере углекислого газа
дополнительно вводят в процесс флюс-шлак. При этом флюс делают
либо магнитным (тогда он вводится в дугу, притягиваясь к элек-
тродной проволоке), либо изготавливают проволоки специального
профиля с запрессованным в ее внутренних частях флюсом.
Окисленный в результате взаимодействия с углекислым газом металл
далее обрабатывается шлаком, подобно рассмотренному выше.
§ 37. ПРОЦЕССЫ РАСКИСЛЕНИЯ МЕТАЛЛА
ПРИ СВАРКЕ ПЛАВЛЕНИЕМ
Ранее отмечалось, что при повышенном содержании кислорода,
как правило, свойства металла ухудшаются. В связи с тем что
в условиях сварки обычно создается благоприятная обстановка
для повышения концентрации кислорода в расплавленном металле,
одним из весьма важных процессов является раскисление металла.
Раскисление — это процесс удаления из жидкого металла
кислорода (как растворенного в основе сплава, так и в виде хими-
ческих соединений с другими элементами). Удалить кислород
из металла можно воздействием раскислителей (осаждающее
раскисление) или шлаков (диффузионное раскисление).
Общая схема воздействия раскислителей отмечена в § 31. Раскис- i
лителями являются элементы, которые при температуре процесса ,
и соответствующей ей концентрации обладают большим сродством
•к кислороду, чем элемент-основа сплава и его легирующие состав-
ляющие.	'
Раскислители в результате взаимодействия с окисленным металлом
при осаждающем раскислении могут образовывать либо газообразные,
либо конденсированные (жидкие, твердые) продукты реакции.--------
Реакция раскисления в общем виде может быть представлена
как
[МехОу]+z [Raj=х [Me]+(RazOy),	(V.49)
где [МехОу] — концентрация окисла основы сплава Me; Ra — обозна-
чение элемента раскислителя.	----1
245
Константа такой реакции
/<=[МеК [Ra/)y]/[RaF [MexOJ.	(V.50)
Решая относительно [MezOJ, получаем
[МехОу]=[МеНКаД,]/Л [Rap.	(V.51)
В связи с тем что при восстановлении некоторого количества
окисла Me концентрация основы сплава практически не изменится,
Можно считать [Ме]л величиной постоянной (|Ме|^ 1).
Окисел раскислителя Ra?Oy.
как правило, мало растворим
в металле и удаляется в шлак.
Его растворимость в металле тогда
определится константой распреде-
ления LKa2oy=(RazOy)/[Ra2OJ и не
зависит от концентрации [MezO ]
и [Ra|. Поэтому можно считать
[Ra2O ] величиной, вводимой в по-
у ] _ ______________________
стоянную. Тогда - [Mep[Ra2O ]
К	J
можно считать другой постоянной
К'. В этом случае из уравнения
(V-51) получим
[Mel.Oy][Rap=const. (V.52)
В связи с тем что |McxOJ ха-
рактеризует по существу раство-
ренный в металле кислород, то связь между этим кислородом
и количеством раскислителя определяется зависимостями типа раз-
личных гипербол. Схема таких гипербол изображена на рис. V.33.
Например, при x~z=y—l в графическом изображении, при
масштабе ординат по отношению к масштабу абсцисс как 1 : Л',
гипербола является симметричной (линия /). При к=у=г/2=1
характер гиперболы изображен линией 2.
Из приведенных зависимостей следует, что для уменьшения
содержания растворенного в металле кислорода количество раскис-
лителя должно увеличиваться.
В связи с кратковременностью процессов обработки жидкого
металла в сварочной ванне равновесие при сварке не достигается
и количество раскислителя следует брать большим, чем при равно-
весных условиях (см. § 30 и 31).
Равновесие реакции (V.49) зависит от температуры. Так, для
экзотермичных реакций раскисления равновесные соотношения
[МехОу] и [Ra| при повышении температуры смещаются в сторону
увеличения [Ra] для тех же концентраций [МехОу], а для эндотер-
мичных — наоборот. Снижение температур действует в противопо-
ложную сторону, т. е., например, для экзотермичных реакций для
тех же равновесных значений [МехОу] концентрация [Ra] может
быть меньшей.
246
--1
Рассмотрим раскисление с образованием газообразных продуктов
реакции. Наиболее характерной из таких реакций является раскис-
ление углеродом, например, при сварке сплавов на железной
основе [FeO]-r[C]=CO+[Fe]. Растворимость окиси углерода в рас-
плавленном железе ничтожна; практически ее можно считать нерас-
творимой. Вследствие этого образующаяся окись углерода выде-
ляется в виде пузырьков, стремящихся всплыть из сварочной
ванны. Равновесная концентрация закиси железа в сварочной
ванне понижается при повышении концентрации в металле угле-
рода {см. рис. V.9).
При высоких температурах активность действия углерода как
раскислителя весьма высока. Повышение его активности при сни-
жении температуры меньшее, чем ряда других раскислителей (напри-
мер, Ti, Si, Мп и др.), что качественно следует из рис. И.6, II.7.
Поэтому его раскисляющая способность при понижении температуры
отн осител ьно снижается.
Выделяющиеся газовые пузыри вызывают кипение сварочной
ванны. Если реакция раскисления углеродом продолжается и при
снижении температуры до температуры кристаллизации металла,
то это может привести к тому, что газовые пузыри не успеют
удалиться из металла и останутся в твердом металле в виде пор.
Поэтому всегда желательно подавить эту реакцию при понижении
температуры сварочной ванны дпугими реакциями раскисления,
при которых газы не выделяются. Это достигается повышением
концентрации других раскислителей (Ti, Si, Мп и др.) в металле
и понижением концентрации углерода. В связи с этим при сварке
стремятся иметь в сварочной ванне невысокую концентрацию угле-
рода, применяя низкоуглеродистый добавочный металл, особенно
если в металле нет достаточного количества других сильных
раскислителей (например, Ti, Al).
Раскисление углеродом, однако, имеет большое значение и при
этих ограничениях, так как в виде окисла углерода из металла
уносится значительное количество кислорода. Представление о роли
углерода в раскислении сварочной ванны дают расчеты, приведен-
ные в табл. V.19.
Аналогичные процессы раскисления с образованием газообразной
фазы могут происходить при взаимодействии окисленного металла
с водородом. Особенно сильное влияние на свойства сварного
соединения такое раскисление оказывает при сварке меди.
Весьма важными являются процессы раскисления с получением
конденсированных продуктов реакции.
При раскислении металла раскислителями, дающими конденси-
рованные продукты реакции, степень раскисления зависит от ряда
факторов. Так, например, зависимость степени раскисления от кон-
центрации раскислителя в металле определяется формулой (V.52).
Наличие окисла раскислителя RazOy в растворе влияет на процесс
раскисления согласно формуле (V-51). Увеличение содержания
RazOy в металле fa следовательно, и в шлаке согласно константе
распределения LRa о ) ослабляет действие раскислителя Ra. Напри-
Z у
247
Таблица V.19
Участие углерода в раскислении металла при сварке
Марка электрода или флюса	Содержание углерода в металле, %		Количество кислорода, унесенного углеродом, вес. %	Авторы
	проволоки	шва		
Голые электроды	0,09	0,03	0,08	Ерохин и
(сварка без защиты)	0,12	0,07	0,067	Куликов Алов
	0,20	0,08	0,16	»
Электроды с покры- тием ОММ-5	0,17	0,09	0,107	э
Сварка под флюсом ОСЦ-45	0,13*	0,09	0,053	Любавский
* Расчетная исходная концентрация в сварочной ванне по долевому участию проволоки
(0,114%С) и основного металла (0.14%С).
мер, раскисление сварочной ванны при сварке сплава на железной
основе производится Mn, Si, Ti и Al. Окислы этих же элементов
до 2050 °C. Образующиеся’ окислы в сварочной ванне будут либо
твердыми, либо расплавленными. В наибольшей части объема сва-
рочной ванны эти окислы выпадают в твердом состоянии, что
определяет их размеры. В основном это мелкие, дисперсные
твердые (или твердо-жидкие) частицы в металлическом расплаве.
Степень очистки металла от неметаллических (окисных) включе-
ний в значительной степени определяет и конечные свойства остыв-
шего металла. Общая зависимость ударной вязкости металла шва,
соответствующего по составу низкоутлеродистой стали, от содер-
жания в нем силикатных включений представлена на рис V.34. Как
следует из этой зависимости, ударная вязкость металла швов
248
понижается при увеличении содержания в нем включений окислов
раскислителей. Поэтому задачей раскисления является не только
связывание кислорода, растворенного в металле, но и удаление
окислов из металла в шлак. Общие принципы такого удаления
изложены в предыдущем параграфе. Следовательно, применение
шлаков и раскислителей, дающих тугоплавкие, малокоагулирующие
окислы, остающиеся в дисперсном состоянии в сварочной ванне
в период ее кристаллизации, является нежелательным. С точки
Рис. V.35
зрения конечных свойств металла нежелательно иметь в нем
неметаллические включения остроугольной формы.
Некоторые закономерности превентивного связывания кислорода
покрытия и раскисления металла при сварке электродами с покры-
тиями фтористокальциевого вида могут быть рассмотрены на основе
экспериментальных исследований Т. Н. Дубовой. Если в покрытие
на базе мрамора (—50%) и плавикового шпата (—20%) цводить
различные количества ферросилиция, то можно получить различные
количества кремния, отнесенные к металлической части элект-
рода [Si],. Зависимость количества кремния в наплавленном метал-
ле от [Si|a для этого случая показана на рис. V.35, а. Как
следует из рисунка, даже при отсутствии кремния и в прово-
локе ([Si]a.n яэ 0), и в покрытии, т. е. при [Si]a=0, в наплавленном
металле анализом обнаруживается около 0,02—0,05% Si в резуль-
тате восстановления SiO2, находящегося в покрытии, и наличия
в металле мелких включений Si02.
При увеличении [Si]3 до 1,7—1,8% от массы металла электрода
увеличения практически не происходит. Это указывает на
249
то, что такое количество Si тратится на связывание кислорода
(раскисление). При дальнейшем увеличении [Si]3 наблюдается прак-
тически линейный рост кремния в наплавленном металле.
Если бы не было потерь кремния от окисления, то рост его
содержания в наплавленном металле происходил по штриховой
линии /. Заштрихованный треугольник abc показывает затраты
кремния на связывание кислорода (как в покрытии, так и в жид-
ком металле) при его содержании в электроде до — 1,8%.
Если бы при содержании [Si[3>l,8% весь остальной кремний
переходил в наплавленный металл без потерь, то его содержание
на рис. V.35, а отвечало бы штриховой линии 2. Заштрихованный
треугольник cde показывает дополнительные потери кремния при
его большем количестве в электроде.
Основные потери кремния на раскисление определяются коли»
чеством кислорода, которое может быть выделено из самого покры-
тия. Так как плавиковый шпат практически почти не содержит
кислорода, а окислы кремния (из жидкого стекла, кварцевого
песка) в качестве окислителя кремния из рассмотрения должны
быть исключены, источником кислорода покрытия может быть
мрамор. При разложении мрамора согласно реакции (V. 13) макси-
мальное количество кислорода может быть 16/100 от массы мрамора
^СаСО3 ->СаО 4-СО+уО2
(100)	(56)	(28) (16)
я%.п/"%.с=0,3 количество освобождаемого кислорода из покрытия
к массе металла стержня [О]э—(16/100) 46-0,3=2,2% (где 46 — про-
цент содержания СаСО3 в покрытии с учетом сухого остатка жид-
кого стекла). Для связывания этого количества кислорода по фор-
муле Si-|-O2=SiO2 необходимо кремния
[Si 1э=[О]э • 28/32=2,2 - 28/32 = 1,9%,
т. е. примерно столько же, сколько по экспериментальным исследо-
ваниям уходит на раскисление (1,7—1,8%).
Для связывания такого количества кислорода другими раскис-
лителями их количество потребовалось бы другое. Например, для
связывания такого количества кислорода по формуле Ti =TiO„
(48) (32) (80) “
необходимо
[Т1]э=[О|э-48/32=2,2-48/32 =3,3%; а алюминия [А1]э=2.2-54/48=
=2,5%.
Таким образом, для связывания кислорода покрытия количество'
титана и алюминия, несмотря на то, что они являются более силь-
ными раскислителями, должно быть большим, чем кремния.
На рис. V.35,6 изображена схема содержания кремния и мар-
ганца в наплавленном металле в зависимости от [Si]3 при постоян-
ном [Мп]э=2%. Общий характер [Si[H.M=/[Si]3 остался при этом
таким же, как в предыдущем случае, только начало перегиба
сместилось от [Si]s=--1,7—1,8% к [Si]3=l,5—1,69о. До этой кон-
центрации [Si]9, когда кремния на раскисление не хватало, марга-
При относительной массе покрытия
250
нец также выступал как раскислитель (зап трихованный треуголь-
ник abc). При [SiJ, > 1,6% содержание | Mn]H.M=const 1,5%.
Потери марганца (прямоугольник bdef) определяются его выбороч-
ным испарением.
Раскисление металла воздействием шлаков (диффузионное) опреде-
мется удалением окислов из металла в шлак. Это удаление может
производиться физическим растворением окислов в шлаке и хими-
Рис V.36
ческим воздействием составляющих шлака на окислы, которые
должны быть удалены из металла.
Схема физического растворения окислов металла шлаком пока-
зана на рис. V.36. В металле Me содержится окисел, напри-
мер МеО. Такой же окисел имеется в свободном состоянии
в -шлаке. Характер перераспределения МеО между металлом и
шлаком определяется коэффициентом (константой) распределения
/-МеО" (MeO)/[MeOJ, зависящим от температуры (и давления). Если
к шлаку добавить какие-либо соединения, не реагирующие (слабо-
реагирующие) с металлом, то концентрация свободного окисла (МеО)
в шлаке понизится. Такой добавкой количество шлака на рис. V.36, б
увеличено вдвое по сравнению с рис. V.36, а. В соответствии
с константой распределения МеО начнет переходить в шлак, умень-
шая концентрацию этого окисла в металле, т. е. снижая его окис-
ленность. При этом окисел МеО должен продиффундировать через
какой-то слой металла в шлак.
Аналогичный процесс происходит и в том случае, если МеО
в шлаке связан в комплексные соединения. Тогда (МеО) умень-
шится, так как на коэффициент распределения влияет только
концентрация свободного окисла (МеО), не связанного в комплекс-
ные соединения; МеО переходит из металла в шлак также посред-
ством диффузии. Общие закономерности такого процесса могут
быть определены следующими реакциями и константами:
(Me'О)+(Ме"О2)=(Ме'О - Ме"О2)	(V.53)
Константа'равновесия такой реакции.
К=(Ме'О- Ме"О2)/(Ме'О) • (Ме"О2),
(V.54)
251
где Ме'О— окисел металла, представляющего, например, основу
сплава (форма Ме'О — показывает условно, что это окисел основ-
ной); Ме"О2 — кислый окисел,' образующий с основным скис-
лом Ме'О комплексные соединения, нерастворимые в металле Ме'.
Решая это уравнение относительно (Ме'О), что через консдаиту
i-ме'о определяет и содержание растворенного кислорода в металле,
получаем
(Ме'О)=(Ме'О-Ме"О2)/Л -(Ме"О2)	(V.55)
[Ме'О]=(Ме'О- Ме"О2)//О LMe'o- (Ме"О2)
Следовательно, содержание кислорода в металле, растворенного
в виде окисла [Ме'О], тем меньше, чем больше свободного окис-
ла Ме"О2 в шлаке, а также чем более стойкими являются комплекс-
ные соединения (Ме'О-Ме"О2), что определяет их меньшую степень
диссоциации.
Исходя из этой схемы, например для раскисления ванны сплава на
основе железа, для связывания в комплексные соединения окисла FeO
основного типа необходим в шлаке окисел кислого типа (обычно SiO3).
Чем больше концентрация свободного окисла (SiO.2), тем более рас-
кисленным будет металл, дающий окислы основного типа. Однако
при значительном избытке SiO2 кислые шлаки имеют неудовлетво-
рительные технологические свойства: они длинные, вязкие, интен-
сивность их воздействия уменьшается. Поэтому в ряде случаев
является полезным комбинировать взаимодействие шлаков и рас-
кислителей, в частности кислых шлаков с марганцем. Такая воз-
можность при сварке электродами с покрытиями и при сварке под
керамическими флюсами имеется. В частности, возможна реакция
(FeO • SiO2)-J-[Mn]=(МпО- SiO2)+[Fe],	(V.56)
приводящая в конечном счете к восстановлению железа из закиси.
Если в шлаках значительно преобладают окислы основного
типа, а кислые окислы в них связаны в комплексные соединения,
то при сварке сплавов, образующих основные окислы, процессы
раскисления воздействием таких шлаков происходить не могут.
В этом случае обязательно применение раскислителей, вводимых
в процесс в свободном (металлическом) состоянии.
Несмотря на кратковременность обработки металла в условиях
сварки и недостижимость равновесия во взаимодействии металла
с окружающей средой во время снижения температуры и кристал-
лизации сварочной ванны, соответствующим подбором состава
шлака и раскислителей удается достаточно хорошо раскислить
жидкий металл и получить раскисленный металл шва.
§ 38. ЛЕГИРОВАНИЕ МЕТАЛЛА ПРИ СВАРКЕ ПЛАВЛЕНИЕМ
В ряде случаев состав металла шва для обеспечения его
качества и эксплуатационных свойств сварных соединений должен
отличаться от состава свариваемого металла, в частности по содер-
252
жанию различных легирующих элементов. В связи с этим наряду
с другими видами металлургической обработки металла при сварке
часто осуществляется легирование металла шва.
Легирование металла при сварке возможно посредством воздей-
ствия металлической или шлаковой фаз, а также газов.
Основным способом легирования металла шва при сварке является
легирование посредством введения в сварочную ванну соответствую-
щих элементов в металлическом состоянии, в частности в виде
сплавов. Легирование в этом случае происходит в результате:
а)	поступления легирующего элемента из расплавляющегося при
сварке основного свариваемого металла;
б)	его поступления из присадочного металла (плавящихся элект-
родной проволоки, электродного стержня при дуговой и электро-
шлаковой сварках);
в)	введения легирующего элемента в состав покрытия при сварке
штучными электродами или керамического флюса при автоматиче-
ской сварке под флюсом.
При рассмотрении легирования металла шва пользуются так
называемыми коэффициентами усвоения легирующего
элемента
-------------—-----------------.	(V-57)
V	V |Me|„.u+(l - V - с) 1Ме|9.„+с [Ме)д
где /(усв — суммарный коэффициент усвоения элемента Ме; [Ме]ш —
количество элемента Ме в металле сварного шва; |Ме]о.м; [Ме]э.п;
[Ме]д — количество этого элемента соответственно в основном метал-
ле, электродной проволоке (стержне) и металлической добавке
в керамический флюс или покрытие; у, (1 — у), с — доля участия
в образовании металла сварного шва соответственно основного
металла, электродной проволоки и металлической добавки во флюсе
(покрытии).	----
Такое рассмотрение наиболее применимо для процессов сварки,
когда легирование металлической фазой может происходить в
результате поступления легирующего элемента из всех трех источ-
ников, т. е. для автоматической (полуавтоматической) сварки под
керамическими флюсами и при сварке электродами с покрытиями,
содержащими легирующие добавки. При этом следует отметить,
что при сварке электродами с покрытием определенного состава
относительная масса покрытия тэ.п/тэ.с, а следовательно, и коли-
чество участвующей в процессе легирования добавки постоянны.
При автоматической сварке-под флюсом количество расплавленного
флюса (а в связи с этим и легирующей добавки) зависит от режима
сварки и является величиной переменной.
Рассмотрим участие этих составляющих в легировании металла
шва при автоматической сварке под флюсом. Суммарно долевое
участие всех составляющих металла шва (основного металла,
электродной проволоки и металлической добавки из флюса) равно
единице. При этом доля основного металла в первом слое шва
253
(наплавки) у в зависимости от режима сварки, свойств основного
металла и электродной проволоки составляет обычно от 0,5—0,8.
По опытам К- В. Любавского, доля участия металлической
добавки флюса в составе шва с определяется в основном коли-
чеством металлической добавки во флюсе, хотя, конечно, опа зави-
Металлическая дойоАка So флюсе °/а
Рис. V.37
сит и от свойств флюса и режима
сварки. Зависимость величины с
от общего содержания металличе-
ской добавки во флюсе показана
на рис. V.37 (заштрихована об-
ласть разброса результатов экспе-
римента), а ее величина может
быть определена формулой
с^К (% Me) « 0,003 (% Me), (V.58)
где (% Me) — содержание металли-
ческой добавки в составе флю-
са, %.
В связи с тем что количество
металлических добавок во флюсе
обычно не превышает 20—25%,
величина с обычно меньше 0,08.
Применительно к рассматрива-
емому случаю формула /<ус,, при-
нимает вид
[Ме]ш	„ .
У fMe]o_ы+[1 — у — 0,003 ( % Me)] [Ме]э п4-0,003 ( % Me) [Ме]л ’ 1	’
Для электродов с покрытиями обычно применяют другую схему
расчета.
Одной из основных характеристик электродов является состав
наплавленного металла, который получается при сварке этими элек-
тродами, т. е. металла, не зависящего от состава основного, свари-
ваемого металла.
Состав металла шва по любому элементу Me при сварке штуч-
ными электродами упрощенно определяется долевым смешиванием
основного и наплавленного металлов
[Ме1ш=т (Ме]0.„+(1 — -у) [Ме]„	(V.60)
где [Ме)о», [Ме]„.м — концентрация элемента Me в основном и на-
плавленном металлах; у; (1 — у) — доли основного и наплавленного
металла в шве.
Обычно для расчета состава наплавленного металла пользуются
так называемыми коэффициентами перехода. Если общее
количество элемента Me в металлическом состоянии в электроде
(стержне и покрытии, с отнесением всего количества к металличе-
ской части электрода) обозначить Меэ, то его расход при сварке
можно представить формулой
Меэ-ДМен.м+АМеш-|-ДМег.ф+ДМер,	(V.61)
254
где Мен.м, Мещ, Мег.ф, Мер — представляют собой количества эле-
мента Me, перешедшего в наплавленный металл, окислившегося и
попавшего в шлак, удалившегося в газовую фазу и в результате
потерь на разбрызгивание.
Тогда коэффициент^ перехода, представляющий собрй как—бы
коэффициент полезного использования элемента Me, ,
/СггерМе = АМен.м/Меэ,	(V.62)
Однако обычно пользоваться общим количеством элемента в элек-
троде Л4еэ и его количеством в наплавленном металле ДМН м не-
удобно. В ряде случаев оказывается удобнее при расчетах исполь-
зовать относительные количества, т. е. концентрации рассматривае-
мого элемента в электроде (с отнесением этой величины к металли-
ческой части электрода [Ме]э и к наплавленному металлу |Ме|н м)-
Тогда значение коэффициента перехода определяется формулой
/Спер Ме = [Ме]н.м/[Ме]э.	(V.63)
В этом случае возможно получение значений коэффициентов
перехода больше единицы.
Например, металлическая часть электрода состоит из 80% Fe,
18% Ni и 2% Al. Если расплавленная часть электрода составит
100 г, то расход Fe=80 г;
Mi = 18 г и А1—2 г. В связи с
чем что потеря элементов' с пе-
реходом их в шлак в виде окис-
лов зависит от их сродства к
кислороду, а потери на испаре-
ние и разбрызгивание можно
считать примерно пропорцио-
нальными их количеству в элек-
троде, общие потери этих элемен-
тов будут различными. Отно-
сительно сильнее теряется алюминий, а в наименьшей степени оки-
сляется и испаряется никель. Можно принять, что в наплавленном
металле FeH.M=70 г; NiH.M=16,5 г и А1н м=0,5 г (всего 87 г). Это
отвечает такому составу наплавленного металла [Fe]H м—(70/87) 100=
=80,3%; |А1]н.м=(0,5/87) 100 -0,57% и(Ni]H.M=(16,5/87) 100=19,1%.
Расчет коэффициентов перехода /Спер по формуле (V.62) и /Спер по
формуле (V.63) дает следующие значения: Кпер Fe=70/80=0,875;
Апер Ni~ 16,5/18=0,92 и /Спер А1=0,5/2=0,25 и соответственно
/Спер Fe=80,3/80= 1,005; КперМ = 19,1/18=1,06 и /<перА1 =0,57/2=
=0,285. Соотношение между коэффициентами перехода, рассчитан-
ными ПС Обеим Схемам, ПрИМерНО ОДИНАКОВО, T. е. /Спер Fe/Kaep Fe ~
~ /Спер Nl//Cnep NI ~ /Спер Al/Апер Al- В СВЯЗИ С ЭТИМ обыЧНО ПрОЩе ПОЛЬ-
зоваться относительными значениями /Сг1срме-
Схема связи между концентрациями элемента в электроде [Ме]э
и наплавленном металле [Ме]н.м в зависимости от свойств элемента
изображена на рис. V.38. Элемент, близкий к основе сплава, не-
255
обладающий большим сродством к кислороду и не имеющий повы-
шенных потерь испарением, возрастает в наплавленном металле
пропорционально его содержанию в электроде (прямая /). При эгом
коэффициент перехода таких элементов близок к единице, хотя, как
показано выше, в некоторых случаях он может быть и несколько
больше единицы.
Переход в наплавленный металл элемента, обладающего большим
сродством к кислороду, чем основа сплава, и выступающего в кон-
кретной системе легирования как основной раскислитель, в соответ-
ствии с рис. V.35 характеризуется кривой (ломаной) 4. Элемент,
потери которого определяются в основном повышенным избиратель-
ным испарением или только несколько большей окисляемостью по
сравнению с основой сплава, или защищенный от окисления доста-
точным количеством более сильных раскислителей, по коэффициенту
перехода характеризуется прямой 2. Кривая (ломаная) 3 характе-
ризует переход элемента с менее сильной раскисляющей способ-
ностью, чем для элемента, характеризуемого кривой 4, но обладаю-
щего большим сродством к кислороду, чем у элемента, подчиняю-
щегося прямой 2.
Коэффициенты перехода элемента из электродной проволоки и
электродного покрытия неодинаковы. Обычно коэффициент перехода
элемента из покрытия несколько меньше, чем из стержня, в связи
с более сильным воздействием окислителей, выделяемых покрытием,
и возможным неполным растворением элемента из покрытия в ме-
талле. Тогда содержание элемента в наплавленном металле будет
определяться формулой
[Ме]н.м==[^е]э_сК'пер Me э.сЧ ' ^Ме [Мв]р^е/Спер Me э.тъ	(V.64)
с
где Кпермеэ.с, Кпер Me э.п — коэффициенты перехода Me из электрод-
ного стержня и электродного покрытия; т3,п/тзх— относительная
масса покрытия; РМе — относительное количество материала, содер-
жащего элемент Me в металлическом состоянии в составе покрытия;
[Ме]н.м; [Ме]э.с; 1Ме]ГМс — концентрации элемента Me соответственно
в наплавленном металле, электродном стержне и материале РМе по-
крытия.
В ряде случаев различием значения коэффициентов перехода
элемента из электродного стержня и покрытия можно пренебречь
(они могут мало отличаться; допустимые колебания состава наплав-
ленного металла перекрывают точность расчетов) и пользоваться
одним значением коэффициента перехода. Тогда формула (V.64)
упрощается:
!ГПа г.	1
[Ме]э СЧ	Рме	>.	(V.65)
• тэ.с	J
Коэффициенты перехода элементов, особенно обладающих доста-
точно значительным сродством к кислороду, зависят от количества
электродного покрытия. Характер этой зависимости показан на
рис. V.39. Если количество покрытия представить его толщиной б,
256
то окислительное воздействие воздуха по мере увеличения б сни-
жается в соответствии с кривой /, рис. V.39, а (см. также рис. V.23).
Однако окислительное действие самого покрытия при этом возра-
стает согласно кривой 2, так как по
количество покрытия увеличивается
тогда определяется кривой 3, а зна-
чения коэффициента перехода имеют
зависимость обратного вида, показан-
ного на рис. V.39, б.
Коэффициенты перехода различ-
ных элементов зависят как от типа
покрытия, так и степени связывания
кислорода покрытия введенными в
него раскислителями. Так, например,
при введении хрома через покрытия
различных типов с получением его
концентрации в наплавленном метал-
ле около 1%, Т. Н. Дубовой экспери-
ментально были получены следующие
значения коэффициентов перехода:
из руднокислого покрытия ОММ-5
КпеРсг=0,45; из руднокислого по-
крытия, с большим раскислением
марганцем — ЦМ-7 Кпер Сг=0,60~
0,65; из хорошо раскисленного покрытия на базе карбоната кальция
И МаГНИЯ /<пер Сг « 0,9.
Для сварки легированных сталей покрытия чаще всего создаются
на фтористо-кальцневой основе с достаточным количеством сильных
раскислителей (ферротитана, ферросилиция). Коэффициенты перехода
ряда легирующих элементов в этом случае можно принимать в со-
ответствии с табл. V.20.
мере линейного увеличения 6
быстрее. Суммарное действие
Таблица V. 20
Значение коэффициентов перехода легирующих элементов сталей
при сварке электродами с фтористо-кальциевым покрытием
Элемент	м	Ст	Но	Мп	V	с (графят)
Коэффициент перехода	0,96— 1,00	0,85— 0,92	0,80— 0,85	0,55— 0,70	0,80— 0,85	0,46— 0,60
Легирование наплавленного металла и металла шва в результате
обменных реакций используется обычно при необходимости введения
не очень большого количества легирующих элементов. Наиболее рас-
пространенными в этом случае являются обменные реакции с окис-
лами
[Ме']+(Ме"О) [Ме'О]+[Мея]	(V.66)
в которых Me" выступает как легирующий элемент.
17 Заказ № %9	257
{
Константа • такой р еакции
L___	Кс=[Ме'О] [Ме"]/(Ме"О) [Me'].	(V.67)
Если Ме' представляет собой основу сплава (т. е. [Me'J^l),
а его окисел МеХ) распределяется между шлаком и металлом в со-
ответствии с константой распределения £мс»о. то формула (V.67)
принимает вид:
Кс=(Ме'О) [Ме"]/1Ме'о (Ме''О),
[Ме"1=КсГмС'о(Ме"0)/[Ме'0].	* ' 7
Формула (V.68) показывает, что при определенных условиях про-
текания реакции (т. е. когда Кс и 1ме'о постоянны) концентрация
легирующего элемента Ме" тем больше, чем больше свободного
окисла этого элемента в шлаке и чем меньше окислен металл рас-
творимым скислом основы сплава. Одновременно формула (V.68)
показывает, что такой способ легирования, как правило, повышает
окисленность металла.
Наиболее часто такая система легирования применяется при
автоматической и полуавтоматической сварках под плавленными
флюсами. В некоторой степени такая схема легирования может
использоваться и при электродных покрытиях и керамических флю-
сах.
Легирование воздействием газовой фазы на металл имеет при
сварке второстепенное значение.
При газовой сварке (ацетилено-кислородной или при использо-
вании в качестве горючего газа других углеводородов) посредством
соответствующей регулировки пламени можно науглероживать ме-
талл, если он растворяет углерод. Например, при значительном
избытке ацетилена в пламени сплавы на железной основе могут
быть науглерожены до весьма высокого содержания углерода
(~1%).
При дуговой сварке плавящимся электродом в среде углекислого
газа также возможно некоторое науглероживание наплавленного
металла и металла шва, особенно при низком исходном содержании
углерода. Обычно в этом случае повышение содержания углерода
по сравнению с его содержанием в проволоке составляет не бо-
лее 0,05%.
Электродные покрытия, содержащие значительные количества
углекислых солей (обычно мрамора), также в определенных усло-
виях могут науглероживать наплавленный металл. Степень такого
науглероживания возрастает при увеличении в металле электрода
концентрации сильных раскислителей, например алюминия. Тогда
идет реакция
2 [А1]4-ЗСО=(А12О3)+3 [С].	(V.69)
При значительной концентрации алюминия в стальных электро-
дах концентрация углерода в наплавленном металле может быть
повышена на 0,1—0,2%.
Аналогично возможно науглероживание металла при сварке вы-
соколегированными стальными электродами, содержащими хром
258
в достаточно больших концентрациях. В этом случае содержание
углерода в наплавленном металле возрастает в сравнении с метал-
лической частью электрода на 0,01—0,03%.
В целом процессы науглероживания при сварке должны рас-
сматриваться как отрицательные и легирование по рассмотренной
схеме может полезно использоваться только при наплавке.
§ 39. РАФИНИРОВАНИЕ МЕТАЛЛА ПРИ СВАРКЕ ПЛАВЛЕНИЕМ
Важной металлургической операцией является рафинирование
металла, т. е. очистка от вредных примесей, в частности для спла-
вов на железной основе от серы и фосфора.
Источниками поступления серы и фосфора в металл при сварке
являются: расплавляющиеся основной и добавочный металлы; шлаки
(флюсу, покрытия).
Сера является вредной примесью, вызывающей красноломкость
сталей и значительно усиливающей склонность их к образованию
горячих трещин при литье и сварке. Такое влияние серы на свой-
ства металла при высоких температурах определяется тем, что она
образует соединения с железом и легкоплавкие эвтектики, ослабляю-
щие в широком диапазоне температур связи между отдельными кри-
сталлитами, зернами.- Так, сульфид железа FeS имеет температуру
плавления 1195° С. Эвтектика этого сульфида с железом плавится
при 985° С. Низкую температуру имеет и эвтектика 2F( O-SiO2 ) FeS.
Чем больше в металле серы, тем больше появляется легкоплав-
ких эвтектик, тем сильнее красноломкость стали. Поэтому содержа-
ние серы обычно ограничивают некоторым количеством, которое
считают еще допустимым в стали вообще и в металле швов в част-
ности.
Вредным оказывается также наличие серы в легированных ста-
лях, особенно при повышенных концентрациях в них никеля, так
как при этом могут образовываться еще более легкоплавкие эвтек-
тики на базе сульфида NiS с температурой плавления 644° С. Уси-
ливать вредное влияние серы могут и другие элементы, в частности
в нелегированных сталях — углерод.
В связи с этим для улучшения свойств сталей и металла свар-
ных швов стремятся содержание серы свести к допустимому, мини-
мальному. Для этого при сварке ограничивают верхний предел
содержания серы в прнсаточных металлах, а также во флюсах,
покрытиях, газах (например, при газовой сварке — в ацетилене).
Кроме того, применяют различные методы перевода серы из металла
в шлак или связывание ее в соединения, не дающие легкоплавких
составляющих в металле. Для этого при сварке сталей применяют!
связывание серы в сульфид марганца MnS (Гпл=1610е С), не
образующий с железом легкоплавких эвтектик;
удаление серы в шлак посредством воздействия МпО и СаО.
Связывание серы в MnS происходит согласно реакции
[FeS]+[Mn] (MnS) 4- (Fe]	(V.70,
17*
259
с константой равновесия
K=(MnS) [Fe]/[FeS] [Мп],	(V.71)
откуда
[FeS]=[MnS] [Fe]/K [Мп],	(V.72)
т. е. концентрация FeS в металле уменьшается при увеличении в нем
концентрации Мп.
Однако реакция (V.70) в направлении связывания серы в MnS
развивается только при понижении температуры металла, когда
реакции идут более вяло. В связи с этим даже при достаточно
большем количестве Мп в металле значительная часть серы может
оставаться связанной в виде сульфида FeS.
Уменьшение FeS в жидком металле достигается воздействием
шлаков, содержащих МпО и СаО. При этом происходят реакции:
FeS+(MnO) (MnS)+FeO	(V.73)
FeS-ЦСаО) Zt (CaS)-J-FeO	(V.74)
с константами
=(MnS) [FeO]/[FeS] (МпО),	(V.75)
#2=(CaS) [FeO]/[FeS] (CaO).	(V.76)
Анализ этих констант показывает, что уменьшению концентра-
ции FeS в металле способствует лучшая раскисленность металла
(уменьшение [FeO]) и увеличение МпО и СаО в шлаках. В связи
с этим основные шлаки значительно более благоприятны по их влия-
нию на уменьшение концентрации серы в металле.
В ряде случаев для десульфурации оказывается полезным свя-
зывание серы в летучие соединения (например, A12S3 и SiS с темпе-
ратурами кипения соответственно 1550 и 940° С).
Фосфор в железных сплавах также является весьма вредной
примесью. Он ухудшает механические свойства сталей, вызывая
хладноломкость у низколегированных и углеродистых сталей и по-
вышенную склонность к образованию горячих трещин в сталях
аустенитного класса.
Уменьшения количества фосфора в металле шва добиваются,
ограничивая его содержание в- основном и добавочном металлах,
а также в покрытиях, флюсах-шлаках и газовой фазе, взаимодейст-
вующей с металлом.
Удаление фосфора из металла основано на его окислении и свя-
зывании фосфорного ангидрида в шлакующиеся комплексные соеди-
нения. Окисление фосфора, образующего с железом фосфиды Fe2P
и Fe3P, осуществляется по реакциям
2Fe2P+5FeO 7± P2O6+9Fe	(V.77a)
2Fe3P+5FeO PSO6+1 IFe	(V.776)
Кислый окисел P2O6 образует комплексные соединения с основ-
ными окислами. По возрастающей силе сродства к нему основные
скислы могут быть расположены в следующий ряд: FeO, МпО,
260
MgO, CaO. Наиболее активно происходит связывание фосфорного
ангидрида посредством реакций:
ЗСаО+Р2О5 (СаО)3- Р2О5	(V.78a)
4СаО+Р2О6	(СаО)4 - Р2О6	(V.786)
Менее активно происходит связывание Р2О6 посредством МпО.
Реакции при этом подобны реакциям (V.78).
Если представить процесс обесфосфоривания металла в общем
виде, скомбинировав, например, реакции (V.776) и (V.786), получим
2Fe2P-b5FeO+3CaO (СаО)3 • P2O6-f-9Fe	(V.79)
Константа этой реакции
К=[(СаО)3Р2О5] [Fe]s/[Fe,P]2 [FeO]B [СаО]3	(V.80)
или при Fe 1
[Ре2РМ(СаО)3-Р2ОБ]//< [FeO]3 [СаО]3.	(V.8I)
Анализ этого выражения показывает, что уменьшению содержа-
ния фосфора в металле способствует увеличение содержания в шла-
ке свободных FeO и СаО и уменьшение количества СаО, связанного
с Р2О5 (т. е. Са3Р2О8).
В кислых шлаках FeO и СаО связаны в комплексные соедине-
ния с SiO2 и TiO2, поэтому их свободные концентрации меньше и
удаление фосфора из металла в шлак затрудняется. Основные шлаки
более благоприятны для процессов обесфосфоривания. В основных
шлаках концентрация Са5Р2О8 уменьшается путем разбавления шлака
соответствующими нейтральными добавками, обычно плавиковым
шпатом. Такая добавка часто применяется и для улучшения ряда
физических свойств шлаков, увеличивая их жидкоподвижность, а
следовательно, и возможность участия большего его относительного
объема в реакциях с металлом.
Константа реакции (V.79) с повышением температуры умень-
шается, что указывает на смещение равновесия в сторону усиления
перехода фосфора в металл. Поэтому более активно процесс обес-
фосфоривания металла при обработке его шлаком происходит при
понижении температуры.
Аналогичными, но влияющими в меньшей степени на процесс
обесфосфоривания, являются реакции Р2О5 с МпО. При этом сле-
дует учитывать, что фосфор-сопутствующая примесь марганца и уве-
личение марганцевых соединений в покрытиях и флюсах сопровож-
дается увеличением содержания фосфора в шлаке, а следовательно,
возможно и в металле.
Интенсификация процессов взаимодействия металл — флюс при
повышении температуры приводит к тому, что применение тонкой
электродной проволоки и больших плотностей тока (например, при
полуавтоматической сварке в сравнении с автоматической) увеличи-
вает содержание фосфора в металле при том же его содержании
в добавочном металле и флюсе.
261
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1.	Дайте общую характеристику результатов влияния взаимодействия метал-
ла с окружающей средой в условиях сварки.
2.	Какие методы защиты металла от вредного воздействия воздуха приме-
няются при различных способах сварки?
3.	Какие газы и шлаки взаимодействуют с металлом при различных спосо-
бах сварки плавлением?
4.	Каковы температурные условия взаимодействия металла с окружающей
средой при различных способах сварки плавлением?
5.	Каковы общие закономерности скорости реакций при сварке? Рассмотри-
те возможность применения термодинамических расчетов для сварки и произве-
дите оценку возможных при этом ошибок.
6.	При каких условиях происходит окисление металла газовой фазой, со-
держащей кислород?
7.	Как происходит окисление металла при сварке поверхностными окислами
и окислами шлаков, растворимыми в металле?
8.	Рассмотрите, как окисляется металл в результате обменных реакций со
шлаками.
9.	Каково влияние раскислителей на процессы окисления металла?
10.	Как при сварке металл взаимодействует с азотом?
11.	Рассмотрите общий характер взаимодействия водорода с различными ме-
таллами.
12.	Рассмотрите взаимодействие водорода и металла при сварке углеродистых
сталей. Его содержание в сварных швах, выполненных различными способами.
Меры борьбы с вредным влиянием водорода.
13.	Какой является общая схема взаимодействия металла при сварке со
сложными газами, содержащими кислород?
14.	Рассмотрите взаимодействие пламени с металлом в условиях газовой
кварки плавлением.
15.	Как осуществляется перенос металла с электрода в сварочную ванну при
дуговой сварке плавящимся электродом?
16.	Произведите оценку влияния испарения элементов на газовую фазу при
дуговой сварке плавящимся электродом.
17.	Какие количества кислорода и азота воздуха поступают в реакционное
пространство при сварке штучными электродами с покрытиями?
18.	Как осуществляется газовая защита при сварке покрытыми электродами?
19.	Дайте характеристику окислительного воздействия электродных покры-
тий. Каковы средства обеспечения раскисления металла?
20.	Что представляют собой сварочные шлаки? Их строение и характер влия-
ния на взаимодействующий с ними металл.
21.	Как оценивается кислотность и основность сварочных шлаков?
22.	Рассмотрите общие требования к физическим свойствам сварочных шлаков.
23.	Как осуществляется взаимодействие шлака и металла при электрошлако-
вбй сварке и переплаве?
24	Как влияет режим электрошлаковой сварки на взаимодействие металла
и шлака?
25.	Рассмотрите общую схему взаимодействия металла, газовой фазы и шла-
ка гри автоматической и полуавтоматической сварках под флюсом.
26.	Рассмотрите метод оценки влияния шлака на металл через газовую фазу
при сварке под флюсом.
27.	Каково влияние относительного количества флюса, участвующего в сва-
рочном процессе, и степени развития меЛфазных поверхностей на взаимодействие
металла и шлака?
28.	Каково влияние состава флюса на изменение состава металла при сварке?
Флюсы, применяемые для сварки различных металлов и сплавов.
29. Рассмотрите виды современных электродных покрытий. Их основные ха-
рактеристики.
30.	Как происходят процессы взаимодействия между металлом электродного
стержня и покрытием?
31.	Какие шлаки применяют и получают при дуговой сварке плавящимся
электродом в атмосфере активных газов?
32.	Каковы обшие закономерности раскисления металла при сварке?
33.	Рассмотрите раскисление металла с образованием газообразных продук-
тов реакции.
34.	Как происходит раскисление металла с получением конденсированных
продуктов реакции? Оцените необходимые количества раскислителя.
35.	Как осуществляется раскисление металла воздействием шлаков?
36.	Рассмотрите пути введения легирующих элементов в металл шва при
сварке плавлением.
37.	В чем заключается метод учета легирования металла шва при автомати-
ческой сварке под керамическим легирующим флюсом?
38.	Как производится легирование наплавленного металла при сварке штуч-
ными электродами? Метод расчета необходимого количества легирующих элемен-
тов в электроде.
39.	Рассмотрите легирование металла посредством обменных реакций со шла-
кообразующими.
40.	Какова возможность науглероживания металла при различных способах
сварки плавлением?
41.	Каково влияние серы на свойства некоторых металлов и сплавов? Про-
цессы обессеривания металла при сварке.
42,	Рассмотрите процессы удаления фосфора из металла.
ГЛАВА VI. СВАРОЧНАЯ ВАННА,
КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ МЕТАЛЛА ПРИ СВАРКЕ
И ФОРМИРОВАНИЕ МЕТАЛЛА ШВА
§ 40. СВАРОЧНАЯ ВАННА, ЕЕ ОБРАЗОВАНИЕ
И ОСНОВНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ
В результате воздействия сварочных источников тепла основной
свариваемый металл расплавляется. Металл, ограничиваемый изотер-
мической поверхностью Т=ТПД, образует ванну расплавленного ме-
Рис. VLI
талла — сварочную ванну. В большинстве случаев сварки плавле-
нием в эту расплавленную зону поступает расплавленный добавоч-
ный металл, получивший те или иные изменения в результате взаи-
модействия с окружающей средой — наплавляемый металл.
В сварочной ванне (рис. VI. 1, а, б) расплавленные основной металл,
поступающий из периферийных частей передней части ванны, и на-
плавляемый металл перемешиваются. В результате перемещения
сварочного источника тепла (центр которого отмечен цифрой 7) сва-
рочная ванна перемещается по свариваемому изделию вслед за
источником. Позади источника тепла на некотором расстоянии про-
исходит понижение температуры и расплавленный металл затверде-
вает. В связи с этим сварочную панду можно разделить на головную
1—2—3 и хвостовую 4—5—6 (заднюю) части. Наибольшие ширина
и глубина ванны (сечение, разделяющее головную и хвостовую части
ванны) располагаются несколько позади основной зоны ввода тепла
источником в свариваемое изделие.
В результате воздействия потока газов или сил электрического
происхождения, например при дуговой сварке, жидкий металл
264
непосредственно под источником выдувается (оттесняется), обычно
образуя углубление в жидком металле (кратер). При этом жидкий
металл перемещается из головной части ванны в более холодную —
хвостовую.
При некоторых способах сварки в сварочную ванну поступает
и шлак. Он частично погружается в металл ванны и вместе с ним
перемещается в хвостовую часть, взаимодействуя в это время с ме-
таллом. Общий характер перемещения металла (и шлака) в свароч-
ной ванне показан стрелками на рис. VI. 1,6.
После затвердевания ванны образуется металл шва (отдельного
валика — рис. VIЛ, в, валика или слоя многослойного шва). Попе-
речное сечение переплавленного металла условно делят на площадь
наплавки FH и площадь провара (проплавления) основного металла
Fo, как это показано на рисунке.
Пренебрегая возможным различием плотности наплавляемого
и основного металлов, их долевое участие в металле шва (отдельного
валика) может быть выражено через соотношение этих площадей.
При этом доля основного металла в шве может быть рассчитана по
формуле
¥=Wo+^h).	(VI.1)
а наплавленного
(VI-2)
В ряде случаев представляют интерес характеристики очертания
зон проплавления и наплавки. Очертания зоны проплавления основ-
ного металла характеризуются коэффициентом формы про-
плавления фпр=b;h или обратной ему величиной — относи-
тельной глубиной проплавления, т. е. h/b,a также коэф-
фициентом полноты проплавления
W^—FJbh, где b и h — соответствен-
но ширина и глубина проплавления.
Очертания зоны наплавки характе-
ризуются коэффициентами фор-
мы валика ^в—Ь/с и полноты
валика	(be), где с — величи-
на усиления шва.
Для общей оценки ванны боль-
шое значение имеет и ее длина, а
также длина хвостовой части.
Строгих методов расчета всех ос-
новных размеров сварочной ванны
и шва (после ее затвердевания) нет.
расчета возможны согласно схемам
Мощность дуги. Уд1св
Ш'
Рис. VI.2
Однако приближенные методы
расчета температурных полей
в свариваемом изделии,
изложенным в гл. IV. Так, для сосредото-
ченного точечного источника тепла на полубесконечном теле длина
U сварочной ванны за местом ввода тепла источником (представ-
ляющая основную часть длины L ванны) может быть рассчитана
согласно формуле (IV.32) заменой Тогда
L'=ql(2nkT^
(VI .3)
265
В связи с тем что при сварке определенного материала X и Тпл
являются постоянными, то U=k'qt где k’ — постоянный коэффи-
циент.
При электрической дуговой сварке тепловая мощность q пропор-
циональна произведению силы сварочного тока на напряжение дуги.
Для этого случая
£'=/г(7св17д/1000),	(VI.4)
где k — коэффициент.
Зависимость L = / (7СК6У д/1 ООО), по экспериментальным данным
Н. Н. Рыкалина и К. В. Любавского, приведена на рис. VI .2 (за-
штрихована область разброса экспериментальных результатов). Зна-
чение коэффициента k при ручной сварке углеродистых сталей
составляет 1,7-5-2,3 мм/кВА, а при автоматической сварке под флю-
сом — 2,8-5-3,6 мм/кВА.
Ширина провариваемой зоны согласно формуле (IV.38, а) при
Ь=2г для точечного источника на массивном теле приближенно
определяется уравнением
*=21/ 29/(TOcpv„7’“) =0,968]/' 9/(€ро„Тп„).	(VI.5)
Соотношение длины ванны к ее ширине (коэффициент формы
ванны q>—L/b) получается из уравнений (VI.3) и (VI .5):
V еср/ряТ^ qvCB^A J/^qv^	(VI.6)
где А — постоянный коэффициент для определенного свариваемого
металла.
При точечном источнике на полубесконечном теле глубина про-
плавления h—b/2. Тогда b—2h, а из L=qb—2qh получим
Л=?/(4лХ7’„г<1>).	(VI.7)
т. е. глубина проплавления пропорциональна тепловой мощности.
Учитывая, что при дуговой сварке напряжение дуги изменяется
в небольших пределах, можно считать, что глубина провара
применительно к точечному источнику, действующему на полубеско-
нечное тело, примерно пропорциональна силе сварочного тока
При сварке углеродистых и низколегированных сталей В
обычно составляет 1/80 =1/100 мм/А.
Как указывалось в гл. IV, расчетные схемы для сосредоточенных
источников тепла применительно к определению температуры вблизи
источника тепла, например для Т—Тпл, могут давать значительные
отклонения, особенно для металлов с относительно большой скрытой
теплотой плавления (например, алюминия, см. § 26). Для уточнения
расчета можно использовать поправочные коэффициенты п' и т',
выведенные из сопоставления расчетной ширины ванны b с экспе-
риментально определенной b' (n'=b!b') и соответственно расчетной
длины хвостовой части ванны Lx (от точки 4 или 6 до точки 5 по
рис. VI. 1,6) и экспериментально определенной L'(т'—L-JL'). Зави-
симость этих поправочных коэффициентов от погонной энергии, по
исследованиям МастрюковОй А. В. и Прохорова Н. Н., показана
ла рис. VI.3*.
Численные значения этих коэффициентов для стали составляют
m'=0£007q/v; п' =(0,00049^/п)4-0,2. Для алюминия величина по-
правочных коэффициентов больше: яг'= (0,0023<7/и) 4-0,6 и п'=
— (0,00205г?/г?) 4-0,8. Как видно из рисунка, при средних значениях
погонной энергии q/v расчетные схемы не требуют значительных
поправочных коэффициентов, что позволяет пользоваться ими для
установления приблизительных величин, характеризующих размеры
зоны расплавления.
Площадь проплавления (провара) основного металла может быть
приближенно определена следующим образом. Чтобы нагреть зону
площадью Fo до температуры плавле-
ния , необходим расход тепла Fo&CBpAw
где произведение FovCBp — масса основ-
ного металла, расплавленная в едини-
цу времени, a hm^— удельная энталь-
пия этого металла, кал/г (Дж/кг),
включающая скрытую теплоту плавле-
ния. Так как тепло при сварке не-
прерывно отводится в окружающий
металл, эта величина меньше тепла q,
вводимого в свариваемое изделие, что
может быть учтено термическим к. п. д.
проплавления
’)П=^сврЛтпл/9,	(VI .8)
тогда
^о=1?/(&свр^пл)] ЛпН?/^СвАипл)] Пл»	(VI-9)
где йуп1=рйРгип — удельная энтальпия единицы объема расплавлен-
ного металла, включая скрытую теплоту плавления (для низко-
углеродистых сталей йг =2500 кал/см3, или 10455 МДж/м3).
Значения т;п для дуговой сварки в зависимости от безразмерного
критерия е, и относительной глубины проплавления h/b. по данным
Н. Н. Рыкалина, показаны на рис. VI .4**, а, б, в. Для обычных
средних режимов дуговой сварки т]п составляет около 0,254-0,40
(т. е. 25 %—40%). Для газовой сварки плавлением значение такого
коэффициента в связи с менее концентрированным вводом тепла
намного меньше (2—8%),
* Б этой работе сопоставлялись размеры сварочной ванны при сквозном про-
плавлении металла, с расчетом по Н Н Рыкалину, по схеме линейного источ-
ника на пластине.
** В связи с тем, что фактический ввод тепла в изделие при сварке обычно
отклоняется от расчетных схем, А. А. Ерохиным предложен для расчета площади
проплавления поправочный коэффициент (названный им эффективным э]Эф). При
различных способах дуговой сварки он составляет от 0,5 до 0,9.
267
I
Площадь поперечного сечения наплавленного металла FH может
быть получена из общего количества наплавленного металла тв
в единицу времени (г/с):
™H=poCBFH.	(VI.10)
Количество тк зависит от характеристик свариваемого и при-
садочного металлов, способа и режима сварки. Наиболее определен-
ной эта величина является при электродуговой сварке плавящимися
электродом и электрошлаковой сварке. В этих случаях тв опреде-
ляется через коэффициент наплавки ан г/(Л-ч), зависимость кото-
рого от режима при конкретных сварочных материалах для боль-
шинства случаев устанавливается экспериментально. Тогда
тн=/сван/3600.	(VI.11)
Используя выражения (VI. 10) и (VI. 11), получаем
^н=4в«н/(3600росв).	(VI.12)
Для других способов сварки, когда присадочный металл подается
в сварочную зону, например, вручную и непосредственно его рас-
плавление не связано с мощностью источника тепла (хотя максимально
возможное расплавление определяется этой мощностью), значение
секундной (часовой) производительности также устанавливается
экспериментально. Например, при аргонодуговой сварке алюминиево-
магниевых сплавов с присадкой диаметром 3—5 мм увеличение силы
сварочного тока от 140 до 350 А увеличивает коэффициент наплавки
от 0,6 до 2 г/(А-ч). При ацетилено-кислородной сварке углеродистой
стали количество наплавленного металла на единицу мощности пла-
мени (литров С2Н2 в час) составляет до 0,001—0,002 г/(л-ч).
Весьма важными характеристиками для сварочной ванны явля-
ются ее объем и время пребывания металла в ванне в расплавлен-
ном состоянии. Интегрированием уравнения температуры для быстро-
движущегося источника тепла (гл. IV) применительно к Т=Т„Л
В. И. Дятловым получено следующее выражение для объема VB (см3)
сварочной ванны (расплавленного основного металла в ванне):
V^/iSn'Upv^TL).	(VI. 13)
Таблица VI. 1
Некоторые характеристики размеров сварочной ванны при цуговой
и электрошлаковой сварке
Способ сварки	Сила свароч- ного тока /св, А	Размеры ванны					Масса расплав- ленного металла, т, г	Отноше- ние массы металла к поверх- ности г|см2
		длина L, см	шири- на Ь, см	глуби- на h, см	поверх- ность 'v см'	объем см"		
Ручная дуговая	250—300	2,0	1,0	0,25	1,6	0,25	1,5	1
Автоматическая под флюсом	650—750	7,0	2,0	0,8	10,9	7,0	45,0	4,4
Электропила ко- ван (для 6=100 мм)	1000	10,0	4,0	2,0	40,0	60,0	450,0	Н.,0
269
Некоторые характерные размеры и количественные показатели
для сварочной ванны при дуговой ручной и автоматической сварке
под флюсом и электрошлаковой сварке на обычных режимах приве-
дены в табл. VI. 1.
Зависимость объема сварочной ванны при автоматической сварке
под флюсом от силы сварочного тока и скорости сварки изображена
на рис. VI .5.
Таким образом, объем сварочной ванны при различных основных
способах сварки плавлением может составлять от десятых долей до
нескольких десятков см3.
Время существования различных объемов металла ванны в рас-
плавленном состоянии неодинаково. Так, вблизи границы сплавления
металла, ванны с основным металлом только что расплавившийся
Рис. VI.5
^шах
металл почти сразу затверде-
вает. По мере удаления от
границы сплавления к централь-
ным частям ванны длительность
пребывания металла в расплав-
ленном состоянии увеличивает-
ся. Максимальное время пребы-
вания в расплавленном состоя-
нии имеет металл, располага-
ющийся в центральной части
ванны. Условно он расплавляет-
ся на передней кромке ванны
(точка 2 на рис. VI. 1, б) и за-
твердевает в ее заднем конце
(точка 5). Это максимальное
время существования расплав-
ленного металла в ванне мо-
жет быть подсчитано по формуле
(VI. 14)
Общий характер изменения ^времени существования расплавлен-
ного металла в ванне в зависимости от его месторасположения по
отношению к границе сплавления показан на рис. VI.6, где а и
б — контуры ванны при ручной дуговой сварке стали 1Х18Н9Т
(/св=200 А; исв=8 м./ч) и автоматической сварке низкоуглеродистой
стали под флюсом (/св—500 А; £/д=32 В; псв=24 м/ч), виг — вре-
мя нахождения металла в расплавленном состоянии для контура
ванны а и для контура ванны б.
Для оценки длительности процессов взаимодействия металла
с окружающей средой может представить интерес средняя длитель-
ность пребывания металла в сварочной ванне в жидком состоянии.
Такое время может быть оценено формулой
^=V0/(t/CB^o),
(VI. 15)
где Vo — объем расплавленного основного металла в ванне.
270
Применительно к рассмотренным расчетным величинам Vo [фор-
мула (VI. 13)], т. е. для случая быстродвижущегося источника тепла,
и Fo [формула (VL9)] можно получить расчетное выражение для
<№v
пл
t’ пл_____________ пл _ <?п
'	8jrlcpT^ Чо
(VI.16)
где qt=q[vcn — погонная энергия при сварке, кал/см.
Таким образом, среднее время /в зависит от теплофизических
свойств свариваемого материала, погонной энергии и термического
к. п. д. проплавления, опре-
деляемого характеристиками
источника сварочного тепла.
Так, при сварке низкоугле-
v 1*
родистои стали гв~ X
Он	«
X—, а для случая дуговой
Чп
сварки плавящимся электро-
дом	(т|п=0,25 — 0,4);	/в=
=(0,00104-0,0015) 9П.
Средняя температура сва-
рочной ванны может быть
оценена по правилу смеши-
вания жидкостей с различ-
ной температурой, т. е. в
виде доли основного метал-
ла у, поступающего в ван-
ну при Т~Тпл, и доли на-
плавленного металла (1 —у)
с температурой Т—Тк ы, Тогда средняя температура ванны опре-
делится формулой
Л— ^пл.о + (1 —У)ТН_
(VI. 17)
Так, для случая наплавки (сварки стыкового шва без разделки
кромок) автоматической сваркой под флюсом низкоуглеродистой
стали на обычных режимах у ^2/3; Гпл.о 1500е С и ТИ.М=ГК=
________________________________	2	I
=(2300-е-2500) — 2400° С. Тогда Тв= — 1500 + — 2400 = 1800° С
3	3
(по экспериментам И. И. Фрумина и И. К. Походки Тв=1770°С).
Для ручной сварки этой стали плавящимся электродом у ш 0,35,
7н.м=Тк=(2100-4-2300)~2200°С, Тв=0,35- 15004-0,65-2200=1955°С
(по измерениям Д. Чипмена и Н. Христенсена от 1950 до 2000°С).
В сварочной ванне происходят процессы взаимодействия металла
со шлаком и газовой фазой, а также ряд физических процессов,
в частности смешивание основного и наплавленного металлов, раз-
деление металла и шлака и затвердевание металла.
271
Химическое взаимодействие металла ванны с газовой фазой про-
исходит менее интенсивно, чем при переносе добавочного металла
в ванну, особенно при дуговой сварке плавящимся электродом и
электрошлаковой сварке. Действительно, если относительное коли-
чество металла на единицу поверхности в ванне составляет пример-
но от 1 до 10 г/см2 (см. табл. VI. 1), то в каплях металла это отно-
шение в зависимости от их диаметра характеризуется величинами
0,2—0,4 г/см2. Однако при
этом следует учитывать,
что хотя более высокая
температура капель по
сравнению с ванной также
интенсифицирует процессы
взаимодействия (см. § 27),
Рис. VL7	но время существования
капель до их поступле-
ния в ванну много меньшее (от 0,05 до ~ 1,0 с для капель и 3—20 с
для ванны). Более длительное время пребывания металла в ванне
вызывает, даже при меньших скоростях реакций, определенную
степень изменения металла ванны под воздействием газов и шла-
ков в желательном или нежелательном направлении. Однако обыч-
но суммарное изменение состава
металла за время пребывания
в ванце все же относительно
меньшее, чем за время образо-
вания капель и их переноса в
ванну.
Естественно, что процессы,
в которых могут участвовать
только составляющие основного
металла (легирующие добавки и
Рис. VL8
примеси, имеющиеся только в основном металле и отсутствующие
в наплавляемом) или поверхностные загрязнения свариваемого ме-
талла (например, окислы на кромках и пр.), происходят исклю-
чительно в сварочной ванне.
Взаимодействие со шлаком в ванне может происходить относи-
тельно сильнее, чем с газовой фазой. Это определяется тем, что,
как правило, шлак или его составляющие заглубляются в металл
ванны и затем удаляются, в частности всплывают. Наличие доста-
точно большого количества таких шлаковых частиц внутри жидкого
металла значительно увеличивает поверхность взаимодействия ме-
талл— шлак и способствует более эффективному их реагированию.
Физические процессы смешивания расплавленного основного и
наплавляемого металлов в центральной части ванны, где потоки
жидкости достаточно интенсивны, происходят достаточно быстро.
Вблизи границы сплавления наличие твердых стенок ослабляет ско-
рость потока жидкости и превалирующим фактором становится диф-
фузионное проникание жидкого металла от кромок к центру и из
центральных частей ванны к кромкам. В этой области смешивание
272
расплавленного основного металла и жидкости центральной части
ванны несовершенно. Области такого несовершенного смешивания
металла в ванне показаны на рис. VI .7 (заштрихованы).
Разделение металла и шлака (а в некоторой части и газов, вы-
деляющихся в металле в виде пузырей) происходит не только за
счет их коагуляции и всплывания вследствие разности плотностей,
но и в результате «выталкивания» неметаллических составляющих
фронтом кристаллов, растущих со стороны дна и периферийных
частей ванны. То, что такой процесс выталкивания имеет большое
значение в удалении шлака, находящегося внутри сварочной ван-
ны, хорошо видно на примере потолочной сварки. В этом случае
разность плотностей шлака и металла должна была бы привести к
«всплыванию» шлака в сторону дна ванны (рис. VI.8, а). Однако
фактически шлак и при потолочной сварке после затвердевания ме-
талла оказывается на наружной (в данном случае нижней) поверх-
ности шва (рис. VI .8, б).
Несмотря на процесс выталкивания шлаковых включений, раз-
ность плотностей металла и шлака на их разделение в ванне иг-
рает все же существенную роль.
§ 41. ОСНОВНЫЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОЦЕССА КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
Все металлы и сплавы в твердом состоянии являются кристал-
лическими телами. Этим определяется их структура и свойства.
Для большинства технологических процессов получения металла,
в частности при сварке плавлением, характерна их кристаллизация
из жидкого состояния. Кристаллизацией называют процесс форми-
рования первичной структуры, при затвердевании жидкого металла.
Частицы расплавленного чистого метал-
ла по мере снижения температуры стано-
вятся менее подвижными. При этом си-
лы, стремящиеся удержать их в законо-
мерном порядке, характерном для кри-
сталлической решетки, возрастают. При
температурах ниже некоторой критиче-
ской То (рис. VI .9) энергетически солее
целесообразным является достаточно стро-
гое распределение положительно заряжен-
ных частиц в виде узлов кристалличе-	Рис
ской решетки, и металл может превращаться из жидкого в кристал-
лический, твердый. Температура 7'(|, при которой равновероятно
как твердое, так и жидкое состояние металла, называется его тем-
пературой плавления, однако затвердевания металла при
этой температуре еще не происходит.
Для кристаллизации металла из жидкого состояния необходимо
образование зародышей (центров кристаллизации) и их рост за
счет присоединения частиц контактирующей с ними жидкости. И для
зарождения центров кристаллизации, и для их роста требуется,
чтобы возникающая твердая фаза была энергетически более целесо-
18 Заказ № 269
273
образной, чем ранее существовавшая жидкая. Это достигается при
температуре ниже критической, т. е. при переохлаждении. По-
этому процесс кристаллизации возможен только в случае сни-
жения температуры ниже температуры плавления, хотя бы в
отдельных участках, где образуются и растут зародыши. Степень
необходимого переохлаждения зависит от характеристик кристал-
лизующегося металла и скорости отвода тепла — скорости охлаж-
дения.
В результате кристаллизации освобождается некоторая энер-
гия — теплота кристаллизации, численно равная скры-
той теплоте плавления. Это тепло обычно отводится через границу
раздела твердой и жидкой фаз в более холодное твердое тело. Ин-
тенсивность отвода тепла определяется теплофизическими свойст-
вами* твердого и жидкого металлов и градиентами температур вблизи
границы их раздела. Исключая из рассмотрения возможный пере-
грев жидкости выше Тпл, для нарастания на единицу поверхности
твердой фазы слоя закристаллизовавшегося металла толщиной dY
за время dt на границе раздела фаз должна быть обеспечена
следующая связь между составляющими теплового потока: *.
G„„ р (dTJdy) - (дТх/ду)]^у dt,	(VI.18)
где GnjI — теплота кристаллизации, равная скрытой теплоте плавле-
ния; р — плотность кристаллизующегося металла; 1Т и Л}(: — коэф-
фициенты теплопроводности соответственно твердого и жидкого
металлов при температуре плавления Тпл, дТг!ду и дТ^ду — градиен-
ты температуры у границы раздела фаз пр оси у, перпендикулярной
к этой границе, соответственно в твердом и жидком металлах.
Если процесс затвердевания жидкости осуществляется в виде
фронта, параллельного некоторой начальной поверхности, на кото-
рой поддерживается постоянная температура Т 7"пл, а объем жид-
кости настолько велик, что его можно рассматривать как полубес-
конечное тело, температура которого в начальный момент была по
всему объему постоянной и выше Т„л, то анализ формулы (VI. 18)
позволяет установить, что толщина слоя У твердой фазы изме-
няется во времени по закону квадратного корня
Y=k]/r7,	(VI.19)
а скорость нарастания dYtdt определяется формулой
dYldt=k*l(2Y),	(VI.20)
где k — постоянный коэффициент в определенных условиях тепло-
отвода.
При процессе затвердевания жидкой стали в чугунных изложни-
цах k ^2,5 см/мин1/2, а в песчаных формах й^0,7 см/мин]^2.
Фактически температура стенок изложницы не остается посто-
янной, а металл в этом объеме не является полубесконечным телом.
Поэтому в реальных условиях скорость нарастания слоя твердой
фазы отличается от рассчитанной по формуле (VI.20). Качествен-
ное изменение расчетной (штриховая линия) и фактической (сплош-
274
ная линия) скоростей роста твердой фазы по мере удаления от стен-
ки изложницы к центру слитка (без учета влияния отвода тепла
через дно изложницы и наружную поверхность) показано па
рис. VI.Ю.
При затвердевании стали в чугунных изложницах, когда проис-
ходит только отвод тепла от жидкого металла, скорость нарастания
слоя даже в малых слитках на расстоянии
около 0,5 см от стенки изложницы состав-
ляет около 0,05-5-0,1 см/с, а на расстоянии
5—20 см от стенки — 0,008-5-0,010 см/с.
В случае затвердевания чистого металла
его конечная структура определяется в основ-
ном условиями зарождения и роста кристал-
лов. При этом увеличение интенсивности от-
вода тепла (скорости охлаждения) в целом
способствует образованию конечной мелкозер-
нистой структуры, а малые скорости охлаж-
дения приводят к крупнозернистой первичной
структуре. Состав твердого металла в этом
случае по всему объему оказывается одинако-
вым.
Сплавы кристаллизуются не при какой-то
постоянной температуре, а в некотором диа-
пазоне температур. При последовательном
нарастании твердой фазы между ней и жид-
Рис. VI.10
костью имеется двухфазная область, в которой присутствуют и
твердая и жидкая фазы. Ширина такой зоны определяется темпера-
турным интервалом солидус (полное затвердевание) и ликвидус
(полное расплавление) и градиентом температуры в этой зоне.
В такой зоне, кроме имеющихся и растущих кристаллов, могут
появляться и новые центры кристаллизации, как самопроизвольно
возникающие из жидкости, так и дополнительные (тугоплавкие
частицы-модификаторы, осколки зерен-кристаллов). •
Процессу кристаллизации сплавов сопутствует получение неодно-
родного состава в различных объемах образовавшейся твердой фазы
в связи с ликвацией при затвердевании. Ликвация вызывается
различной растворимостью примесей (легирующих добавок) в твер-
дой и жидкой фазах сплава. Как известно, применительно к равно-
весной диаграмме состояния, например двухкомпонентной системы
(основа сплава — примесь) с эвтектикой при понижении температу-
ры сплава с исходной концентрацией примеси Со, первые кристал-
лы будут иметь состав, отвечающий на рис. VI. 11, а точке 1. В мо-
мент снижения температуры до солидуса (точка 2) остающаяся жид-
кость имеет состав точки 3. При температуре между ликвидусом и
солидусом (точка 4) соотношение между количествами твердой и
жидкой фаз определяется правилом рычага.
Применительно к равновесным условиям (скорость роста кристал-
лов рк->0), приняв изменение температур ликвидус и солидус как
прямолинейно зависящие от концентрации примеси (что в основном
18*
275
верно для малых Со), связь между составами 1 и 3 определится
коэффициентом ликвации х (рис. VI.11, б). Чем больше х
отличается от единицы, тем сильнее состав первых кристаллов отли-
чается от жидкости, затвердевающей в последнюю очередь. Пример-
ные значения таких коэффициентов для различных элементов в же-
лезе приведены в табл. VI.2.
Рис. VI.И
При малой скорости кристаллизации (vK 0) избыточная при-
месь в жидкости успевает удаляться от фронта кристаллизации, по-
степенно обогащая остающиеся объемы жидкой фазы.
Таблица VI.2
Равновесные коэффициенты ликвации различных элементов в железе
Элемент- примесь в железе	S	Г	С	Си	S1	Мо	N1	О	W
Значение	0,05	0,07	0,13	0,56	0,66	0,70	0,80	0,95	0,95
Общая характе- ристика	Сильно ликви- рующие			Ликвирующие			Слабо ликвирую- щие		
При большей скорости кристаллизации и уменьшении градиента
температуры в жидкой фазе (способствующих развитию разветвлен-
ной дендритной формы образующихся кристаллов) примесь не успе-
вает удаляться от фронта растущей твердой фазы. Тогда после кри-
сталлизации средний состав затвердевшего металла в различных
объемах ближе к исходному составу жидкости Фактическое значе-
ние коэффициента ликвации х' в этом случае не равно х, а сместится
от значения х к единице, т. е. ликвация»станет меньше. Упрощен-
но связь между х' и х характеризуется формулой
___________*
х+(1 — х) е~ Vr^D}
(VI.21)
276 ‘
где — коэффициент диффузии примеси в жидкой фазе; 6--тол-
щина слоя жидкости, в которой ещенезакристаллизовавшаяся примесь
уносится от фронта твердом фазы диффузией.
Естественно, что при пк->0 и £)ж->оо значение х'-^х, а при
£)ж=0 и гк->со значение х'=1 (т. е. ликвации не будет). Следо-
вательно, при большом значении D.M (например, при принудитель-
ном интенсивном перемешивании жидкости, включая и ее слой вбли-
зи фронта твердой фазы) ликвация стремится к равновесным усло-
виям, как при vK -> 0.
Закономерности изменения коэффициента ликвации сурьмы
(х=0,003) при выращивании монокристаллов германия из тигля без
его вращения и с вращением (приводящим к перемешиванию жид-
кости у фронта растущего кристал-
ла) показаны на рис. VI. 12. Как
следует из этого рисунка, равно-
весные значения х' = х получаются
либо при малой скорости роста
кристалла (ок <50	мм/ч =
=0,0015 см/с) без вращения тиг-
лей, либо при большей скорости
роста и быстром вращении тигля
(1440 об/мин и ок ~ 150 мм/ч).
Рост х' при быстром вращении
тигля невелик даже при fK —
~250 мм/ч.
Скорость роста twotpuawma, мм/ч
Рис. VI.12
Фактические скорости роста кристаллов даже в слитках значи-
тельной массы всегда имеют большие значения и удаление примеси
диффузией в незакристаллизовавшийся объем происходит непол-
ностью. При мгновенном затвердевании всего объема жидкости в
Рис VI.13
конечном затвердевшем металле лик-
вационной неоднородности состава не
будет.
Процессы кристаллизации, связан-
ные с удалением примеси диффузией от
фронта растущей твердой фазы, носят
название диффузионных. Когда
примесь не удаляется, а происходит за-
твердевание того состава, который бли-
зок к исходной жидкости, процесс
кристаллизации называется б е з диф-
фузионным. Схематически влияние
скорости охлаждения жидкого металла
в момент затвердевания на протекание
процесса кристаллизации по диффузионной (/) и без диффузио иной
(2) схемам показано на рис. VI. 13.
В связи с тем что при vK 0 затвердевший металл долго нахо-
дится при очень высокой температуре, когда и диффузия примеси
в нем большая, примесь может выравнять свою концентрацию во
всем объеме и конечной неоднородности состава не будет. При не-
277
Рис. VL.I4
котором повышении ик исходная неоднородность еще велика и одно-
временно сокращается время выравнивания содержания примеси в
закристаллизовавшемся металле. Это приведет к увеличению конеч-
ной ликвационной неоднородности металла. Дальнейшее увеличение
способствует уменьшению исходной неоднородности.
Сопоставление фактического распределения ликвирующей приме-
си (например, серы) по сечению стального слитка в середине его
высоты с исходной концентрацией этой
примеси в жидкости схематически по-
казано на рис. VI. 14. Вблизи стенок
изложницы, где скорость затвердевания
велика (см. рис. VI. 10), в «заморожен-
ном» слое фактическая средняя кон-
центрация серы Сф соответствует ее
концентрации в жидком металле (Со).
При замедлении роста кристаллов по
мере удаления растущего слоя от стен-
ки изложницы металл получается менее
загрязненным примесью (Сф < CJ. Вбли-
зи оси слитка затвердевает уже обога-
щенная примесью жидкость (Сф > Со).
Особенно сильно загрязнена верхняя
часть слитка в связи с всплыванием легких примесей S, С и др.
Наиболее сильная ликвапионная неравномерность, как известно,
имеет место в кипящей стали, где диффузия усиливается «кипением»
(перемешиванием) стали в процессе кристаллизации.
Кроме неравномерности распределения примеси во всем объеме
закристаллизовавшегося металла в связи с ликвацией (зональная
ликвация) в металле имеется и неоднородность распределения при-
месей в осях и межосных промежутках дендритов (дендритная не-
однородность). Влияние скорости роста кристаллов (скорости охлаж-
дения) на дендритную неоднородность такое же, как и ее влияние
на зональную неоднородность.
§ 42. ОСОБЕННОСТИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ МЕТАЛЛА
В СВАРОЧНОЙ ВАННЕ
Расплавленный металл при сварке кристаллизуется в других
условиях, чем в изложнице (форме). Основными особенностями при
этом являются:
1)	осуществление кристаллизации металла в сварочной ванне в
условиях, когда в эту же ванну вводится теплота сварочным источ-
ником; фронт кристаллизации связан с перемещением сварочного-
источника тепла;
2)	наличие в ванне ограниченного количества центров кристал-
лизации в виде зерен основного металла на границе сплавления;
3)	наличие в ванне значительного градиента температур; боль-
шой перегрев металла в центральных частях ванны;
4)	значительное перемешивание металла ванны;
278
5)	малый объем ванны, непродолжительное существование метал-
ла в расплавленном состоянии; кристаллизация металла происходит
с большими средними скоростями роста кристаллов.
Кроме того, очень часто при сварке плавлением составы основ-
ного и наплавляемого металлов являются различными, что вызывает
Рве. VI.15
исходную неоднородность состава жидкого металла в различных
участках сварочной ванны.
Ввод теплоты в ванну, по периферии которой происходит кри-
сталлизация, принципиально меняет закономерности изменения ско-
рости роста кристаллов от границы сплавления к центру ванны
(шва) в сравнении со слитком. В связи с этим иа границе раздела
твердой и жидкой фаз на фронте кристаллизации кроме отвода теп-
ла в твердый металл происходит и подвод тепла со стороны ванны.
Если границу раздела фаз АБВ или ДБ'В (рис. VI 15, а) раз-
вернуть в прямую линию АБВ (рис. VI. 15, б), то левее точки Б
будут расположены участки головной части ванны (где происходит
279
расплавление кромок свариваемого изделия), а правее, до точки В —
участки хвостовой части, в которой происходит кристаллизация —
превращение жидкого металла в твердый. На участке АБ (АБ')
подвод тепла из ванны превышает его отвод в твердый металл, а на
участке БВ (Б'В) отвод тепла больше подвода. В точке Б (Б') коли-
чество подводимого и отводимого тепла равно.
Отвод тепла в твердый металл (приближенно) обратно пропор-
ционален градиенту температур в твердом металле вблизи границы
раздела фаз, т. е. прямо пропорционален величинам ДЛ'И, равным
Ay^cosa на рис. VI. 15, а, где а — угол между перпендикуляром к
рассматриваемому участку поверхности ванны и направлением свар-
ки. Характер этого отвода тепла от различных участков (Дх„) хво-
стовой части ванны показан на рис. VI. 15, б кривой ]\LM. Харак-
тер изменения подвода тепла к различным участкам хвостовой части
ванны на этом же рисунке показан кривой ОРр. Изменение подво-
да и отвода тепла в передней части ванны показано условно штрих-
пунктирными линиями, являющимися продолжением кривых RLM
(отвод) и ОРР (подвод тепла) в хвостовой части ванны.
В связи с тем что фактический отвод тепла, необходимый для
кристаллизации металла в хвостовой части ванны, определяется раз-
ностью отвода и подвода тепла в различных участках границы раз-
дела жидкого и твердого металлов, эта величина показана на
рис. VI. 15, б кривой QST. Заштрихованная область между QST и
линией АБВ представляет собой эту разность отвода и подвода тепла.
У точки Б (Б') разность — Ь^) равна нулю, затем разности
(апЪп — ЬпЪп) растут и только в конце хвостовой части ванны могут
несколько уменьшаться. Естественно, что от точки Б к точке В и
скорость роста кристаллов должна увеличиваться. Как показал
М. В. Шаманин, изменение скорости роста кристалла vK при его
прорастании от границы сплавления (точка Б) до центра ванны
(ось хх) определяется формулой
t>K=c^cosa,	(VI.22)
где осв — скорость сварки (скорость линейного перемещения свароч-
ного источника тепла); a — угол между направлением сварки и
перпендикуляром к границе раздела фаз в точке, соответствующей
участку поверхности ванны, на котором растет кристалл.
В точке Б угол a=90° и cos a=0, т. е. скорость роста кристал-
лов у границы сплавления равна нулю. При завершении роста
кристаллов у оси хх vK~> vca (так как в точке В а=0).
Кристалл (или последовательно нарастающие кристаллы) растет
по кривой, определяемой кривизной поверхносги ванны. Ориентиро-
вочно ось кристалла в плоскости рисунка показана штриховой ли-
нией на рис. VI. 15, а.
Таким образом, характер изменения скорости роста кристалли-
тов vK в сварочной ванне от периферии к центру иной, чем в слит-
ке: происходит не замедление роста, а наоборот, увеличение скоро-
сти роста от минимальной у границы сплавления до максимальной
у последних участков затвердевания у центра ванны (центра шва).
280
Влияние режима автоматической сварки под флюсом на измене-
ние средних скоростей роста кристаллов по участкам их длины /к
показано на рис. VI. 16.
Если подсчитать среднюю скорость роста кристаллита как част-
ное от деления длины кристаллита 1К на время его роста tK (част-
ное от деления длины хвостовой части ванны хв —хв на скорость
сварки осв), то эта величина
для широкого диапазона ре-
жимов дуговой сварки со-
ставляет от 0,1 до 0,4 см/с,
т. е. значительно больше
обычных средних скоростей
роста кристаллов при затвер-
девании слитков, отливок и
выращивании монокристал-
лов. При этом следует отме-
тить, что если в центре ван-
ны скорость роста кристал-
литов примерно равна скорости
мерно 0,2—1,0 см/с), то у границы сплавления она очень мала и
увеличивается по мере удаления от нее.
Значение средних скоростей роста кристаллов на различных
участках вблизи границы сплавления приведено в табл. VI.3,
Рис. VI. 16
сварки (для обычных режимов при-
Таблица VI.3
Расчетные скорости роста кристаллов вблизи границы сплавления
при дуговой сварке пластин средней толщины
Свариваемая сталь	Погонная энергия при сварке, кал/см	Расстояние от границы сплавления, к которому относится средняя скорость роста кристаллов, мм	Примерная средняя скорость кристаллов, см/с
Хромоникелевая аусте- нитного класса	2 000	0—0,03 0,03—0,10 0,10—0,30 0,30—0,80	0,010 0,025 0,040 0,120
Низкоуглеродистая не- легированная или низко- легированная	2000	0—0,05 0,05—0,12 0,12—0,40 0,40—1,00	0,020 0,050 0,090 0,200
	10 000	0—0,01 0,01—0,05 0,05—0,12 0,12—0,20	0,005 0,012 0,017 „ 0,027
Как следует из распределения скоростей роста кристаллитов в
сварочной ванне, диффузионная кристаллизация (примерно, при
ук<3-10~2 см/с) в этих случаях может происходить в небольшой
части объема вблизи границы сплавления, а в центре преобладает
281
бездиффузионная кристаллизация. Распределение ликвирующих при-
месей в закристаллизовавшемся металле шва рассмотрено в следу-
ющем параграфе.
Наличие на границе сплавления, от которой и растут кристал-
литы в направлении центра ванны, оплавленных зерен основного
металла создает благоприятную обстановку для роста кристаллов на
«подкладке». В этом случае образование новой фазы энергетически
Рис. VI.17
выгоднее, -чем образование центров
кристаллизации в объеме жидкой,
фазы. Если такая подкладка хоро-
шо смачивается жидким распла-
вом и имеет кристаллическую ре-
шетку, изоморфную кристаллизу-
ющемуся металлу, то она способ-
ствует процессу кристаллизации.
Это условие при сварке, как пра-
вило, создается на границе сплав-
ления металла ванны с основным
металлом, нагретым до температу-
ры плавления. Подплавленные зер-
на выступают как центры кри-
сталлизации, на которых по мере
снижения температуры в прилега-
ющих объемах жидкости растут
кристаллиты металла шва.
Некоторые кристаллиты по ме-
ре прорастания от границы сплав-
ления с различной скоростью (что
определяется анизотропией тепло-
проводности различных зерен ме-
талла), опережая соседние, получа-
ют лучшее питание жидкостью, раз-
виваются полнее и ограничивают
возможность прорастания тех, которые на первом этапе росли в ме-
нее благоприятном направлении. Последние развиваются недостаточ-
но и заканчивают свой рост вблизи границы сплавления. В резуль-
тате этого число кристаллитов на некотором расстоянии от границы
сплавления уменьшается. Упрощенная схема расположения таких
кристаллитов, растущих на каком-то участке границы сплавления,
показана на рис. VI. 17, с, а характерная структура при сварке
вблизи границы сплавления — на рис. VI. 17, 6.
Однако строение растущих столбчатых кристаллитов является
болае сложным, чем показано на этой схеме. Известно, что основ-
ной формой кристаллов, растущих из расплава, является дендрит-
ная. Особенно полное развитие дендриты получают при питании
жидкостью каждого отдельного кристалла, т. е. когда соседние кри-
сталлиты не мешают друг другу развиваться. При параллельном
росте большого количества кристаллитов их свободное развитие за-
труднено и поэтому боковые ответвления являются недоразвитыми.
282
Каждый крйсталлит, растущий от отдельного зерна на границе
сплавления, представляет собой друзу совместно растущих элемен-
тарных столбчатых кристаллов со слабо развитыми осями второго
порядка. Схема внутреннего строения таких кристаллитов представ-
лена на рис. VI. 18, а, а
их характерная микрострук-
тура— на рис. VI.18, б.
Расстояние между осями
второго порядка при дендрит-
ном строении уменьшается с
увеличением скорости охлаж-
дения (скорости роста крис-
таллов). При росте стальных
кристаллов со скоростью бо-
лее 0,2 см/с расстояние меж-
ду осями второго порядка
составляет менее 0,1 мм. По-
этому межосные участки в
металле сварных швов (уча-
стки, обогащенные ликватами)
имеют очень небольшие раз-
меры.
Ширина осей кристаллов
изменяется также в зависи-
мости от условий кристалли-
зации. При уменьшении гра-
диента температур в области
двухфазного твердо-жидкого
состояния ширина осей увели-
чивается примерно пропорци-
1 1
опально------ или-----где
дТ/Sy	дТ/дХ
N — нормаль к границе раз-
дела фаз. Вообще в свароч-
ной ванне градиент темпера-
туры вблизи границы разде-
ла твердой и жидкой фаз
значительно больше, чем в
условиях кристаллизации
сплава в изложнице или фор-
ме. Отсюда и линейные раз-
меры двухфазной области в
Рис. VI.18
направлении роста кристаллов невелики, особенно для сплавов с не-
большим температурным интервалом солидус — ликвидус. В связи с
этим элементарные кристаллы не могут сильно развиваться в боко-
вые стороны. Сопоставление экспериментально замеренной ширины
осей (7) и расчетных значений обратных величин градиентов темпе-
ратур (2) по мере удаления растущих кристаллов от границы сплав-
ления, по работам Л. Гладштейна, показано на рис. VI. 19, а, б.
283
По мере удаления от границы сплавления оси кристаллов не-
сколько увеличиваются по своему сечению.
При сварке многослойных швов, когда последующий валик пере-
плавляет металл предыдущего, в роли подкладок, на которых будут
расти кристаллы, выступают зерна металла ранее выполненного ва-
а)
Б)
Рис. VI.19
лика. Если металл предыдущего слоя имеет явно выраженную
столбчатую структуру, то и в следующем слое кристаллы растут
как продолжение подкладок. На макрошлифе поперечного сечения
такого многослойного шва кристаллиты как бы перерастают из слоя
в слой. Структура такого типа называется т р а и с к р и с т а л л и т-
ной. Она наиболее характерна, когда металл шва не испытывает
перекристаллизации при охлаждении, например у однофазных аусте-
нитных сталей, меди и др.
Появление узкой зоны двухфазного состояния, в которой могут
принципиально появляться новые центры кристаллизации, при боль-
ших скоростях роста кристаллов при сварке не влияет на увеличе-
ние количества кристаллитов по сравнению с теми, которые растут
от границы сплавления. Поэтому получить устойчивое измельчение
первичной структуры металла шведе в ряду случаев сварки, особен-
но металлов с высокой температурой плавления, не удается.
Более вероятным является появление дополнительных центров
кристаллизации в центральной части ванны, вблизи конца ее хво-
стовой части (вблизи точки В на рис. VI. 15, а), так как градиент
температур здесь наименьший и ширина роны двухфазного состо-
яния наибольшая.
Регулировать первичную структуру введением модификаторов
Его рода (принудительных центров кристаллизации в виде туго-
плавких составляющих со структурой, изоморфной кристаллизующе-
муся сплаву) удается при сварке относительно легкоплавких метал-
284
лов. Так, например, существенно можно измельчить структуру алю-
миниевых сплавов введением в качестве модификаторов Ti или Zr.
Модифицирование сталей при сварке затруднено, особенно при
дуговой сварке, когда значительный перегрев переплавляемого элек-
трода дезактивирует даже весьма тугоплавкие модификаторы.
В некоторых случаях сварки перспективным является введение
модификаторов 2-го рода. Поверхностно-активные примеси обволаки-
вают растущие кристаллиты и создают более благоприятную обста-
новку для зарождения новых центров кристаллизации и их роста.
Возможно также создание дополнительных центров кристаллиза-
ции посредством воздействия на ванну упругих колебаний, в част-
ности введением ультразвуковых колебаний определенной мощности
или дополнительным перемешиванием металла внешним магнитным
полем. Однако технически такое воздействие является затруднитель-
ным.
§ 43.	ЛИКВАЦИЯ ПРИМЕСЕЙ ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ МЕТАЛЛА
СВАРОЧНОЙ ВАННЫ
Контакт твердого и жидкого сплавов даже одинакового состава
приводит к перемещению элементов из одной фазы в другую. Так
как ликвирующие элементы лучше растворяются в жидком металле,
чем в твердом, то на границе раздела фаз, стремясь к равновесному
распределению, определяемому
коэффициентом и (см. §41), они
перемещаются из твердого метал-
ла в жидкий. При этом кон-
центрация такого элемента в
твердом металле понизится, и в
эту область начнется диффузия
данного элемента из соседних
объемов твердого металла. Даль-
нейший его переход в жидкость
определяется подводом элемента
из глубинных слоев твердого
металла к границе раздела
фаз (т. е. коэффициентом диффузии элемента в твердом металле
и временем) и отводом его в слои жидкости, удаленные от по-
верхности твердой фазы (определяемым диффузией элемента в жид-
кости и временем диффузии). Общий характер распределения ликви-
рующей примеси у границы раздела твердой и жидкой фаз (без
учета двухфазной области) после некоторого периода остановки этой
границы показан на рис. VI.20 (штриховая линия — после перерас-
пределения в период охлаждения твердого металла).
Количественное решение такой задачи дано Б, А. Мовчаном в
виде формул, связывающих концентрацию ликвирующего элемента
285
с расстоянием от границы раздела фаз, временем контакта и коэф-
фициентами ликвации и диффузии примеси:
а) Ст (у, /)=СГо —	С —иС 1 о	-Дус	1 —erf	< > у {2l^DTt	для
б) Сж(у, t) = CXa —	—Ст	1 — erf	( У \	для
	SC-J-ф^ jDxJ		U Vd^)\	
г
у < О,
у > О,
(VI.23)
где Ст0 и СЖо — начальные концентрации ликвирующей примеси в
твердом и жидком металлах; Ст /> и Сж <у, о —- концентрация этого
элемента в твердом и жидком металлах через данное время t с от
начала взаимодействия на расстояниях х см от межфазной границы;
DT и — коэффициенты диффузии элемента в см2/с в твердой и
жидкой фазах при температуре, равной (близкой) температуре плав-
ления. Выражение в скобках представляет собой функцию интегра-
ла Гаусса, численно определяемую по значению у/(2]/*£>/) (приво-
дится в специальных таблицах).
Такой характер перемещения ликвирующей примеси имеет место
в в условиях сварки, в частности у границы сплавления. При этом
за время контакта жидкого и твердого металлов из твердой стали в
ванну Перемещаются такие элементы, как сера, фосфор, углерод.
При сварке меди так перемещается в ванну кислород из основного
металла.
При сварке плавлением низкоуглеродистой стали ширина зоны
нерасплавленного основного металла с уменьшенной концентрацией
ликвирующих примесей обычно составляет около 0,05—0,10 мм.
В последующий период времени, когда в связи с кристаллиза-
цией часть ванны, прилегающая к границе сплавления, затвердевает,
уже в твердом металле происходит перераспределение примеси.
При этом из зон с большей концентрацией она переходит в зоны с
меньшей концентрацией. В сварных соединениях сталей углерод в
результате его большой диффузионной подвижности при’ высоких,
температурах почти выравнивает свою концентрацию. Менее по-
движная в твердом металле сера не успевает переместиться на необ-
ходимые расстояния и поэтому вблизи границы сплавления, в час-
тично оплавленном при сварке металле, остается зона с уменьшен-
ной концентрацией серы, а рядом в металле шва расположена зона
с повышенной концентрацией серы.
При кристаллизации сварочной ванны скорость роста твердой
фазы не изменяется монотонно. В результате ряда причин, в том
числе и в связи с импульсами изменения теплового баланса на
границе раздела фаз, скорость роста кристаллов отклоняется
от закономерности, выражаемой формулой (VI.22). Сохраняя общий
характер изменения ик, согласно зависимости (VI .22), в отдельных
участках вдоль оси растущих кристаллов происходит снижение
286
Т а б л иц а VI.4-
Расстояние между кристаллизационными слоями в сварных швах
при дуговой сварке сталей
Способ и характе- ристика режима сварки	Средняя величина шага кристаллизации (в числителе) и расстояние от границы сплавления (в знаменателе, нарастающим итогом), мм					
	1-Й шаг	2-Й шаг	З-й шаг	4-Й шаг	5-й шаг	6-й шаг
Ручная	0,01	0,013	0,014	0,02	0,036	
	0,01	0,023	0,037	0,057	0,093	
Автоматическая пад	0,01	0,01	0,012	0,013		
флюсом	0,01	0,02	0,032	0,045		
То же (металл при	0,01	0,012	0,018	0,02	0,032	0,080
температуре —50° С)	0,01	0,022	0,040	0,060	0,092	0,172
Тоже (большая по-	0,011	0,013	0,020			
гонная энергия	0,011	0,024	0,044			
Аргонодуговая	0,015	0,020	0,025	0,05	0,08	
(дп=2700 кал/см)	0,015	0,035	0.060	0,11	0,19	
То же (fti=5600	0,02	0,02	0,025	0,030	0,040	0,060
кал/см)	0,02	0,04	0,065	0,095	0,135	0,196
Автоматическая (ме-	0,035	0,100				
талл подогрет до 600° С)	0,035	0,135				
скорости и даже остановка их роста, сменяемая затем периодами
ускорения роста. В момент остановок роста кристаллов характер
перераспределения ликвирующих примесей оказывается подобным
рассмотренному у границы сплавления. Поэтому концентрация при-
месей от зоны к зоне и в шве является переменной, слоистой. Такая
слоистость расположения ликвирующих примесей в металле шва
в наибольшей степени проявляется вблизи границы сплавления,
причем расстояние между слоями ио Мере перемещения фронта
кристаллизации к центральным частям ванны (шва) увеличивается.
Характерные величины расстояний между такими слоями приведены
в табл. VI.4.	»
Как следует из табл. VI .4, в случае большой погонной энергии
при сварке и предварительного подогрева свариваемого металла шири-
на шага кристаллизации увеличивается. Увеличивается и неоднород-
ность распределения примеси.
Экспериментальные исследования распределения радиоактивной
серы в однослойных сварных швах, выполненных аргонодуговой
сваркой без присадки, показали, что вблизи границы сплавления,
где скорость кристаллизации наименьшая, средняя статистическая
концентрация ликватов меньше исходной (в переплавленном металле),
но одновременно в этой зоне наблюдается наибольшая неоднородность
287
их распределения. Общая схема распределения концентрации серы
по поперечному сечению шва от границы сплавления к центру
изображена на рис. VI .21 (верхние цифры относятся к аргоно-
дуговой сварке при q/v—2800 кал/см, или—1180 кДж/м; нижние — при
^/г=5700 кал/см, или—2400 кДж/м). Как следует из этого рисунка,
в центре шва, вблизи его
осевой линии, концентра-
ция ликвирующей примеси
несколько увеличена, что
указывает на то, что и
при значительных скоро-
стях роста кристаллов
при сварке (в опытах до
0,3 см/с) диффузионный
характер кристаллизации
полностью не подавляется,
хотя неоднородность в рас-
пределении серы оказывается небольшой (0,0415% S в центре, при
средней концентрации 0,04% S.)
Большие скорости роста кристаллов в условиях сварки приводят
и к меньшей, чем в слитках, дендритной неоднородности. Сопостав-
ление соотношения концентраций радиоактивной серы в осях кристал-
лов (1,0) и в межосных промежутках показано на рис. VI .22, а, а
Рис. VI.22
влияние марганца и углерода на дендритную неоднородность рас-
пределения серы в металле швов — на рис. VI.22, б; эксперимен-
тальная область разброса значений показана на рис. VI.22, а кресто-
образной штриховкой.	„
Таким образом, условия кристаллизации при сварке позволяют
получить металл шва с несколько более равномерным распределе-
нием ликвирующих примесей, чем при кристаллизации сплавов в
изложницах и формах.
288
§ 44.	ХАРАКТЕРНЫЕ ЗОНЫ МЕТАЛЛА ШВА ПРИ ОДНО-
И МНОГОПРОХОДНОЙ СВАРКЕ
При сварке плавлением металл шва в большинстве случаев
представляет собой продукт перемешивания расплавленного основ-
ного и отличающегося от него по составу наплавленного металла.
Исключениями являются только сварка неплавящимся электродом
без присадочного металла (когда шов образуется только сплавле-
нием кромок основного свариваемого металла) и сварка в инертных
газах при составе присадочного металла, аналогичного свариваемому.
Наплавленный металл, явля-
ющийся продуктом переработки
сварочных материалов в реак-
ционной зоне сварочного про-
цесса, в большей или меньшей
степени отличается от исход-
ного состава присадки (элек-
тродной проволоки). Он посту-
пает в среднюю область голов-
ной части сварочной ванны.
Расплавленный основной металл
также поступает в головную
часть ванны, но со стороны ее
периферии.
В результате перемешива-
ния, вызываемого потоками
жидкости в ванне (вследствие
конвекции, механического и
других видов воздействия сва-
рочного источника), расплавлен-
ные основной и наплавленный металлы образуют ванну примерно
одинакового состава в ее центральной и хвостовой части. Однако
вблизи границы сплавления, у максимального сечения сварочной
ванны, расплавившиеся объемы основного металла быстро затвер-
девают в связи с линейным перемещением сварочного источника
тепла, не успев хорошо перемешаться с металлом центральных частей
ванны. Наличие граничного слоя жидкого металла у твердой стенки,
что характерно для движущейся жидкости в любом русле, определяет
и меньшие скорости движения, и меньшее перемешивание жидкости.
Если состав наплавленного металла значительно отличается от
основного, то и состав центральных частей ванны также отличается
от состава жидкого металла около границы сплавления. Поэтому
в таких сварных швах по максимальному поперечному сечению
всегда имеется зона металла, состав которой отличается от переме-
шанного в ванне и затвердевшего металла шва в его наибольшей
по объему центральной части.
Характерное изменение концентрации Ni, Сг и Мп в зонах
металла шва около границы сплавления при сварке нелегированной
(низколегированной) стали сварочными материалами, дающими
аустенитный хромоникелевый наплавленный металл, показано
19 Заказ К» 269
289
на рис. VI .23 (а —ручная сварка: /св= 140 А; осв=5 м/ч; наплав-
ленный металл типа Х19Н12М; б—автоматическая сварка: /св=300А;
осв—10 м/ч; электродная проволока типа Х18Н9, флюс 480Ф-6).
Между более легированной средней частью металла шва и грани-
цей сплавления располагается зона с промежуточным составом
металла. Ширина зоны с заметной разницей состава металла зави-
сит как от сварочного ре-
жима (силы сварочного тока,
скорости сварки и др,), так
и от разности концентраций
элементов в основном и на-
плавляемом металлах.
При ручной и автомати-
ческой дуговой сварке ста-
лей ширина зоны перемен-
ного состава обычно находит-
ся в пределах 0,2—0,5 мм.
При электроннолучевой свар-
ке ее размеры ограничива-
ются до 100 мкм.
Уменьшение силы свароч-
ного тока и увеличение ско-
рости сварки способствуют
увеличению ширины зоны переменного состава.
В некоторых случаях такая зона может оказывать положитель-
ное действие на работу сварных соединений, а в других — она ска-
зывается отрицательно, например, когда промежуточный состав
этой зоны обладает низкими свойствами. Тогда в такой зоне воз-
можны хрупкие разрушения типа отколов по металлу шва вблизи
зоны оплавления. В этой зоне металла сварных швов могут быть
и особые прослойки с повышенной концентрацией ликвирующих
примесей (см. § 43).
В многослойных швах и наплавках в случае различия составов
основного и наплавленного металлов от слоя к слою (от валика
к валику) доля этих составляющих меняется, а следовательно,
меняется и химический состав по сечению шва. Изменение доли
основного металла в различных слоях наплавок и стыковых швов
при различных разделках для случая ручной сварки аустенитных
сталей аустенитными электродами показано на рис. VL24.
Доля основного металла, а следовательно, и различие в составе
слоев шва при разных составах основного и наплавленного метал-
лов наиболее сильно изменяются от слоя к слою в случае наплавки
на плоскость, У стыковых швов, особенно при сварке узких, глу-
боких разделок, это изменение меньше.
В результате термической обработки соединений, сваренных
однослойными или многослойными швами, вблизи границы сплав-
ления часто образуются переходные прослойки из-за миграции
углерода из составляющей с недостаточным количеством сильных
карбидобразующих элементов в другую составляющую сварного
290
соединения, имеющую избыток сильных карбидобразующих эле-
ментов. Обычно такой составляющей является металл шва, напри-
мер при сварке низколегированных сталей аустенитными хромони-
келевыми электродами. В таком случае после термической обра-
ботки с одной стороны от границы сплавления (обычно в шве)
образуется «гряда» карбидов, а с другой — ослабленный обезугле-
роженный слой.
Все эти особенности необходимо учитывать, подбирая сварочные
материалы для сварки различных металлов и сплавов, так как
химическая неоднородность металла сварных швов может значи-
тельно влиять как на его эксплуатационные характеристики, так
и на сопротивление деформациям, имеющим место при кристалли-
зации металла при сварке и при последующем охлаждении, без
образования трещин.
§ 45.	ДЕФОРМИРОВАНИЕ МЕТАЛЛА ПРИ ВЫСОКИХ
ТЕМПЕРАТУРАХ СВАРКИ
И ЕГО ДЕФОРМАЦИОННАЯ СПОСОБНОСТЬ
В условиях сварки в результате действия мощного сосредото-
ченного источника тепла в свариваемом соединении появляется
большой температурный градиент. Вследствие этого соседние участ-
ки металла шва и основного металла оказываются нагретыми до
различных температур, а их охлаждение происходит с различной
скоростью. Это приводит к затрудненному расширению нагреваю-
щегося металла и сокращению (усадке) его при охлаждении и в
связи с этим возникновению соответствующих деформаций и напря-
жений. Известно, что для металлов характерно термическое расши-
рение, упрощенно определенное формулой
A/o=ZoacpAT,	(VI.24)
где 10 — начальный линейный размер; АГ — разность между конеч-
ной Тк и начальной То температурой, °C; аср — среднее* значение
температурного коэффициента линейного расширения металла в рас-
сматриваемом интервале температур, 1/°С.
Представим изменение линейных размеров объема металла (круг-
лого стержня диаметром d), прикрепленного одним концом к стенке
(рис. VI.25, а) и нагретого на длине lv от температуры То до Тк
(для простоты примем весь перепад температур на длине d/->0).
Величина его свободного удлинения А/о определяется формулой
(VI.24). Аналогично' (пренебрегая мешающим увеличению диаметра
влиянием холодного металла) диаметр d' в этом объеме возрастет
до d-j-Ad- Если убрать источник нагрева и дать стержню охла-
диться в свободном состоянии, то произойдет сокращение длины
и диаметра до начальных размеров. Общий характер изменения
* Фактически температурный коэффициент линейного расширения изменяется
с температурой, причем особенно сильно при изменении кристаллической решетки
металла, имеющего аллотропные превращения.
19*
291
размеров в зависимости от изменения температуры при нагреве
и охлаждении упрощенно характеризуется ломаной 1 на рис. VI.25, б.
Предположим, что перед нагревом зажали стержень между дву-
мя абсолютно недеформируюшимися стенками (рис. VI-25, в). Тогда
при нагреве он удлиняться не сможет, а увеличение диаметра
сможет происходить свободно. Б связи с невозможностью удли-
няться в стержне появятся сжимающие напряжения, увеличиваю-
щиеся по мере возрастания температуры в участке /0. До опреде-
ленной температуры эти напряжения будут упругими и равными
о=(Д/0//0)£,
где Д/о//о — относительная деформация, Е — модуль нормальной
упругости металла, кгс/см2.
В связи с тем что согласно формуле (VI .24) Ы11=аДТ, возни-
кающие упругие напряжения составят
о=а£ДТ.	(VI.25)
Этот рост напряжений сжатия на рис. VI.25, г показан прямой 1
(кривыми 2 и 2’ показывают изменения предела текучести растяжения
и сжатия стали в зависимости от температуры, причем предел
текучести при сжатии упрощенно принят равным пределу текучести
при растяжении). Можно подсчитать температуру 71( tip и которой
для низкоуглеродистой стали напряжения сжатия достигнут значе-
ния предела текучести (точка А):
оу=аЕДТ—12-10~6-2-10сДЛ
292
так как ат ~ 2400 кгс/см2,
АГ=2400/(12-10“6 - 2 - 1Об) « 100°С,
т. е. такой небольшой нагрев при абсолютно жестком закреплении
приведет к появлению текучести металла и d-J-Ad' будет больше,
чем d-J-Ad в предыдущем случае. Если, например, нагреть стержень
до ТК=Т2, то между температурами Тг и 72 происходит пластиче-
ская деформация сокращения (эта деформация характеризуется на
рис. VI .25, е участком АБ на кривой 2'). Если прекратить нагрев,
то при охлаждении сперва снижаются напряжения сжатия согласно
прямой 5 (с таким, как и у прямой / угловым коэффициентом аЕ),
а после их снижения до нуля начнется сокращение длины стержня
до точки S. В результате стержень укоротится на величину
{А///0)т2, отмеченную на оси деформаций.
Если стержень жестко связать закрепами со стенками (до нагре-
ва или к моменту достижения Тк), то после спада напряжений
сжатия до нуля дальнейшее охлаждение вызовет в нем напряжения
растяжения, достигающие к полному охлаждению значения ОВ
в масштабе напряжений.
Аналогично, для TK=TS. Только в этом случае при нагреве
пластические деформации сокращения произойдут в большей степени
(от А до Г). При охлаждении без закрепления соответственно будет
большая остаточная деформация сокращения (Л1/1о)тя—ОЕ. В случае
вакрепления стержня от сокращения в процессе охлаждения от Ts
сперва уменьшатся напряжения сжатия, а затем в стержне начнут
расти напряжения растяжения по прямой 4 до точки Д. Достигнув
значения предела текучести при растяжении (точки Д), в стержне
появятся пластические деформации растяжения (проходящие по ли-
нии ДЖ}. После достижения температуры То конечные напряжения
в стержне (если он не разрушится) равны пределу текучести при
растяжении при этой температуре о7у, .
При нагреве до Т ж Тп„ все происходит аналогично. При охлаж-
дении в закрепленном состоянии в связи с чрезвычайно малыми
упругими свойствами металла в области высоких температур (кри-
вая 2 близка к нулю) нарастающая величина аЕ&Т по прямой 5
(с меньшим наклоном, чем у прямой /, в связи с меньшей величи-
ной Е) приведет сразу к пластическим деформациям растяжения
(от Тпл до точки И}. Потом в связи с быстрым нарастанием упругих
свойств металла в нем начнут расти напряжения растяжения по
прямой 6 на участке ИД и затем опять будет происходить пласти-
ческое растяжение (от точки И по' кривой 2 до точки Ж). Конеч-
ные напряжения опять равны пределу текучести при То.
Таким образом, в металле, нагревающемся в закрепленном
состоянии при повышении температуры до 7\ Тпл, проходят зна-
чительные пластические деформации сокращения, а при последу-
ющем охлаждении—сперва пластические деформации растяжения
при высоких температурах до момента возрастания упругих свойств
(точка И для низксуглеродистой стали при — 600°С) и затем
293
в области более низких температур (от точки К до температуры
полного охлаждения).
Как следует из рассмотрения закономерностей, упрощенно пред-
ставленных рис. VI.25, г, тепловое расширение наряду с изменением
формы (Лф) может привести к внутренней деформации (Авн), причем
Авн^Лф-асрА7\	(VI.26)
Различные участки сварного соединения находятся в различных
условиях закрепления и случаи, когда Аф=0, можно отнести к
абсолютно жесткому закреплению.
Деформации в твердом металле реализуются по известным ме-
ханизмам: двойникования, внутризеренного скольжения, приводящего
Рис. VI 26
к появлению линий сдвига (указаны стрелками на оптической
фотографии рис. VI.26, о), и межзеренного проскальзывания, со-
провождающегося появлением ступенек по границам зереп (рис. VI.
26, б — интерферограмма того же участка). В такой же последователь-
ности возрастает роль этих составляющих деформаций при повы-
шении температуры металла и уменьшении скорости деформации,
причем с повышением температуры сопротивление деформации при-
граничных участков зерен падает более интенсивно, чем внутризе-
ренных объемов, а запас межзеренной пластичности заметно ниже,
чем внутризоренный. Поэтому при высоких температурах обычным
является межзеренное разрушение при меньшей пластичности.
Если после затвердевания чистых металлов теоретически можно
рассматривать их деформирование только в однофазном твердом
состоянии, то для обычно применяемых сплавов приходится счи-
таться с наличием при кристаллизации двухфазного твердо-жидкого
состояния.
По мере понижения температуры металл изменяет свое состоя-
ние из жидкого в жидко-твердое, затем твердо-жидкое и, наконец,
твердое. Как правило, пластичность (или точнее величина, обрат-
294
пая вязкости) жидкости весьма велика. При появлении разобщен-
ных кристаллов твердой фазы (жидко-твердое состояние) пластич-
ность заметно уменьшается, но остается достаточно высокой, опре-
дальнейшем
$
Рис. VI.27
деляемой в основном жидкой фазой. Когда при
снижении температуры расту-
щие кристаллиты срастаются,
образуя общий каркас, разъ-
единяющий в той или иной
степени остающиеся объемы
жидкой фазы, пластичность
в основном определяется этим
скелетом твердой фазы. Одна-
ко при его разрушении
(разрывах) достаточное коли-
чество подвижной жидкости
может заполнять эти разры-
вы — «залечивать» их в про-
цессе продолжающейся кри-
сталлизации. При уменьше-
нии количества жидкой фазы
и ее расположении в объеме двухфазного сплава в виде пленок
между кристаллитами деформационная способность сильно снижа-
ется (главным образом против сдвига, сохраняя высокую проч-
ность на отрыв) и разъединенные (разорванные) кристаллиты «не
залечиваются». При полном затвердевании пластичность однофазно-
го твердого металла значительно возрастает.
Хотя прямых экспериментальных определений деформационной
способности различных металлов и сплавов в области высоких
температур очень немного, в целом
схематически ее можно охарактери-
зовать сплошной линией на
рис. VL27.
Наиболее низкую (но всегда име-
ющуюся) пластичность металлы
имеют в твердо-жидком состоянии,
в котором после образования общего
каркаса твердой фазы начинается
и усадка с изменением объема и
линейных размеров, определяемых
температурным коэффициентом ли-
нейного расширения а. Область
пониженной пластичности в процессе кристаллизации вблизи так
называемого «реального» солидуса называется температурным
интервалом хрупкости (ТИХ). Величина ТИХ зависит от диаграм-
мы состояния сплава. Например, для двухкомпонентного сплава с
эвтектикой температурные области различного состояния в зависи-
мости от количества второго компонента показаны на рис. IV.28
сплошными линиями. (/1 — жидкость; В — жидко-твердое состояние;
С — твердо-жидкое состояние; ниже С — твердое состояние.)
9Q3
Увеличение скорости охлаждения (скорости кристаллизации),
характерной, в частности, и для сварочных условий, приводит к
снижению равновесных критических температур, к более низким ее
значениям, причем особенно сильно снижается температура солиду-
са. Общий характер такого снижения показан на рис. VI.28 штри-
ховыми линиями. Как правило, это приводит к расширению обла-
сти твердо-жидкого состояния (вследствие увеличения интервала
Т9—Тп), к расширению ТИХ и увеличению вероятности получения
разрушений (трещин) при твердо-жидком состоянии металла. Такие
горячие трещины называются кристаллизационными.
Расширяет интервал твердо-жидкого состояния и ряд примесей,
имеющихся в реальных сплавах, в частности ликвирующих Так,
при наличии достаточного количества серы в сплавах на железной
основе эвтектики Fe — FeS и особенно Fe — FeO — FeS значительно
снижают температуру «реального» солидуса (примерно до 1000° С),
что приводит к значительному интервалу ТИХ, почти в 500° С.
(На рис. VI .27 это расширение ТИХ условно показано штриховой
линией 4.)
Еще более может расширяться область пленочного расположения
остаточных количеств жидкости при наличии Ni и S (температура
плавления этой эвтектики —644° С). Такие сплавы весьма склонны
к образованию кристаллизационных трещин.
Однако достаточно значительная пластичность — деформационная
способность, приобретаемая при завершении затвердевания, не
всегда ’по мере охлаждения сохраняется высокой. Она может опять
снижаться. Объяснение такому снижению пластичности при темпе-
ратурах несколько ниже солидуса связано с двумя гипотезами: поли-
гонизации и миграции границ зерен.
Первая гипотеза базируется на том, что в результате кристал-
лизации в металле образуется большое количество дефектов строе-
ния (вакансии в решетке, дислокации — линейные несовершенства
кристаллического строения). Появление дислокаций определяется
разориентировкой при сращивании кристаллитов и внутрикристал-
лизациониых блоков, пластической деформацией при охлаждении и
выходом винтовых дислокаций на поверхность зерен — подкладок,
на которых растут кристаллиты в процессе затвердевания.
При повышенных температурах дислокации обладают высокой
подвижностью вследствие как внешних напряжений, так и взаимо-
действия между собственными полями напряжений. Энергетически
наиболее вероятно расположение дислокаций в виде стенок, кото-
рые делят кристаллит на части, сопрягаемые друг с другом под не-
которым небольшим углом (обычно менее 1°). Создавшиеся в про-
цессе охлаждения стенки дислокаций приводят к образованию
новых, вторичных границ, которые определяют и снижение деформа-
ционной способности металла при высоких температурах.
Вторая гипотеза базируется на том, что так как внутренняя
энергия в металле уменьшается при уменьшении протяженности
границ зерен, в целом существует тенденция к общему сокращению
длины этих границ. В результате одни зерна за счет поглощения со-
296
седних вырастают, что возможно при более высоких температурах,
когда диффузионная подвижность атомов достаточно значительна.
За счет миграции границ у них идет накопление несовершенств и
примесных атомов, приводящих к понижению деформационной спо-
собности металла (сплава) вследствие исчерпания запаса межзерен-
ной пластичности в процессе пластиче-
ской деформации при охлаждении.
Наличие в закристаллизованном
металле двух отличающихся твердых
фаз (например, в сталях аустенита и
феррита) по обеим гипотезам является
препятствием для появления новых
границ и в связи с этим нет заметного
снижения пластичности металла по мере
понижения температуры ниже солиду-
са. Поэтому такое снижение деформа-
ционной способности наиболее характер-
но для чистых металлов и однофазных
твердых растворов, получающихся в
результате первичной кристаллизации.
Снижение деформационной способ-
ности металла в связи с образованием
новых границ зерен при подсолидусных
температурах может не обеспечить тех
деформаций, которые накапливаются
в результате понижения температуры
(росту Дф=<1ДТ) и способствуют образо-
ванию горячих подсолидусных (назы-
ваемых иногда полигонизационными)
трещин.
Общий характер возможных вариантов изменения деформацион-
ной способности металла в процессе его охлаждения при температу-
рах ниже солидуса показан на рис. VI.27 штрихпунктирными линия-
ми 2, 3, из которых линия 3 определяет наибольшее снижение пла-
стичности в этих условиях.
Сопротивляемость подсолидусным трещинам также связана с диа-
граммой состояния сплава. Схема изменения склонности к образо-
ванию подсолидусных трещин п и составом двухкомпонентных спла-
вов с эвтектикой и с непрерывным твердым раствором показана
соответственно на рис. VI .29, а, б.
Горячие как кристаллизационные, так и подсолидусные трещины
имеют межкристаллитный характер. Разрушение идет межзеренно,
по границам зерен.
Схематичная оценка сопротивляемости (или склонности) металла
горячим трещинам может быть осуществлена сопоставлением его
деформационной способности в области высоких температур и тех
фактических деформаций, которые происходят и накапливаются в
этот период охлаждения металла. Такая схема показана на
рис. VI.30.
На рис. VI .30, а показаны случае, когда образуются или не
образуются кристаллизационные трещины. Кривой 3 показано изме-
нение пластичности в области высоких температур. Прямые 1 и 2
показывают нарастание деформаций от момента образования сплошно-
го скелета твердой фазы (при температуре Тс); наклон кривых опреде-
ляется для простоты значениями а в рассматриваемом интервале
температур. Для случая Q2>a!
наклон прямой 2 больше, чем пря-
мой 1. При этом прямая 1 во всем ин-
тервале температур расположена ниже
кривой 3, т. е. фактическая ’ дефор-
мация обеспечивается деформацион-
ной способностью металла. Прямая 2
пересекает кривую 3 и в заштрихо-
ванной области между ними дефор-
мации превышают деформационную
способность металла вблизи темпера-
туры солидус. В этом температурном
интервале могут появиться трещины.
На рис. VI .30, б аналогично по-
казана возможность образования
подсолидусных трещин (прямая 5),
причем в области твердо-жидкого со-
стояния такой характер накопления
деформаций не вызывал кристалли-
зационных трещин, хотя минималь-
ная пластичность вблизи солидуса
была меньше, чем при более низких
температурах. Однако в связи с
большим Д Т абсолютное значение
фактической тепловой деформации к
более низким температурам оказалось при том же наклоне прямой
достаточно большим, превышающим деформационную способность ме-
талла в подсолидусных температурах.
При нарастании деформаций по прямой 4 ни кристаллизацион-
ных, ни подсолидусных трещин образовываться не должно, так как
она во всем интервале проходит ниже кривой 3, характеризующей
деформационную способность металла при различных температурах.
На искусственном регулировании при испытаниях скорости на-
растания деформаций в интересующем интервале температур основан
и ряд методов оценки сопротивляемости металлов образованию го-
рячих трещин, в том числе и при сварке (см. гл. VIII).
Для некоторых сплавов кроме спада пластичности в области
температур, близких к температуре солидус, наблюдается уменьше-
ние деформационной способности и при более низких температурах
(например, в связи с предполагаемым выделением РЬ из твердого
раствора меди при понижении температуры). Такие интервалы хруп-
кости по аналогии с ТИХ можно назвать СТИХ (среднетемператур-
ный интервал хрупкости). В некоторых случаях и в СТИХ возмож-
но образование трещин.	*
298
§ 46, ГОРЯЧИЕ ТРЕЩИНЫ ПРИ СВАРКЕ
Если в процессе кристаллизации и последующего охлаждения
металла в области высоких температур создаются условия, при ко-
I торых возникающие деформации укорочения металла не обеспечи-
ваются его деформационной способностью, то могут происходить на-
рушения сплошности — образование горячих трещин; Появление горя-
'Чтх трещин характерно для ряда сплавов при их кристаллизации в
изложницах. Чаще появляются горячие трещины в отливках, особен-
но сложной конфигурации, так как форма, в которую производится
заливка жидкого металла, обычно в большей степени, чем изложни-
ца, мешает сокращению размеров (усадке) металла при кристалли-
зации и последующем охлаждении.
Значительна склонность к образованию горячих трещин металла
и в условиях сварки, в ряде случаев создающая еще более сложные
условия деформирования металла при кристаллизации и его нахожде-
нии в области высоких температур. Горячие трещины при сварке
бывают как кристаллизационные, так и подсолидусные.
Способность образовывать швы без горячих трещин, т. е. способ-
ность металла шва или околошовной зоны претерпевать без разру-
шения упруго-пластические деформации при высоких температурах
в процессе сварки, называют технологической прочностью металлов
при сварке, j
"В“о6щем случае фактические деформации Д^ металла, в темпера-
турном интервале,хрупкости при сварке зависят не только от тем-
пературного коэффициента линейного..расширения а, но и от жест-
кости свариваемого изделия, а также режима сварки. При этом малая
жесткость свариваемого изделия может привести к дополнительному
деформированию металла в области ТИХ вследствие общих деформа-
ций всего изделия, вызываемым его местным нагревом сварочным
источником тепла.
Режим сварки, определяющий температурное поле в свариваемом
изделии, может привести к тому, что нерасплавленный металл, рас-
положенный вне ванны, будет менять знак дополнительной дефор-
мации металла кристаллизующейся ванны (сжатия или растяжения)
в различные моменты времени после прохождения рассматриваемого
2QQ
сечения сварочным источником тепла. Мягкие режимы сварки
(с малой скоростью, при предварительном подогреве и пр.) с этой точ-
ки зрения являются более благоприятными, хотя на уровень плас-
тичности кристаллизующегося металла они могут оказать как поло-
жительное, так и отрицательное воздействие.
При изменении условий деформирования по мере снижения темпе-
ратуры с момента возникновения жесткого каркаса кристаллитов
возможно два основных варианта сопоставления при высоких тем-
пературах (малом времени охлаждения) свободной тепловой дефор-
мации Дт и фактической Дф, которые схематически показаны на
рис. VT.3T, где а — Дт < Дф, б — Д, > Дф. Естественно, что разру-
шение — образование трещин — возможно только тогда, когда дефор-
мационная способность металла окажется недостаточной для компен-
сации деформаций, вызываемой всей системой деформирующегося
изделия, отнесенной к данному участку металла с определенной
температурой.
Непосредственных измерений деформаций при сварке металла в
высокотемпературной области очень немного. И. И. Фрумин измерял
деформацию Дф и температуру 7 при сварке и наплавке низко-
углеродистой и высокохромистой сталей. Измерение осуществлялось
деформометром с вольфрамовыми иглами, погружаемыми в хвостовую
часть сварочной ванны и затем «вмерзающих» в металл закристалли-
300
б и в показывает, что в первом
металла с повышенной стой-
зовавшегося шва. В различных случаях при изменении условий
опыта трещины либо образовывались (в том числе и между ножками
деформометра), либо не образовывались. На рис. VI .32, а показано
сопоставление двух опытов, при которых в одном (кривая 1) трещи-
ны не образовалось, а в другом (кривая 2) трещина прошла между
ножками деформометра. Построение зависимостей, подобных рис.
V1.31, выполненное на рис VI.32,
случае деформации растяжения в
металле шва стали появляться
позже, после — 18 с от начала из-
мерений, когда уже его температура
достаточно снизилась для появле-
ния достаточной деформационной
способное г и. Во втором случае де-
формации растяжения начались
сразу и примерно к 15-й секунде
достигли предельной для металла
при этой температуре деформаци-
онной способности, в результате
чего образовалась трещина.
Одним из наиболее надежных
способов исключения горячих тре-
щин в металле швов является выбор
костью против таких разрушений. Это достигается либо повышением
деформационной способности металла в области температур возмож-
ного возникновения трещин, либо обеспечением «залечивания» их
при достаточном количестве подвижной жидкой фазы. Весьма важ-
ными с этой точки зрения являются количество легкоплавких эвтек-
тик в кристаллизующемся металле и величина его температурного
интервала хрупкости.
Общая зависимость влияния элемента, увеличивающего количество
легкоплавких эвтектик в сплаве, на изменение его склонности к
образованию горячих трещин изображена на рис VI.33. Левая
часть этой зависимости указывает на усиление вероятности образо-
вания таких трещин по мере увеличения элемента, дающего легко-
плавкую эвтектику, так как растет количество жидких прослоек
между кристаллитами при кристаллизации, они настолько разъеди-
няют кристаллиты, что деформационная способность сплава падает.
При значительном увеличении такого элемента в сплаве количество
эвтектики оказывается достаточным для заполнения («залечивания»)
образующихся несплошностей — стойкость сплава против образова-
ния кристаллизационных трещин растет.
Следует отметить, что увеличение содержания такого элемента в
сплаве для повышения стойкости против образования трещин в шве
применимо далеко не всегда, так как такой сплав может обладать
свойствами, недопустимыми с точки зрения эксплуатационных требо-
ваний к конструкции. Например, при высоком содержании серы в
стали можно исключить кристаллизационные трещины, но механиче-
ские свойства таких швов окажутся весьма низкими.
301
Рис VI.34

Обычно либр, снижают
концентрацию вредных
примесей, создающих опас-
ные количества легкоплав-
ких эвтектик, либо свя-
зывают их в тугоплавкие
прочные соединения,
уменьшая тем самым и ко-
личество эвтектики. Так,
например, при дуговой
сварке низкоуглеродистой
стали зависимость образо-
вания трещин в швах от
содержания S, С и Мп по-
казана на рис. VI.34. Из
этой зависимости следует,
что углерод усиливает
вредное воздействие серы,
а марганец его ослабляет.
Это положительное влия-
ние марганца определяется
связыванием им серы в
тугоплавкое соединение
iMnS (см. гл. V) и умень-
шением количества легко-
плавких эвтектик Fe — FeS
от оставшегося количества
не связанной марганцем
серы.
К образованию кри-
сталлизационных и под-
солид^сных трещин склон-
ны однофазные сплавы,
например аустенитные ста-
ли и никелевые сплавы.
Значительно повышается
их сопротивляемость обра-
зованию горячих трещин
при сварке в случае на-
личия в металле второй
фазы (обычно феррита,
иногда карбидов). Феррит-
ная фаза при этом измель-
чает структуру, лучше
растворяет вредные примеси (S, Р, Si и др.)» дополнительно скреп-
ляет аустенитные зерна.
Общий характер изменения склонности к образованию горячих
трещин в сварных швах хромоникелевых сталей и никелевых спла-
вов от соотношения в металле Ст к Ni (составов, пересчитанных в
302
эквивалентные — заменяющие — количества ферритизатора Сг и
рустеш(затора Ni) показан на рис. VI .35, а.
Влияние содержания углерода при—-9% Сг в хромистой наплав-
ке на склонность к образованию горячих трещин показано на
рис. VI.35, б.
Таким образом, оказывается возможным подбирать такие составы
сварочных материалов, которые при достаточно высоких эксплуата-
ционных свойствах обладают и необходи-
мой стойкостью против образования при
сварке горячих трещин.
Как технологический прием для исклю-
чения (ограничения) горячих трещин при-
меняют предварительный подогрев (для
низко- и среднелегированных сталей), свар-
ку на жестких режимах (для аустенитных
сталей), а также выбирают режимы, обес-
печивающие благоприятную форму шва,
т. е. соотношение ширины и глубины
шва (слоя шва). Так, при одном и том же
составе металла швы с глубоким проплав-
лением при малой ширине (т. е. при ма-
лом значении b‘h — рис. VI.36, а) более
Рис. VI .36
склонны к горячим трещинам, чем швы с
отношением b>h~ 1,5 :-3 (рис. VI .36, б).
“ Длй оценки склонности металла швов к образованию горячих
трещин существует ряд проб и методик. Технологические пробы
основаны главным образом на установлении сравнительных характе-
ристик по сопротивляемости металла швов, выполненных различны-
ми сварочными материалами в сопоставимых условиях (размеры и
формы образца, режимы сварки и лр.).
Количественные методики основаны на получении при испыта-
ниях сравнительных численных показателей сопротивляемости (или
склонности) металла швов к образованию горячих трещин. Они
осуществляются в виде серии испытаний с получением численного
показателя стойкости, обычно скорости дополнительного принуди-
тельного деформирования свариваемого образца в период кристалли-
зации’ определенного участка сварочной ванны и последующего
охлаждения.
§ 47. ПОРЫ И НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ВКЛЮЧЕНИЯ
В СВАРНЫХ ШВАХ
Пороками сварных швов кроме трещин являются поры, и неме-
таллические (шлаковые) включения. Их появление определяется
металлургическими процессами взаимодействия металла с окружа-
ющей средой и процессами кристаллизации сварочной ванны.
Поры в сварных швах образуются, если в период кристалли-
зации сварочной ванны происходит сильное газообразование и пу-
зырьки газов не успевают удалиться из металла до его затвердева-
*03
ния. Газовыделение из металла происходит либо в связи с хими-
ческими реакциями в расплавленном металле, при которых продук-
тами реакции являются газы, либо в связи с выделением из раствора
пересыщающих его газов.
Типичным для первого случая является образование окиси угле-
рода в металле при реакциях окислов с углеродом, например
FeO+C=Fe4-СО. Так как СО практически нерастворима в расплав-
Рис. VI.37
тате чего поверхность ванны пузырится,
ленном железе, то в ре-
зультате реакции произой-
дет большое пересыщение
металла и появится пузы-
рек СО, который стремит-
ся перемещаться в ванне
в соответствии с разностью
его плотности и плотности
окружающей его жидкости.
При сварке в нижнем по-
ложении их удаление осу-
ществляется через верхнюю
поверхность ванны.
Значительное количест-
во углерода в окисленном
металле ванны приводит к
весьма интенсивному об-
разованию СО, в резуль-
кипит. В частном случае
газовой сварки чугуна при наличии на дне ванны твердого окисла
газообразование может быть таким интенсивным, что в ванне обра-
зуется сплошной газовый канал-трубка от дна ванны до ее поверх-
ности. Более обычным является образование СО в виде отдельных
пузырей, последовательно всплывающих в ванне.
В связи с тем что при малой концентрации углерода в жидком
металле и определенных достаточных концентрациях других рас-
кислителей (Ti, Si и др.) основные реакции раскисления будут
происходить за счет этих элементов, газовыделение СО может быть
в значительной степени подавлено. Поэтому в сварочных мате-
риалах (присадке, электродной проволоке) для сварки сталей стре-
мятся иметь содержание углерода небольшим, а количество других
раскислителей достаточным для подавления реакции образования
окиси углерода.
Ряд газов хорошо растворяется в металлах, особенно жидких.
Так, например, растворимость водорода и азота в твердом и жидком
железе в зависимости от температуры показана на рис. VI .37. Как
следует из этой зависимости, при понижении температуры жидкого
металла и особенно при кристаллизации растворимость этих газов
уменьшается Скачкообразное изменение растворимости при кристал-
лизации вызывает при равновесном или сверх равновесном содержа-
нии водорода (азота) в перегретой стали интенсивное выделение
газов.
Такое выделение в гомогенной жидкости представляет значитель-
ные затруднения. Действительно, для того чтобы занять самосто-
ятельный объем, выделяющийся газ должен создать давление рг
большее, чем рЫ1. Это определяется выполнением условия:
Рг Рвн-Ьрм^м-1_Рш^шТ’2и/г,	(VI .27)
где рвн — внешнее (атмосферное) давление, обычно 1 кгс/см2;
рм, Рщ — плотность жидких металла и шлака; hM, кш— высота слоя
Малая скорость кристаллизации
Большая скорость кристаллизации
Рис. VI.38
металла и шлака над зоной, где должен образоваться пузырек газа;
о — поверхностное натяжение на границе металл — выделяющийся
газ; г — радиус выделяющегося пузырька.
Для обычных условий сварки значения рмйм и ршйш невелики.
Наибольшее влияние оказывает последний член правой части
выражения (2о/г). В связи с тем что при г->0 2с/г -> со, образо-
вание пузырька возможно либо при весьма большом местном пере-
сыщении металла водородом, способного образовать пузырь больше
некоторого критического размера, либо на готовых поверхностях
раздела фаз при малых о. Такими поверхностями раздела могут
являться шлаковые частицы в сварочной ванне и фронт раздела
твердого и жидкого металлов, где о->0. Возникающие на поверх-
ности раздела фаз пузырьки, достигнув определенной величины,
отрываются и всплывают. При большой скорости кристаллизации
пузырек может отрываться не полностью, оставляя между кристал-
литами зародыши для образования новых пузырьков (рис. VI .38).
Пористость в затвердевшем металле определяется тем, что во
время кристаллизации могут возникать полости жидкой фазы, огра-
ниченные уже образовавшейся твердой фазой, например в зоне
кристаллитов вблизи границы сплавления, растущих с различной
скоростью (см. рис. VI. 17). Выделяющиеся в этих полостях газы
удалиться из металла уже не могут.
Аналогично рассмотренной схеме возможно появление пори-
стости водородного происхождения при сварке алюминиевых
сплавов, у которых общий характер изменения растворимости
водорода при превращении жидкого металла в твердый такой же, как
20 Чакяя Х'о 9KQ
305
у железа. В случае сварки алюминиевых сплавов, даже аргоноду-
говой, значительное количество водорода вводится в сварочную
ванну влагой, адсорбированной окислами на поверхности свари-
ваемого металла и особенно на присадочной (электродной) прово-
локе.
В связи с тем что значительное содержание растворенного водо-
рода в жидком металле определяется его парциальным давлением
в газовой фазе (см. гл. V), основным методом борьбы с водородной
пористостью является снижение рн в газовой фазе и некоторая
окисленность сварочной ванны, снижающая растворимость водорода
в металле.
Методы снижения рн сводятся к уменьшению содержания воды
в сварочных материалах (флюсах, электродах с покрытиями), уда-
лению ржавчины и влаги со свариваемых изделий, а также связы-
ванию водорода в термически стойкие соединения, нерастворимые
в металле (например, HF).
Возможны такие реакции в покрытиях, флюсах и газовой фазе:
a) (CaF2)+H2OZ±(CaO)+2{HF}
б)	2 (CaF2)4-3 (SiO2) zt 2 (CaSiO3)+{SiFJ	(VI.28)
в)	SiF44-3H^{SiF}+3{HF)
г)	SiF4+2 (Н2О) Zt (SiO2)+4 {HF}
Хотя, SiF4 является весьма важным соединением для осущест-
вления связывания водорода в HF по реакциям виг, однако воз-
можно связывание водорода в HF и при непосредственной реакции
CaF2 с Н2О (реакция а).
Окисленность ванны снижает растворимость в ней водорода,
уменьшая вероятность и пористости. С этой точки зрения, хотя
электроды с покрытиями руднокислого типа обычно содержат доста-
точное количество органических составляющих, выделяющих боль-
шое количество водорода, окисленность сварочной ванны (обычно
[О2]м.ш ~ 0,05—0,06%) в некоторой степени ограничивает растворе-
ние в ней водорода.
Окисленность газовой фазы может привести и к окислению водо-
рода в ОН, также нерастворяемого в металле:
а)	СО3-ЬН^СО+ОН
б)	О+Н^ОН	(VI.29)
в)	O2+H2Z±2OH
Растворимость водорода в титане меняется по другому закону,
чем в железе и алюминии. Изменение растворимости водорода
в титане в зависимости от температуры показано на рис. VI.39.
В этом случае вероятность образования пор водородного происхож-
дения меньше, так как перепад растворимости при кристаллизации
невелик.
Однако при аргонодуговой сварке титана как неплавящимся,
так и плавящимся электродом в ряде случаев наблюдаются в шве
306
крупные газовые поры — удлиненные полости и сферические поры.
Наиболее вероятным механизмом образования удлиненных полостей
является захлестывание аргона из защитной струи жидким метал-
лом при наличии местного углубления в центре ванны. Это, в част-
ности, подтверждается и прямым определением содержания аргона
в таких газовых полостях, получающихся при неблагоприятных
режимах сварки. При сварке тонколистового титана наблюдаются
сферические поры, связанные с повышен-
ным содержанием водорода в реакционном
пространстве и реакциями С с TiO2 и
Ti с SiO2 с образованием газообразной
моноокиси кремния (SiO).
Неметаллические (шлаковые)
включения в металле сварных швов
могут иметь различный размер и различ-
ное происхождение. Крупные шлаковые
включения в швах обычно связаны с на-
рушениями в процессе кристаллизации.
Так, например, при ручной сварке приме-
нение манипуляций электродом (поперечные колебания, возвратные
движения в области уже частично закристаллизовавшейся части
ванны) может привести к нарушению фронта растущих кристал-
лов, создают новые полости жидкости, удаление из которых по-
павших туда шлаковых частиц оказывается затрудненным.
При установившемся процессе кристаллизации в случае только
продольного перемещения электрода такие шлаковые включения
почти отсутствуют, исключая сварку на флюсовой подушке, когда
всплывающие частицы расплавленного флюса через ванну с ее ниж-
ней части могут также не успеть дойти до верхней части и застре-
вают в затвердевающем металле.
Наличие в шве мелких шлаковых частиц является закономер-
ным. Наиболее мелкие частицы возникают непосредственно в сва-
рочной ванне, как результат ряда химических реакций, например
раскисления окисла железа кремнием (с получением SiO2), марган-
цем (с получением МпО) и др.
Скорость всплывания шлаковых частиц зависит от их плотности
и размера. Так, для спокойной жидкости скорость всплывания
v см/с мелких частиц определяется формулой Стокса:
о=(2/9)[г2(рм - рш) gM	(VI.30)
где г—радиус всплывающих частиц шлака, см; т) — вязкость
жидкости, пз; g — ускорение силы тяжести, см/с2; ры, рш — плотно-
сти жидкого металла и шлака, г/см3.
Для движущейся жидкости эта формула отражает только общую
тенденцию к разделению металла и шлака. Качественный анализ по
формуле Стокса показывает, что только мелкие частицы SiO2 не
успевают удалиться из сварочной ванны. В неудаляющихся круп-
ных частицах должны относительно преобладать более тяжелые
окислы (например, МпО).
20*
307
Кроме того, необходимо учитывать и возможность укрупнения,
коагуляции шлаковых частиц. Эти процессы медленнее происходят
с тугоплавкими частицами (А12О3, SiO2), в связи с чем они должны
оставаться главным образом в виде мелких включений. Результаты
анализа шлакового покрова швов и неметаллических включений
в швах, по данным А. А. Алова, приведены в табл. VI.5.
Таблица VI-5
Состав шлаковых включений в швах, выполненных различными электродами
для сварки низкоуглеродистых сталей
Марка электрода	Состав шлака. %					Шлаковые включения					
	О ип	с к £	С р	FeO	СаО	размер включений	количество, %. к массе металла	состав			
									О S	£	о
УОНН-13/55	31,0	4,6	2,2	7,9	42,0	Крупные	0,014	27,2	28,2	28,2	7,1
ОММ-5	27,3	28,9	15,2	13,2	3,6		0,032	23,3	32,1	14,0	—
						Дисперсные	0,082	52,5	9,4	8,1	—
Оставшиеся в металле шва неметаллические включения могут
иметь различными не только размеры, но и форму. Меньшее влия-
ние на свойства металла шва оказывают глобулярные включения,
большее — вытянутые, остроугольные. Они Снижают ударную вяз-
кость, а также предел усталости металла, мало влияя на резуль-
таты испытаний статической нагрузкой.
На процессы коагуляции шлаковых частиц и удаления их из
сварочной ванны, а также на форму остающихся в металле шва
включений, основное влияние оказывает их химический состав,
определяемый как составом исходного шлака, так и реакциями
в сварочной ванне.
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1.	Перечислите основные характеристики геометрических размеров свароч-
ной ванны.
2.	Как схематически определить длительность пребывания металла в свароч-
ной ванне в расплавленном состоянии? Произведите расчет размеров и формы
ванны для одного из режимов и определите максимальное время пребывания
металлов в расплавленном состоянии от границы сплавления к ее центру (у=0).
3.	Охарактеризуйте процессы взаимодействия металл — шлак в сварочной
ванне.
4.	Рассмотрите основные положения, определяющие затвердевание жидкого
металла. Чем определяется скорость затвердевания металла в изложницах и
формах?
5.	В чем заключаются ликвационные процессы при кристаллизации? Какие
виды химической неоднородности вызывает кристаллизация? Рассмотрите распре-
деление ликвирующих примесей при кристаллизации слитков в изложницах?
6.	В чем заключаются основные особенности, влияющие на кристаллизацию
металла в условиях сварки?
7.	Как изменяются соотношения подвода и отвода тепла к различным участ-
кам границы раздела твердого и жидкого металлов в сварочной ванне?
308
8.	Чем определяется скорость роста кристаллитов при кристаллизации металла
в сварочной ванне?
9	Дайте характеристику роста кристаллитов в сварочной ванне; охарактери-
зуйте строение и размеры кристаллитов в сварных швах.
10.	Какими методами можно воздействовать на первичную кристаллизацию
при сварке?
11	Рассмотрите ликвапионное распределение примесей в металле однослой-
ных швов.
12	Чем вызывается дендритная неоднородность при кристаллизации? Особен-
ности дендритной неоднородности в сварных швах.
13	Что представляет собой зона особого состава в металле однослойных
швов, вызываемая процессами перемешивания основного и наплавляемого метал-
лов? Влияние на нее режима сварки.
14.	Чем вызывается неоднородность состава многослойных наплавок и швов?
15.	Каковы основные особенности механических свойств сплавов при высоких
температурах?
16.	Рассмотрите причины, вызывающие горячие трещины при сварке.
17.	Какие существуют меры борьбы с горячими трещинами при сварке?
18.	 Рассмотрите причины пористости сварных швов и меры борьбы с пори-
стостью.
19-	Какие неметаллические включения обнаруживаются в сварных швах?
Их происхождение и основные характеристики.
ГЛАВА VII. ВЛИЯНИЕ ТЕРМО ДЕФОРМАЦИОННО ГО
ЦИКЛА СВАРКИ НА СТРУКТУРУ и СВОЙСТВА МЕТАЛЛА
В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ
§ 48.	ОБЩИЙ ХАРАКТЕР ТЕРМОДЕФОРМАЦИОННОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ
НА МЕТАЛЛ ПРИ СВАРКЕ
Местный нагрев изделия сварочными источниками тепла, как
указывалось в гл. IV, по-разному влияет на изменение температуры
в различных зонах свариваемого металла и зонах образующегося
сварного соединения. Участки сварного соединения вблизи непосред-
ственного действия неподвижного или подвижного сварочного источ-
ника тепла нагреваются до наиболее высоких температур. При раз-
личных способах сварки плавлением металл в этой зоне в процессе
сварки доводится до расплавленного состояния, а затем затверде-
вает — кристаллизуется.
Располбженные рядом зоны основного металла нагреваются при
сварке до более низких температур, причем по мере удаления от
места действия источника тепла или линии его перемещения макси-
мальные температуры Ттях снижаются. При значительных размерах
свариваемого изделия на некотором расстоянии от сварного шва
никакого нагрева металла не происходит; температура в процессе
сварки не изменяется.
После достижения в любой из нагреваемых зон металла макси-
мальной температуры следует охлаждение, определяемое главным
образом отводом теплоты в более холодные участки металла. Это
охлаждение осуществляется с достаточно большой скоростью, хотя
и меньшей, чем скорости нагрева при сварке.
Таким образом, после завершения сварочной операции, если
сварка выполняется в один проход, каждый объем металла в нагре-
ваемой при сварке части свариваемого изделия претерпевает харак-
терные изменения температуры во времени, причем различные
участки имеют различную Ттах и несколько отличающиеся скорости
нагрева toHarp и охлаждения <оохл. В связи с этим каждый харак-
терный участок металла в сварном соединении после окончания
сварки имеет свою термическую историю, испытывая те или иные
изменения состояния в связи с гак называемым термическим
цикло м, сопровождающим сварку.
310
На рис. VII. 1 показаны термические циклы характерных участ-
ков сварного соединения, находящихся на различных расстояниях у
от оси перемещения источника тепла. На оси температур отмечены
различные критические температуры для нагреваемого сплава (лик-
видус, солидус, а также для наиболее общего случая температуры
превращений в твердом металле — ТКР1 и ТКР1).
Рис. VII.1
Как следует из этого рисунка, в точке 1, лежащей на линии
перемещения центра сварочного источника тепла, а следовательно,
и во всех аналогичных точках металла свариваемого изделия, лежа-
щих на оси хх (при у=0, 2=0), а также в точке 2 и подобных ей
точках, расположенных на некотором расстоянии от оси (например,
у=у\ и 2=0), металл максимально нагревался выше температуры
ликвидус Т-, и в связи с этим в какой-то момент времени при
сварке полностью расплавлялся. То же относится к точке 2(у~у.^.
Металл в точке 3, как и во всех аналогичных ей точках, рас-
положенных в плоскости z=0 на расстоянии у=у3 от оси хх, нагре-
вался до максимальной температуры ниже Тд, но выше температуры
солидус Тс. Следовательно, такая зона при сварке частично перехо-
дила в расплавленное состояние, сохраняя часть металла нерасплав-
ленным — твердым.
Точки металла 4 и 5, находящиеся соответственно на расстоянии
у4 и у5 от оси хх, максимально нагревались ниже 7f, но выше
некоторой критической температуры 7'КР1. Они в течение всей сва-
рочной операции оставались в твердом состоянии, но в процессе
311
нагрева в таких зонах могли происходить структурные изменения
(например, связанные с аллотропными превращениями). При этом
точки металла на расстоянии у4 нагревались до значительно более
высоких температур, чем точки на большем расстоянии у5.
Точка металла 6 (расположенная на расстоянии у~у$ от оси хх)
нагревалась ниже 7КРг, но выше Характер изменения струк-
туры в этом случае определяется и соответствующим структурным
состоянием металла для нагрева в интервале 7r,KPl — 7KPs.
Наконец, точки металла 7, 8, 9 получили максимальный нагрев
ниже 7KPl, уменьшающийся по мере удаления от оси.
Возможны и другие варианты рассмотренной схемы. Некоторые
металлы или сплавы в твердом состоянии могут иметь не две, а
одну критическую температуру, например отвечающую 7\Ре Тогда
точка 6 металла рассматривается совместно с точками 7, 8, 9, как
наиболее нагретая из них, но не достигшая при максимальном
нагреве критической температуры. Некоторые металлы и сплавы
вообще не имеют критических температур ниже Тпя или Тс.
На структуру и свойства металла в сварных соединениях ока-
зывает влияние не только чисто термическое воздействие. В резуль-
тате местного нагрева в металле протекают пластические деформа-
ции. Как отмечалось выше (§ 45, рис. VI .25), в связи с затруднен-
ностью деформации удлинения при нагреве на ветви повышения
температуры металла в твердом состоянии в нем сперва возникают
упругие, а при большем нагреве и пластические деформации укоро-
чения (сжатия). При дальнейшем охлаждении сокращение металла
также затруднено и в связи с этим в нем возникают упругие,
а в большей степени пластические деформации растяжения. Степень
пластических деформаций зависит от Гтах для данного объема
металла, температурного поля и сопротивляемости деформациям
всего изделия (его жесткости). Конечная пластическая деформация
растяжения усиливается по мере увеличения Ттах, т. е. в основном
металле является наибольшей в зонах, нагревавшихся до темпера-
тур, близких к ГПЛ(ТС).
Величина пластической деформации в металле шва и околошовной
зоны зависит от свойств свариваемого металла, используемых сва-
рочных материалов, жесткости конструкции, режима сварки, харак-
тера разделки, максимальной температуры нагрева и других факто-
ров. В связи с этим величина протекающих при сварке пластиче-
ских деформаций может быть определена очень приближенно. Она
может достигать 4—5% (при измерении деформации на минимально
возможной базе) в высокотемпературной области (нагревавшейся
выше 600° С) и 2—3% в участках сварного соединения, нагревав-
шихся до более низких Ттах.
Высокотемпературная пластичная деформация приводит к появ-
лению сдвигов в районе границ зерен и зависит как от общей вели-
чины, так и от распределения деформаций между телом зерен и их
границами (локализации деформаций)
При понижении температуры с нарастанием упругих свойств
металла пластическая деформация приводит к наклепу.
312
И высокотемпературная деформация, влияющая в основном на
состояние границ зерен, и низкотемпературная, приводящая к
наклепу, могут в значительной степени влиять и на конечные свой-
ства металла различных зон сварных соединений, вызывая, в част-
ности, и изменение их эксплуатационных характеристик, в том
числе проявляющихся не сразу, а с течением времени эксплу-
атации.
Выявить влияния таких пластических деформаций на структуру
сложнее, чем обнаружить изменения структуры, вызванные терми-
ческим воздействием сварки на свариваемый металл.
§ 49.	ХАРАКТЕРНЫЕ ЗОНЫ МЕТАЛЛА
В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ
Схема поперечного сечения сварного стыкового соединения
изображена на рис. VII .2, где условно выделены характерные зоны
сварного соединения, выполненного сваркой плавлением для рас-
смотренного выше наиболее общего случая.
Зона I характеризуется структурой литого металла. Это та зона,
в которой в связи с нагревом выше температуры ликвидус свари-
ваемый металл расплавлялся в процес-	т
се сварки, перемешивался с добавочным
металлом и затем кристаллизовался. Струк-
тура этой зоны характеризуется значи-
тельным количеством вытянутых столбча-
тых кристаллов, выросших на зернах с
основного металла. Поперечное сечение
этих зерен по мере удаления от границы
сплавления меняется (см. гл. VI). В связи
с тем что растущие кристаллиты при
кристаллизации сварочной ванны изгибаются (см. рис. VI. 17) в на-
правлении перемещения сварочного источника тепла, причем осо-
бенно сильно в зонах, близких к линии перемещения центра источ-
ника, поперечный шлиф пересекает кристаллы под различным углом
к их продольной оси. Поэтому наличие в центральной части шлифа
иной формы зерен, чем вблизи кромок основного металла, еще не
говорит о их принципиальном отличии в строении. Эта зона носит
общее незнание металл шва.
Следующая за металлом шва зона Н охватывает те объемы
металла, которые в процессе сварки нагревались в области темпе-
ратур выше но ниже Тл. В этой области происходило частич-
ное расплавление основного металла. Отдельные нерасплавленные
зерна при этом разъединялись жидкими прослойками, связанными
с жидкой сварочной ванной. В эту зону в процессе сварки частично
могут проникать различные элементы, которые вводились в наплав-
ленный металл и отсутствовали в основном. Поэтому по химическо-
му составу эта зона может несколько отличаться от состава основ-
ного металла. Отличается она и по содержанию ликвирующих
313
примесей в связи с их перераспределением в процессе взаимодей-
ствия жидкой и твердой фаз (см. § 41, 43).
Ширина зоны смешанной структуры литого и перегретого до
Т > Тс твердого металла определяется составом металла (что опре-
деляет температурный интервал Тя — Тс; его теплофизические свой-
ства Л, с, а) и градиентом температур на границе раздела сварочной
ванны и твердого металла при сварке (зависящего кроме теплофи-
зических свойств свариваемого металла и от способа и режимов
сварки). Ширина Ьг такой зоны может быть оценена по формуле
где
Ь	с-----,	(VII. 1)
[ ЛТ	'
L А (|/у+72) ]Гпл
А 7	”1 с /
----- —  I , С/см — градиент температур на расстояниях,
д |/у24-г2 ]тпл
определяемых значениями у и а, на которых температура свари-
ваемого изделия Т ~ Тпл.
Эта зона носит название зоны сплавления.
Для металлов с малыми интервалами Тл — Тс зона сплавления
невелика по ширине, иногда резко разделяет структуру металла
шва от нерасплавлявшегося при сварке металла и носит название
границы сплавления.
Далее от металла шва располагаются зоны III и IV, для кото-
рых характерно возможное изменение структуры в связи с нагревом
металла при сварке выше соответствующих критических температур
Укр, и Ткр1.
Для этих зон изменение температур при сварке характеризуется
термическими циклами для точек у4, ys и ув (рис. VII. 1). Это изме-
нение температур во времени (нагрев, достижение некоторой макси-
мальной температуры Гтах и последующее охлаждение) и определяет
конечную структуру металла в этих зонах. Так как для металла
в точках 4 и 5 (соответственно для всех объемов металла, характе-
ризуемых термическими циклами у4 и у5 на рис. VII. 1) максималь-
ные температуры нагрева различны, различна и длительность пре-
бывания металла при Т > Ткрг Следовательно, воздействия таких
термических циклов на конечную структуру и свойства металла
отличаются друг от друга.
Обычно при прочих равных условиях (состав, исходная обра-
ботка металла) более высокий нагрев, особенно при приближении
температуры нагрева ТГ1ах к Тс, приводит к росту зерен. Мелкие
зерна исходной структуры, например, полученной при Т > ГКРг,
объединяются в более крупные. Поэтому при нагреве по циклу у4
зерно при нагреве должно быть больше, чем для зоны, характери-
зующейся циклом у3.
На примере сталей рост аустенитного зерна при нагреве выше
температуры ACs диаграммы состояния Fe — С по термическому
циклу (типа 4 и 5 согласно рис. VII-1) для двух схематически
показан на рис. VII3. Как следует из этих зависимостей, рост
314
верна происходит как на ветви нагрева, так и на ветви охлаждения,
однако наиболее интенсивно растет зерно на ветви нагрева при при-
ближении температур к Ггаах. Больший размер зерна получается
при более высоком ТтаХ.
Аналогично наблюдается и рост p-зерна вблизи сварных швов
при сварке титановых сплавов при нагреве зоны выше критической
температуры превращения Ti„-> Ti₽.
Зона высоконагретого твердого металла при сварке в основном
сохраняет свой ^сходный химический состав. Однако в узком
участке вблизи границы сплавле-
ния может иметь место диффузион-
ное проникновение некоторых эле-
ментов из металла шва в твердый
основной металл. Обычно для весь-
ма диффузионно подвижных эле-
ментов в твердом металле (напри-
мер, углерод в железе) ширина
зоны такого диффузионного про-
никновения, даже при очень боль-
ших погонных энергиях и замед-
Рис. VII.3
ленном охлаждении свариваемого
металла, не превышает 0,2—0,3 мм. Другие элементы (в частности,
большинство легирующих) проникают в эту зону на глубину не
более 0,03—0,05 мм.
Наибольшей диффузионной подвижностью в железных и других
сплавах обладает водород, имеющий наименьший радиус диффунди-
рующей частицы. Он может распространяться в твердом металле не
только при высоких, но и при комнатных температурах, а поэтому
зона его распространения может быть весьма значительной, а кон-
центрация во времени даже после полного охлаждения сварного
соединения является переменной.
Металл, нагревавшийся выше ГКР1, но ниже ТКР2, должен менять
структуру иначе, чем при нагреве выше 7\р, Характер этого изме-
нения зависит от свойств спариваемого сплава.
Для зон металла, которые нагревались ниже критической темпе-
ратуры TKPt, могут иметь место различные варианты воздействия
такого нагрева. Если металл до сварки находился в состоянии
стабилизированной структуры, то такое непродолжительное, допол-
нительное термическое воздействие при сварке на структуру и свой-
ства практически не влияет. В случае нестабилизированного металла
перед сваркой (закаленного, наклепанного) в такой зоне может
происходить ряд процессов, направленных в сторону стабилизации
структурного состояния (например, получение структур отпуска,
рекристаллизации, старения и пр.).
Зона, прилегающая к металлу шва и получившая изменение
структуры и свойств, носит название зоны термического
влияния сварки.
Конечные структуры и свойства металла при обычной печной
термической обработке зависят от длительности выдержки при тем-
315
пературе нагрева и в случае нагрева выше критических темпера-
тур — скорости охлаждения, определяющей возможность той или
иной степени завершенности превращений в металле при обратных
структурных превращениях при понижении температуры.
В случае кратковременности сварочного нагрева и по существу
минимальной выдержке при Т1Пях на окончательную структуру
и свойства влияет и ветвь нагрева металла. Непродолжительное
пребывание металла выше критических температур приводит к тому,
что образующиеся новые структурные фазы могут не выравнивать
свой состав. Поэтому кристаллы этой высокотемпературной фазы
(например, аустенит, получившийся при нагреве из ферритно-пер-
литной структуры) к моменту начала обратного превращения могут
быть не гомогенизированными, т. е. иметь различную концентрацию
элементов в различных участках одного и того же зерна. Это мо-
жет вызвать различные результаты термического воздействия на
конечную структуру и свойства при одинаковых циклах охлажде-
ния, но при различной длительности достижения Т1Пая и выдержке
при этой температуре. Быстрый нагрев и малая выдержка приводят
к меньшему росту зерна (р2 < для данной Ттх (см. рйс. VII.3),
чем при медленном нагреве и длительной выдержке при Т 7~гаах,
но при охлаждении с достаточно большими скоростями. Недостиже-
ние достаточной гомогенизации зерен способствует получению менее
равновесной структуры, чем при такой же скорости охлаждения
£2'0хл более гомогенизированного при высоких температурах металла.
Однако скорость охлаждения и в условиях сварки является
решающим фактором в формировании конечных структуры и свойств,
особенно для металлов, имеющих при нагреве и охлаждении пре-
вращения, связанные с перестройкой структуры. Поэтому регулиро-
вание &уохл при сварке имеет большое значение. Согласно Н. Н. Ры-
калину, мгновенная скорость охлаждения при любой температуре
Т > металла в сварном соединении описывается уравнениями:
при условиях наплавки валика (шва) на массивное тело
®охд=2лЛ[(Т-ОДМ	(VII. 2)
при сварке листа со сквозным проплавлением
шохл=2иХФ {(Г - T0)Vl<7/(aCB6)2D;	(VII.3)
при наплавке валика на лист любой толщины
шохл=а [2лХ (Т - Т0)*/(<М],	(VI1.4)
где X, с, р — коэффициент теплопроводности, кал/(см-с*°С) или
Вт/(м-°С); удельная теплоемкость, кал/(г-°С) или Дж/(кг-°С), и
плотность, г/см3 или кг/м3 металла; То— начальная температура
свариваемого изделия, сохраняющаяся и при сварке на некотором
расстоянии от шва в течение всего времени, °C; q — количество
тепла, вводимого в изделие источником, кал/с (Вт); гсв — скорость
сварки, см/с (м/с); б — толщина свариваемого металла, см (м); <о —
безразмерный критерий процесса охлаждения.
316
Безразмерный критерий ю зависит также от свойств сваривае-
мого металла и условий сварки, выраженных через безразмерную
величину 1/6, определяемую по формуле
1/6=(2?/исв)/[лб2ср (Т — Гс)].	(VII.5)
В зависимости от 1/6 значение со показано на рис. VII .4. При ма-
лых значениях 1/9, т. е. при большой величине 6 значения со стре-
мятся к 1 и формула (VII.5)
превращается в формулу (VII.2), ™
характеризующую условия охлаж- г
дения для массивного (полубеско-
нечного) тела.	ip
Разделка швов меняет условия
распространения тепла в металле
по сравнению с наплавкой или J
сваркой всгык в один проход.
Поэтому для расчетов скоростей р
охлаждения первого слоя много-
слойных (многопроходных) швов
Н. Н. Рыкалиным рекомендовано
в расчетные формулы (VI 1.4) и (VII.5) вводить поправочные коэф-
фициенты, приведенные в табл. VII.1.
Таблица Vll.1
Значения поправочных коэффициентов, учитывающих
влияние конструкции соединения
Проводимая величина	Значение коэффициентов, при		
	сварке 1-го слоя стыковых соедине- ний, разделка кромок 60°	наплавке, однопроходной сварке стыковых соединений	сверке J-го слоя тавровых или нахлесточных соединений
f/Л'сн	3/2	1	2/3
б	3/2	1	1
Мгновенная скорость охлаждения при различных температурах
меняется, уменьшаясь по мере приближения к исходной температу-
ре свариваемого изделия То, что следует из кривых рис. VII. 1.
Влияние сиОхЛ на структуру и свойства металла зависит от со-
става металла, а следовательно, и от температуры превращения вы-
сокотемпературной фазы в низкотемпературные. Однако в ряде
случаев определенное влияние на кинетику превращений, а следо-
вательно, и на конечную структуру, кроме Ттах и &уохл, оказывает
и величина пластической деформации, связанной с условиями де-
формирования в результате местного нагрева изделия при сварке.
Конкретные примеры влияния нагрева и скорости охлаждения
на конечную структуру и свойства различных зон сварного со-
единения рассмотрены ниже.
317
Процессы, формирующие структуру и свойства различных зон
при способах сварки давлением, подобны рассмотренным при свар-
ке плавлением. Однако при этом следует учитывать меньшие мак-
симальные температуры нагрева при сварке давлением и возможные
более значительные пластические деформации вблизи зоны сваривания.
§ 50.	ЗОНА ТЕРМИЧЕСКОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ
ПРИ СВАРКЕ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ
Т,°С
1000
1500
0,10-
1Ы0
N
1300
1200
1100
1000
S10
SCC
А
фТ
 s+rl
* №усгпенигп)
Е 1130
Т+к (Феррит)/^ г	, !
I уГ T+Fe3C(lleMeHmijm)
723 !
7атм k
ft----1_г I
Mo№ePPurP
фяерлшт} ф
GWS D>5 0,6 1,0
'перлит J
цементиту
Рис. VII.5
2,0
G
Сплавы на железной основе, в частности углеродистые стали,
широко используются для изготовления различных металлических
состояния Fe—С приведена на
рис. VII .5. Для сварных кон-
струкций наибольшее примене-
ние получили низкоуглероди-
стые стали, к которым обычно
относят сплавы с содержанием
углерода до 0,2—0,25%. Имея
достаточно хороший комплекс
свойств, позволяющий при свар-
ке получать равнопрочные ос-
новному металлу сварные сое-
динения, эти стали применяют
при изготовлении металличе-
ских строительных конструк-
ций, котлов, корпусов судов
и т. д.
Основной легирующей при-
месью в низкоуглеродистых
сталях является углерод. .Мар-
ганец в них содержится в относительно небольшом количестве,
около 0,4%. Кипящие низкоуглеродистые стали содержат до 0,03%
Si, а спокойные до ~0,3%Si. Горячекатаные и отожженные стали
этого типа имеют предел прочности около 40 кгс/мм8 ( - 390 МН/М3),
при относительном удлинении более 20% и ударной вязкости более
15 кгс-м/см2 (—1,5 МДж/м8).
Низкоуглеродистые нелегированные стали малочувствительны к
скорости охлаждения и практически не закаливаются с получением
мартенситной структуры. Поэтому в условиях сварочных скоростей
охлаждения их свойства по сравнению с горячекатаным состояни-
ем изменяются незначительно.
Для этой группы сталей применяют ряд способов сварки давле-
нием и плавлением. Из способов сварки давлением наиболее часто
применяют все основные виды контактной сварки и газопрессовую
сварку, из способов сварки плавлением — дуговую (ручная штучны-
ми электродами, автоматическая и полуавтоматическая под флюсом
и в защитной атмосфере активных газов, главным образом в угле-
кислом газе), электрошлаковую (для сварки металла больших тол-
щин) и газовую (для тонкого металла,).
3I8
При сварке плавлением применяют такие сварочные материалы,
при которых металл сварных швов получается либо тоже низкоуг-
леродистым, нелегированным, либо низкоуглеродистым, но с несколь-
ко повышенным содержанием марганца (до— 1%) и иногда кремния
(до 0,3—0,4%). При правильно выбранных технологических режимах
и приемах сварки это позволяет получать плотные швы без трещин
и с достаточными прочностью, пластичностью и вязкостью металла
шва.
Микроструктура металла шва такого состава при обычных для
сварки скоростях охлаждения (в области температур кристаллизации
при газовой сварке 50—80° С/с; при дуговой сварке —70—200° С/с;
при электрошлаковой —5—10° С/с; а в области температур в пре-
делах 600—800° С—соответственно —15—20° С/с; 20—70э С/с и 0,1 —
2,0° С/с) получается ферритно-перлитной или сорбитообразной. Ме-
талл шва получается довольно крупнозернистым, особенно при
электрошлаковой, меньше при газовой сварках. Электродуговая
сварка, характеризующаяся большими скоростями охлаждения,
обеспечивает, хотя и не мелкозернистую структуру, но с зерном,
более мелким, чем при электронГлаковой и газовой сварках.
Зона термического влияния при сварке низкоуглеродистых
сталей может быть охарактеризована в связи с диаграммой состоя-
ния Fe—С и кинетическими зависимостями распада аустенита при
охлаждении.
Температурный интервал ликвидус — солидус у низкоуглеро-
дистых сталей невелик (по диаграмме Fe—С около 30—40° С). По-
этому зона сплавления обычно имеет небольшую ширину, ограни-
чиваемую размерами 0,08—0,1 мм при дуговой сварке и около
0,15—0,20 мм при газовой и электрошлаковой сварках. Изменения-
ми химического состава в этой зоне, кроме некоторого перерас-
пределения серы (и, конечно, водорода), в целом можно пренебречь.
Структура такой зоны является довольно крупнозернистой, посте-
пенно переходящей к структуре зоны перегрева.
Ниже солидуса для низкоуглеродистых сталей при нагреве име-
ют значение две критические температуры — АС1 (Т=720с С) и Ас*
(зависит от состава и находится согласно линии GOS диаграммы
состояния Fe—С около 880° С). Металл, нагревающийся выше
температуры ACs, полностью переходит в состояние аустенита.
По мере перегрева выше температуры ACs аустенитное зерно растет
и даже при небольшой продолжительности пребывания при высоких
температурах вырастает весьма значительно.
При дальнейшем охлаждении обратное превращение аустенит —
продукты распада, происходящее при более, низких температурах,
чем при нагреве (для низкоуглеродистых сталей в условиях скоро-
стей охлаждения, характерных для сварки, обычно при температуре
около 650° С), при более крупном исходном зерне аустенита обра-
зует крупнозернистый металл после полного охлаждения. Поэтому
структура металла в зоне, нагревавшейся от АСя до Тс, получается
неодинаковой. Участок зоны, нагревавшейся несколько выше АСх,
характеризуется конечной мелкозернистой структурой (структурой
319
нормализации), а участки металла, почти достигавшие при нагреве
Тг, получают конечную крупнозернистую структуру вследствие пе-
регрева. Размер зерна в этой зоне постепенно увеличивается к
наблюдается для металла, пагревав-
зависимости от продолжительности
границе сплавления.
Участок перегрева обычно
шегося выше 1100—1200° С, в
действия этих температур,
что связано со способом
сварки. Так, для газовой
сварки такой температу-
рой обычно является
1100° С. Для дуговой свар-
ки участок перегрева, по
существу, ограничивается
температурой 1200е С или
даже более высокой.
Довольно часто в участ-
ке перегрева после охлаж-
дения получается специфи-
ческая видмандштеттова
структура, характеризу-
ющаяся резко выраженной
направленностью феррит-
ных выделений под углом
около 120° друг к другу.
Видмандштеттова стру кту-
ра приводит к охрупчива-
нию металла, снижению
ударной вязкости до
2—3 кгс-м/см2 (0,2
0,3 МДж/м2). Появление
видмандштеттовой структу-
ры в околошовнои зоне
более характерно для газо-
вой сварки и менее для
дуговой.
Мелкозернистая структура металла, получающаяся в участке,
нагревавшемся при сварке несколько выше ACg, характеризуется
достаточно высоким комплексом механических свойств (прочностью,
пластичностью, вязкостью).
Металл, нагревавшийся в диапазоне температур —АСя, ха-
рактеризуется почти неизменяющимся ферритным зерном и некото-
рым дроблением и сфероидизацией перлитных участков.
Для горячекатаной или отожженной перед сваркой стали металл,
нагревавшийся до температур ниже Ас,, структуры не меняет.
Хотя в некоторых случаях, в частности, когда он содержит повы-
шенные количества газов (кислород, азот), может происходить‘ сни-
жение ударной вязкости при сварочном нагреве выше <—350° С в
результате процессов старения.
320
Если металл перед сваркой был наклепан (в результате холод-
ной прокатки, штамповки, гибки и пр.), то структурные превра-
щения наблюдаются и на участках, которые нагревались при свар-
ке ниже температуры АС|. В этом случае характер конечных струк-
тур в участках, нагревавшихся выше ЛСл, остается таким же, как
для горячекатаного или отожженного металла. При более низких
максимальных температурах в таком металле происходит собира-
тельная рекристаллизация, приводящая к значительному росту зер-
на. Нижний предел температур рекристаллизованной зоны обычно
несколько выше нижнего предела рекристаллизации рассматривае-
мого металла (вследствие относительно непродолжительного дейст-
вия соответствующих температур).
Если нижний предел температуры рекристаллизации чистых ме-
таллов, по А. А. Бочвару, определяется соотношением
7,pmin^0.4 Тга,	(V11.6)
гДе ты — минимальная температура рекристаллизации, К; Тпл—
температура плавления, К, то для железа эта температура будет
—450е С (723 К). Обычно рекристаллизованная структура в сварных
соединениях наблюдается в зонах, нагревавшихся выше 500—525° С.
Общий характер структур в сварном соединении низкоуглероди-
стых сталей изображен на рис VI 1.6, а. На рис. VII-6, б схе-
матически показано распределение твердости по различным зонам
сварного соединения.
Таблица VI 1.2
Ширина различных участков зоны термического влияния
при сварке низкоуглеродистой стали
Способ сварки	Тол- щина метал- ла, мм	Ширина участков чоны термического влияния, мм					Общая ширина зоны термического влияния, мм
		зона сплавления	участок нагрева выше А		участок частичной перекри- сталли- зации	участок собира тельной рекри- сталли зации	
			пере- грева	норма- лизации			
Г аховая	3	0,2	4—7	3—5	3,0	4,0	12,0—13,0
	10	0,15—0,20	10—12	9—10	5,0	8,0	25,0—30,0
Электро шлаковая	50	0,15	3—5	3—4	2—5	5—7	3,0—18,0
Дуговая	10	0,1	1,0	1,5—2,0	1,0	1.5—2,0	3,0—5.5
Ширина различных участков зоны термического воздействия оп-
ределяется способом и режимами сварки и в некоторой степени
зависит от толщины свариваемого металла. Некоторые характерные
значения ширины различных участков зоны термического влияния
при сварке низкоуглеродистых сталей различными способами при-
ведены в табл. VII.2.
21 Заказ № 269
321
§51.	СТРУКТУРА И СВОЙСТВА МЕТАЛЛА ЗОНЫ ТЕРМИЧЕСКОГО
ВЛИЯНИЯ ПРИ СВАРКЕ ЗАКАЛИВАЮЩИХСЯ СТАЛЕЙ И ЧУГУНА
Как указывалось выше, низкоуглеродистые нелегированные ста-
ли малочувствительны к изменению скорости охлаждения с темпе-
ратур выше АСа. Повышение содержания углерода в стали или
введение легирующих элементов в низкоуглеродистые стали значи-
тельно затормаживает распад аустенита при охлаждении. При этом
снижается температура распада аустенита
1 ч	(рис. VII.7: 1—для менее закаливающейся
стали; 2—для более закаливающейся стали)
и в ряде случаев в качестве конечных струк-
—’г-	тур появляется мартенсит — пересыщенный
т-;	___ раствор углерода в a-железе. При соответ-
ствующей термообработке это позволяет по-
лучить сталь с высокими упругими и проч-
костными свойствами при малых пластич-
ности и вязкости. Последующий низкий или
Рис. VU.7	высокий отпуск снижает или значительно
снижает прочность такой стали при одновременном улучшении ее
пластичности.
Склонность стали к получению закаленных неравновесных струк-
тур при распаде аустенита может характеризоваться диаграммами
изотермического распада аустенита (S-образными кривыми). Такие
зависимости определяют структуру продуктов распада аустенита
при различных постоянных температурах (при изотермическом рас-
паде). Наиболее типичные S-образные кривые приведены на рис.
VI 1.8, а: /—для стали с малой устойчивостью аустенита, напри-
мер среднеуглеродистой; 2—для стали с высокой устойчивостью
аустенита, например хромомолибденовой (цифры у семейства кри-
вых 1 указывают долю распавшегося аустенита).
Верхняя часть S-образной кривой характеризует распад устой-
чивого аустенита по диффузионному механизму с получением более
равновесных структур. Так, например, для углеродистых сталей
такой распад аустенита происходит с образованием феррито-цемен-
титной структуры. При малых переохлаждениях аустенита (отно-
сительно высокой температуры его распада) выделяются зерна пер-
лита. По мере снижения температуры распада уменьшается инку-
бационный период (время существования устойчивого аустенита —
левее кривой с 0% превращения) и уменьшается расстояние между
частицами выделившегося цементита. Структура становится более
дисперсной и носит название сорбита.
Распад аустенита ниже характерной для каждой стали темпе-
ратуры Тм осуществляется бездиффузионно и конечная мартенсит-
ная структура получается при перестройке кристаллической ре-
шетки посредством сдвигов.
Превращения ниже температуры минимальной устойчивости аус-
тенита но выше температуры начала мартенситного превра-
322
щения 7М имеют промежуточный характер и получаемая при этом
структура обычно называется бейнитной.
Чем больше минимальное значение времени инкубационного пе-
риода /П11ш тем с большей вероятностью будет получен мартенсит,
а не пластинчатые структуры распада аустенита (перлит и др.)-
а)
6)
Рис. V1I.8
При непрерывном охлаждении (в условиях сварки) зависимости
кинетики распада аустенита от температуры и времени отличаются
отчего распада при изотермических условиях. Кривые анизотерми-
ческого распада (термокинетические) являются более сложными,
чем S-образные кривые изотермического распада. Кривые анизо-
термического распада аустенита известны для некоторых марок
сталей Кривые ан изотермического распада строятся по получае-
мым структурам (иногда и по твердости) при охлаждении стали из
состояния устойчивого аустенита с различными скоростями.
На рис. VII.8, б и в показано сопоставление диаграммы изотерми-
ческого и анизотермического распада аустенита для одного типового
состава закаливающейся при сварке стали (углеродистой с С=0,45%).
Из сопоставления следует, что при анизотермическом распаде сни-
жается температура минимальной устойчивости аустенита 7~П1Гп и
увеличивается инкубационный период, т. е. аустенит становится
устойчивее и вероятность образования мартенсита увеличивается.
21
323
7/С
А
XX
fA
Аустенит устейчивый
-Ппсв^
Перлит
СорБит
Agere- k
нит f\
неустииХ
чивый '
Бейнит
tmlti
\ . V \\
уА\ 4 у
-Н--V--у—
Мартенсит
Lgt, с
Рис. VII.9

V
Упрощенное, однако недостаточно точное, представление о влия-
нии непрерывного охлаждения на распад аустенита может быть
получено из перестроения S-образных кривых, полученных при
изотермическом распаде. Схематически такое перестроение для слу-
чая средних скоростей охлаждения, характерных для сварочных
условий, показано на рис. VII.8, а применительно к началу прев-
ращения. Сплошная кривая представляет собой S-образную кривую
начала распада аустенита в изотермических условиях. Смещением
T'mIn вниз по отношению к Tmi[} и увеличением минимального зна-
чения инкубационного периода	(обычно примерно в 1,5 раза)
получена штриховая S-образ-
ная кривая анизотермическо-
го распада аустенита той же
стали при непрерывном ох-
лаждении. Для многих ста-
лей Т m}r) —
На изменение кинетики
распада аустенита влияет не
только скорость охлаждения
металла ниже критической
температуры, но и пластиче-
ские деформации, которые
получил аустенит перед пре-
вращением в продукты свое-
го распада. При этом пласти-
ческие деформации величи-
ной —5% заметно уменьшают инкубационный период, во всяком
случае в области высокотемпературного распада аустенита.
В случае, когда известны кривые распада аустенита, можно
схематически оценить влияние различных скоростей охлаждения
металла, в частности в условиях сварки, на получение той или
иной конечной структуры, а следовательно, и свойств.
На рис. VII.9 штриховыми кривыми /, 2, 3 изображены различ-
ные скорости охлаждения свариваемой стали при различных спосо-
бах сварки (дуговой, газовой и электрошлаковой при типичных для
них значениях qn), распад аустенита которой при непрерывном
охлаждении характеризуется семейством сплошных кривых, отра-
жающих различные степени его распада. В то время как кривая t
целиком проходит внутри инкубационного участка кривой и пере-
секается только с линией мартенситного превращения (следователь-
но, конечной структурой является мартенсит), кривая 2 пересека-
ется с линией более стабильных продуктов распада аустенита
(структура в этом случае смешанная) Для кривой 3 характерной
Конечной структурой является сорбит.
Если пунктирной кривой 4 представить ту минимальную ско-
рость охлаждения ^охл1, при которой структура получается пол-
ностью мартенситной, а пунктирной кривой 5— максимальную
скорость охлаждения ьуохл2> пРи которой мартенсит полностью иск-
лючен, то L£i0XJJ1 и юохла приближенно могут быть подсчитаны по
324
формулам:
шохл1~^1 (^min 55); (2- l»5/min),	(VII.7)
^охла—(Т l	350)/(2-1,5/350),	(V11.8)
где 7\— температура, соответствующая распаду аустенита при
охлаждении с минимальными .скоростями (Лн), СС; TmlI1— темпе-
ратура минимальной устойчивости аустенита при распаде в изотер-
мических условиях, °C; /1111П — минимальное значение инкубацион-
ного периода начала распада аустенита при его изотермическом
распаде.
Температура 350° С в формуле (VI 1.8) принята как наиболее
характерная для мартенситной точки большинства конструкционных
закаливающихся сталей. Поправка к Tmin в 55° С в формуле
(VI 1.7) является обычной для многих сталей для характеристики
снижения Tniin при непрерывном охлаждении в сравнении с 7min
при изотермическом распаде.
Поправочный коэффициент 2 в знаменателе обеих формул при-
ближенно учитывает отсутствие достаточной гомогенизации аустенита
в период, предшествующий его распаду.
Аналогично могут быть подсчитаны и другие средние скорости
охлаждения в температурном интервале распада аустенита, которые
должны обеспечить те или иные конечные структуры металла.
Повышение прочности ряда углеродистых и низколегированных
сталей основывается на получении составов, смещающих S-образные
кривые вправо, т. е. на торможении процессов распада аустенита
при охлаждении. Поэтому при сварке таких сталей в результате
воздействия термического сварочного цикла весьма вероятным яв-
ляется получение закаленных структур для всего объема металла,
нагревавшегося выше температуры АСз и претерпевавшего при ох-
лаждении превращения аустенита в продукты его распада.
В связи с тем что хрупкие структуры в сварном соединении
могут способствовать образованию трещин вследствие протекания
деформаций и возникновения внутренних напряжений, определяе-
мых неоднородностью температурного поля в свариваемом изделии,
они являются весьма нежелательными и в ряде случаев опасными.
Возможность образования трещин, кроме того, усиливается возник-
новением в закаленном металле структурных напряжений в связи
с меньшей плотностью мартенсита, чем аустенита или его более рав-
новесных продуктов распада.
Технология изготовления сварных конструкций (выбор способа
сварки, сварочных материалов, режимов и пр.) должна обеспечить
максимальное исключение хрупких структур в сварных соединени-
ях, при наличии которых практически очень трудно избежать тре-
щин. Это особенно важно при сварке конструкций из металла
большой толщины.
22 Заказ № 269
325
При меньшей величине зоны хрупкого металла или при разъ-
единении хрупких зон более пластичным металлам вероятность
образования холодных трещин уменьшается. Поэтому если нельзя
предотвратить закалку металла с получением хрупких структур в
зоне термического воздействия (см. ниже)» то металл шва надо
иметь более пластичным. Это достигается либо применением швов
такого легирования, при котором металл шва имеет аустенитную
структуру (обычно типа хромоникелевых аустенитных сталей), либо
применением иизкоуглеродистых швов с меньшим легированием,
чем основной металл. Во втором случае без дополнительной тер-
мической обработки удается достигнуть предела прочности металла
швов около 80 кгс/мм2 (790 МН/м3) при достаточно высокой их
пластичности и вязкости.
Обязательным условием при применении низколегированных
составов металла щвов является максимальное снижение в них
содержания водорода (см. § 55).
Микроструктура литого металла сварных швов, соответствую-
щих составам низколегированных сталей, является сорбитообразной.
Структура и свойства металла в зоне термического воздействия
определяются составом свариваемой стали и ее исходной обработки
перед сваркой.
Рассматривая углеродистые и низколегированные стали, закаливаю-
щиеся в условиях воздействия сварочного термического цикла,
установим основные характеристики конечных структуры и свойств
различных участков зоны термического воздействия в сварных со- 
единениях. Участки металла, нагревающиеся при сварке выше тем-
пературы ЛСа, в результате последующего достаточно быстрого ох-
лаждения приобретают структуру закалки. При этом для одних
условий (химический состав стали, определяющий кинетику распа-
да аустенита; погонная энергия, определяемая способом и режимом
сварки; размеры изделия, влияющие на скорость охлаждения ме-
талла при сварке, и др.) конечная структура этих участков может
быть получена либо полностью'мартенситной, либо со смешанной
структурой с тем или иным количеством более стабильных продук-
тов распада аустенита. Однако в этом случае структура от границы
сплавления до участка, имевшего при сварке максимальную темпе-
ратуру только несколько выше АС1, будет неодинаковой. Распад
перегретого аустенита (т. е. участков, прилегающих к границе
сплавления и нагревавшихся при сварке выше ~1200ЭС) образует
более грубозернистый, крупноигольчатый мартенсит, чем на участ-
ках металла, нагревающихся при сварке только незначительно
выше АСх. Структура зоны сплавления, в связи с тем что ее со-
став по существу весьма близок к основному металлу, является
почти такой же, как структура участка перегрева.
Участок зоны термического влияния, который при сварке нагре-
вался в температурном интервале —Л(з, после охлаждения по-
лучает структуру частичной закалки. При этом и твердость такого
металла получается ниже, чем металла, охлаждавшегося с темпера-
тур выше АСз.
326
при различных темпера-
S)
Структура рассмотренных участков зоны термического воздейст-
вия практически не зависит от исходного состояния металла перед
сваркой. Если в исходном состоянии металл был закален, то его
нагрев выше Д, (или соответственно между АС1 и Дэ) и последую-
щее быстрое охлаждение приводят к конечным структурам закалки
(частичной закалки). Если же металл до сварки был отпущен, то
опять же нагрев выше Д3 и быстрое охлаждение приведут к полу-
чению закалочных структур.
Участки зоны, нагревшихся ниже ЛС1, по своей структуре и
свойствам могут быть различными для металла, поступившего на
сварку в закаленном, высоко- или низкоотпущенном состоянии.
Для металла в исходном закаленном состоянии участки зоны
термического влияния, характеризующиеся максимальной температу-
рой нагрева при сварке ниже АС1 (для углеродистых сталей соот-
ветственно ниже 720° С), получат отпуск
турах и выдержках. Так, участок, приле-
гающий к участку частичной закалки, по-
лучит кратковременный высокий отпуск.
Он обычно характеризуется структурой
сорбита отпуска. По мере удаления от
шва температура отпуска снижается
(уменьшаются максимальнее температуры)
и уменьшается общая продолжительность
выдержки при повышенных температурах.
Поэтому степень отпуска закаленного ме-
талла снижается, а твердость сохраняется
повышенной. На некотором расстоянии от
границы сплавления в структуре исчезает
сорбит отпуска и остается мартенсит. Одна-
ко этот мартенсит, структурно при метал-
лографическом исследовании не отлича-
ющийся от исходного, будучи во время
сварки подвергнут некоторому нагреву,
получает некоторое ослабление напряжен-
ности кристаллической решетки (становит-
ся менее тетрагональным, более кубиче-
ским) и при примерно такой же твердости
обладает лучшими пластичностью и вяз-
костью. Такой участок зоны термического воздействия в этом случае
ограничивается областью распространения в свариваемом изделии
максимальной температуры 200—250 ’С.
Для закаленного и отпущенного перед сваркой металла нижняя
граница изменения структуры и свойств практически определяется
температурой предварительного отпуска. Так, например, в металле,
получившем перед сваркой после закалки отпуск при 500е С в
области, где он при сварке нагревался ниже этой температуры,
никаких изменений свойств не произойдет. В области, нагревшейся
выше этой температуры, изменение структуры и свойств подобно
рассмотренному для закаленного металла.

Рис. VII 10
22*
327
Общая схема изменения структуры и свойств для зоны термиче-
ского влияния в случае сварки закаливающихся сталей изображе-
на на рис. VII. 10: а — сталь перед сваркой в отожженном состоя-
нии; б— сталь перед сваркой закалена и не отпущена (слева) и
закалена и отпущена (справа от шва).
В зоне термического влияния сварных соединений закаливаю-
щихся сталей в процессе охлаждения или через некоторое время
после полного остывания часто образуются холодные трещины
(см. § 55). Для исключения такого образования трещин приходится
усложнять технологию сварки закаливающихся сталей.
Одним из наиболее действенных приемов для исключения хо-
лодных трещин является сварка с предварительным общим или
местным подогревом. Это приводит к уменьшению скорости охлаж-
дения при температурах распада аустенита, что может быть рас-
считано по формулам (VII. 2)—(VII. 4), подставляя значение TG,
соответствующее температуре предварительного подогрева. Степень
предварительного подогрева зависит от характеристик свариваемой
стали и применяемого способа и режима сварки. Чем более склон-
ной к полной закалке является сталь и чем менее пластичным по-
лучается мартенсит закалки, тем вероятнее образование трещин в
околошовной зоне и тем выше должна быть температура предвари-
тельного подогрева перед сваркой.
Основным элементом, увеличивающим закаливаемость и прока-
ливаемость сталей, является углерод. Ориентировочно влияние
других элементов, в частности ряда легирующих, снижающих ско-
рость распада аустенита, может быть 'оценено пересчетом их коли-
чества в количество как бы эквивалентно-действующего заменяю-
щего их углерода. Для перерасчета каждого элемента в эквивалент-
ные количества углерода на основании экспериментальных исследо-
ваний подбирают соответствующие коэффициенты. Одной из наибо-
лее распространенных формул расчета эквивалентного содержания
углерода является*
. Мп% . Cr% . V% . Мо% Ni% . Сн% Р%
4——4—-—I—~—1—-—I———I———I——, (vit.J)
6	5	5	4 1о 13	2
причем содержание меди учитывается при Си>0,5%, а фосфора
при Р>0,05%.
В случае, если Сэ больше 0,45—0,55, в зависимости от толщины
металла в американской практике рекомендуется применять пред-
варительный подогрев. В отечественной практике ряд разработан-
ных низколегированных сталей повышенной прочности с большим
эквивалентным углеродом (примерно до Сэ«=0,70%) сваривают ду-
говой сваркой низководородистыми электродами без подогрева при
применении специальной технологии (см. § 54).
Электрошлаковую сварку сталей, весьма склонных к закалке,
при большой погонной энергии можно выполнять без подогрева.
В этом случае вводимый в изделие сварочным источником запас
* Уточнения см. в § 55.
328
тепла обеспечивает и без подогрева значительное уменьшение ско-
ростей охлаждения шва и зоны термического влияния.
При сварке чугунов зоны термического влияния принципиально
подобны зонам при сварке закаливающихся сталей. Наиболее ча-
сто сварка применяется для отливок из серого чугуна.
Рассмотрим в качестве типового примера разрез тройной диа-
граммы Fe—С—Si при 2,5% кремния (рис. VII. 11), совместив его с
Рис. VI 1.11
кривой максимальных температур в полученном сечении сварного
соединения.
Металл шва может быть весьма разнообразным в зависимости
от применяемых сварочных материалов. Он может иметь состав
чугуна, углеродистой стали, различных цветных сплавов. Выбор
того или иного состава металла шва определяется рядом причин,
которые рассматриваются в курсах технологии сварки.
Зоны термического воздействия при любом способе сварки
плавлением (кроме сварки-пайки, с применением относительно лег-
коплавких цветных сплавов) подобны и различаются только шири-
ной четырех характерных-для чугуна участков. Первый участок
(неполного расплавления) представляет собой частично расплавлен-
ный при сварке металл. Температурный интервал этого участка при
содержании в свариваемом чугуне 3% углерода определяется тем-
пературами 1240—1160° С. При сварке без подогрева скорость
охлаждения такого металла (—3% С; —2,5% Si) приводит к полу-
чению белого чугуна. На структуру и свойства металла этой зоны
в некоторой степени может влиять состав сварочных материалов,
в частности, вводя через них графитизаторы (С, Si, Ni и др.),
можно усилить процесс графитизации в первом участке зоны тер-
мического влияния.
Второй участок ограничивается температурами нагрева от 1160
до 810э С. Быстро охлажденный аустенит этого металла дает в
конечном счете структуру высокоуглеродистого мартенсита большой
329
твердости и весьма склонного к образованию трещин. Третий уча-
сток (перекристаллизации) ограничивается диапазоном температур
810—790° С, имеет переходную структуру от второго участка к
четвертому. Четвертый участок (графитизации и сфероидизации
карбидов) характеризуется некоторой дополнительной графитизаци-
ей и коагуляцией карбидов по сравнению с исходной структурой
и имеет, как правило, хорошие свойства.
Нагрев при сварке ниже 450—500° С не вызывает изменения
структуры свариваемого чугуна.
Для регулирования структуры с исключением зон отбела и за-
калки при сварке чугунов также часто применяют предваритель-
ный подогрев, одновременно ограничивающий возможность возник-
новения трещин в свариваемом изделии.
§ 52.	ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ МЕТАЛЛА
В ОКОЛОШОВНЫХ ЗОНАХ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
По условиям эксплуатации ряд конструкций должен изготавли-
ваться из высоколегированных сталей с особыми свойствами. Боль-
шинство таких конструкций должно быть сварными. Наиболее
характерными из высоколегированных сталей, применяемых в сварных
конструкциях, являются хромистые ферритные, феррито-мартен-
ситные и мартенситные, а также хромоникелевые аустенитные.
К высокохромистым сталям относятся низкоуглеродистые (обыч-
но С<0,2%) с содержанием хрома от 5 до 30%.
Структурная диаграмма состояния Fe—Сг приведена на рис.
VII. 12, а, а влияние углерода на расширение области высокотем-
пературного у-раствора — на рис. VII. 12, б. Как следует из диа-
граммы состояния, низкоуглеродистые хромистые стали имеют огра-
ничиваемую содержанием хрома высокотемпературную область
у-раствора. В связи с тем, что хром значительно замедляет распад
у-раствора, металл, нагретый выше температуры превращения «->у,
330
при достаточно быстром охлаждении получает структуру мартенси-
та. При увеличении концентрации углерода область хромистых
сталей, закаливающихся при сварке на мартенсит, расширяется в
сторону больших концентраций хрома (рис. VII. 12, б), а сам мар-
тенсит получается более твердым.
Дальнейшее увеличение концентрации хрома при той же кон-
центрации углерода изменяет сталь так, что при повышенных
температурах появляется область смешанного a-f-y ^раствора. Быст-
рое охлаждение такого металла с температурного интервала суще-
ствования этого раствора (или с более высокой температурой) спо-
собствует получению при комнатных температурах смешанной
ферритно-мартенситной структуры. Такая структура также харак-
теризуется достаточно высокой твердостью, хотя с точки зрения об-
разования трещин является менее опасной, чем мартенситная.
Мартенситные и ферритно-мартенситные стали сваривают либо
такими сварочными материалами, при которых металл шва оказы-
вается подобным свариваемому (иногда с несколько меньшим содер-
жанием углерода), либо материалами, обеспечивающими получение
в шве металла с аустенитной структурой. При составе шва, анало-
гичном основному металлу, он также может закаливаться. В этом
случае для шва характерна структура грубозернистого мартенсита.
В зоне термического воздействия металл, нагревавшийся при
сварке выше температуры превращения aFe -> yFc, при охлаждении
также обычно закаливается.
В связи с тем что такие стали, как правило, поступают на
сварку после двойной обработки (закалка и высокий отпуск), уча-
сток зоны термического влияния за участком закалки является не-
большим и характеризуется дополнительным высокотемпературным
отпуском, несколько разупрочняющим основной металл.
Для исключения образования трещин, главным образом при
сварке металла средних и больших толщин, сварка таких хроми-
стых сталей выполняется с предварительным подогревом до 300—
500° С. При этом температура предварительного подогрева зависит
от содержания углерода в свариваемой стали, ее толщины, размеров
и жесткости свариваемого изделия. Для сталей с большим содер-
жанием углерода и при значительной толщине металла температура
предварительного подогрева выбирается более высокой.
В ряде случаев для таких сварных изделий после сварки приме-
няют дополнительную термическую обработку для улучшения
свойств металла шва и зоны термического влияния, а также для
уменьшения и выравнивания остаточных внутренних напряжений
(см. § 56). При сварке таких сталей аустенитными электродами ни
предварительный подогрев, ни последующую термическую обра-
ботку не применяют.
Более высокохромистые стали при том же содержании углерода
согласно рис. VII. 12 имеют полностью ферритную структуру. Они
не претерпевают превращений от комнатной температуры до темпе-
ратуры плавления. При нагреве до высоких температур и после-
дующем охлаждении такие стали получают значительное увеличение
331
зерна. В процессе сварки этих сталей наблюдается постепенный
рост зерна По направлению к границе сплавления. Вблизи границы
сплавления зерна обычно вырастают до очень значительных разме-
ров, особенно при большой погонной энергии сварки.
Хотя такая структура и не приводит к увеличению твердости,
однако в связи с крупнозернистостью металл обладает малой дефор-
мационной способностью и в нем могут образовываться трещины.
Обычно сварка таких сталей производится с невысоким (около 200°С)
предварительным подогревом.
Хромоникелевые стали, аустенитного класса применяются как
нержавеющие-, кислотостойкие и жаропрочные. Они обычно содержат
от 15 до 25% Сг и от 8 до 35% Ni при содержании углерода до
0,14% и некоторых других легирующих элементов: Mo, \\ Ti, Nb.
Типичным представителем этой группы сталей является нержавею-
щая с -—18% Сг; — 9% Ni; ~0,1% С. Такая сталь обычно полу-
чает паилучшие свойства после аустенизации — быстрого охлажде-
ния с температур около* 1050—1100°С. После такой обработки в
металле фиксируется состояние аустенита, растворившего повышен-
ные для комнатной температуры количества углерода. Последующий
нагрев такого металла в определенной области температур способ-
ствует образованию карбидов хрома, выпадающих в основном вблизи
границ зерен. Раствор в этом месте обедняется не только углеродом,
но и хромом. Неоднородность состава (карбид; раствор, обедненный
хромом у границ зерен, и нормальный в центре зерра, с различ-
ными электрохимическими потенциалами) в случае воздействия кор-
розионной стали способствует развитию коррозии от поверхности
внутрь металла по границам зерен.
Схематическая зависимость появления склонности к такой меж-
кристаллитной коррозии в результате длительности воздействия на
металл различных температур показана на рис. VII. 13. При значи-
тельной длительности воздействия повышенных температур в резуль-
332
тате диффузионного выравнивания раствора в центре и вблизи границ,
зерен металл опять становится стойким против межкристаллитной
коррозии. Для разных составов стали расположение этих кривых
по времени является различным, причем уменьшение содержания
в них углерода или введение в сталь более сильных карбидообразо-
вателей, чем хром (обычно Ti или Nb), в количествах, достаточных,
чтобы связать выпадающий из раствора углерод, сдвигает вправо
Рис. VI 1.14
кривую начала потери стойкости против межкристаллитной кор-
розии.
Сварные соединения, обладающие необходимой стойкостью про-
тив межкристаллитной коррозии, можно получить, когда и шов, и
околошовная зоны не проявляют склонности к межкристаллитной
коррозии. Для этого основной металл при ограничении в нем угле-
рода обычно легируют титаном, а сварочные материалы подбирают
с еще более низким содержанием углерода, легированные титаном
или ниобием. При этом автоматическая сварка под бескислородными
флюсами и аргонолуговая сварка позволяют в металле швов сохра-
нить необходимое количество титана. При ручной дуговой сварке
с применением любых покрытий титан почти полностью выгорает
и в этом случае для легирования предпочитают в качестве стабили-
затора применять ниобий или для некоторых более простых условий
эксплуатации изделий — молибден.
В металле швов также полезно иметь не чисто аустенитную,
а аустенитно-ферритную структуру с содержанием ферритной фазы
до — 10—15%. Получение двухфазной аустенитно-фсрритной струк-
туры определяется соотношением между количествами ферритоб-
разующих (Сг, Mo, Si, Ti и др.) и аустенитобразующих (Ni, С, N*
Мп и др.) элементов. Структурная диаграмма Шеффлера (рис. VII. 14)
связывает эквивалентные количества никеля и хрома с конечными
33.5
структурами металла шва, получающимся после сварочных скоро-
стей охлаждения.
В околошовной зоне основного металла после сварки обычно на-
блюдается некоторое увеличение размера зерен. Иногда металло-
графическим исследованием обнаруживаются выпавшие карбиды,
главным образом вблизи границ зерен.
Механические свойства металла зоны термического влияния обыч-
но мало отличаются от аустенизированного основного металла.
'Склонность металла сварных соединений к межкристаллитной кор-
розии обнаруживается только специальными методами.
При сварке жаропрочных сталей аустенитного класса для обес-
печения надлежащих свойств металла сварных соединений необхо-
димо получать швы без горячих трещин, при сохранении необхо-
димых свойств в околошовной зоне.
Наиболее распространенными методами сварки легированных
хромоникелевых жаропрочных аустенитных сталей являются ручная
.дуговая сварка штучными электродами и аргонодуговая сварка. При
этом электроды должны обеспечить в металле шва двухфазную
-аустенитно-ферритную структуру с жесткими ограничениями по ко-
личеству ферритной фазы (обычно от 2 до 5%).
Малью количества ферритной фазы (примерно менее 2%) не обес-
печивают достаточной стойкости швов (особенно многослойных) от
образования горячих трещин. Большие количества феррита (для
большинства составов более 5%) приводят к появлению хрупкости
после тепловых выдержек как после термической обработки, так и
после воздействия эксплуатационных температур. Эта хрупкость
вызывается особой структурной составляющей (о-фаза), начинающей
развиваться в первую очередь на базе имеющихся ферритных зерен.
Структура двухфазного металла шва более мелкая, чем у одно-
фазного, чисто аустенитного, ферритные зерна при этом могут обна-
руживаться в виде вытянутых, узких вкраплений неправильной фор-
мы. Для определения cr-фазы применяют специальные травители.
В околошовной зоне обычно наблюдается небольшой рост зерен
и в некоторых случаях утолщение межзеренных границ. Такое утол-
щение является косвенным признаком большой склонности к обра-
зованию горячих трещйн вблизи границы сплавления.
В настоящее время ряд сварочных материалов обеспечивает не-
обходимые свойства жаропрочности (длительная прочность, сопротив-
ление ползучести, окалиностойкость, достаточная стабильность при
тепловом старении) металла сварных швов для длительной эксплуа-
тации (до 100000 ч) при температурах 600—650е С. Однако в опреде-
ленных условиях работы, например, в стыках толстостенных паро-
проводов, работающих при температуре около 600сС, через некото-
рый период эксплуатации вблизи границы сплавления в основном
металле на расстоянии одного-двух зерен от шва образуются тре-
щины. Причина этих локальных межзеренных разрушений в настоя-
щее время выяснена не полностью. Однако ясно, что появление
таких трещин вызвано термодеформационным воздействием сварки,
причем значительное влияние оказывает состав свариваемой стали,
334
определяющий растворение или выпадение карбидных фаз в около-
шовиой зоне, различные механические свойства металлов шва и
околошовной зоны, а также, видимо, диффузия углерода из основ-
ного металла в шов при температурах эксплуатации, вызываемая
различным составом шва и основного металла.
Наиболее сильно такая диффузия углерода проявляется в разно-
родных сварных соединениях, например углеродистой стали с аусте-
нитной (обычно на границе сплавления углеродистая сталь — аусте-
Рис. VII.15
нитный хромоникелевый шов). В результате связывания углерода
в стойкие карбиды хрома при определенных температурах ’(пример-
но от 400 до 720° С) углерод из нелегированной стали перемещается
к границе сплавления и в шов. Таким образом, в течение времени
в углеродистой стали образуется и растет обезуглероженная зона,
а в хромоникелевом шве вблизи границы сплавления появляется
и растет по ширине слой металла, обогащенный карбидами («карбид-
ная гряда»). Работоспособность такого сварного соединения при
определенных видах нагружения понижается в сравнении с исход-
ным состоянием после сварки.
Развитие этого процесса определяется его диффузионным харак-
тером и зависит от температуры, длительности ее действия и соот-
ношения составов основного металла и шва. Общий характер изме-
нения ширины обезуглероженной зоны в углеродистой стали с содер-
жанием углерода 0,2% при хромоникелевом аустенитном шве в за-
висимости от температуры ([Ni ]м.ш да 8%) показан на рис. VII. 15, а,
а в зависимости от содержания никеля — на рис. VII. 15, б, где
1 — после выдержки 1000 ч при 450° С; 2 — то же, при 550° С; 3—
то же, при 650° С.
При металлографических исследованиях таких разнородных свар-
ных соединений в исходном состоянии после сварки граница сплав-
ления шва с основным металлом выявляется довольно четко, а в
зоне термического влияния обнаруживаются обычные для сварки
плавлением структуры этих сталей. После термической обработки
или выдержки при температурах эксплуатации травление шлифов
выявляет как карбидную гряду, так и обезуглероженный слой, при-
чем увеличение его ширины часто сопровождается появлением вытя-
335
путых перпендикулярно границе сплавления крупных ферритных
зерен.
Подобное перемещение углерода практически не наблюдается,
если в обоих сваренных металлах имеется достаточное количество
сильных карбидобразующих элементов для связывания всего угле-
рода в прочные соединения. Поэтому для разнородных сварных со-
единений, предназначенных для работы в условиях повышенных тем-
ператур (примерно выше 400е С), обычно используют не углеро-
дистые, а низколегированные стали с достаточным количеством в них
сильных к арбидобр азователей.
§ 53.	ОСОБЕННОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ
И СВОЙСТВ МЕТАЛЛА В ЗОНЕ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ
ПРИ СВАРКЕ РАЗЛИЧНЫХ ЦВЕТНЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
Цветные металлы и сплавы, применяющиеся для различных свар-
ных конструкций, обладают разнообразными свойствами. Поэтому
структура и свойства металла швов и зон термического влияния —
их сварных соединений также весьма разнообразны.
Медь в сварных конструкциях в основном применяется кисло-
родсодержащая. В прокатной меди обычно содержится от 0,06 до
0,10% кислорода.
Металл шва, определяемый в значительной степени составом
присадочного (наплавляемого) металла, при различных способах сварки
является различным. Так, например, при газовой сварке плавлением,
автоматической сварке под флюсом и электрошлаковой сварке на-
плавляемый металл по составу почти не отличается от основного.
При сварке под флюсом и электрошлаковой сварке металл в резуль-
тате взаимодействия со шлаком может немного легироваться Мп и
Si; обычно их содержание в шве составляет 0,1—0,2 ?о. При газо-
вой сварке через присадочный металл и флюсы в металл сварочной
ванны вводится иногда небольшое количество (~ 0,05 %) фосфора.
При аргонодуговой и азотнодуговой сварках в ряде случаев целесо-
образно применять присадочный металл, содержащий 0,2—0,3% Si.
Дуговая сварка плавящимся электродом обеспечивает хорошие
механические свойства металла швов при их легировании Si и Мп
в пределах до 1—2% каждого из этих элементов.
Дуговая сварка угольным электродом осуществляется с исполь-
зованием присадочного металла, легированного фосфором и иногда
оловом.
В большинстве случаев структура металла швов характеризуется
крупнозернистостью с резким изменением структуры на границе
сплавления. Структура металла шва зависит от его состава и в раз-
личных случаях значительно отличается друг от друга.
В околошовной зоне при сварке меди происходят превращения,
связанные с ростом зерна, а также диффузионным перемещением
кислорода из основного металла в шов и изменением характера рас-
пределения легкоплавкой эвтектики Си—Си2О. Обескислороживание
336
основного металла происходит, как правило, в зоне, не превышаю-
щей 0,2 мм от границы сплавления. Эвтектика, находящаяся в сва-
риваемом прокатанном металле в виде скоагулированных включений,
в зоне металла, нагревающегося при сварке выше 1064°С (темпера-
тура плавления эвтектики), начинает распространяться по границам
зерен, создавая после остывания между ними хрупкие прослойки.
Такое распределение эвтектики характерно главным образом для спо-
собов сварки, при которых градиент температур вблизи границы
сплавления невелик (например, газовая, электрошлаковая). При из-
гибе таких сварных соединений они часто разрушаются по основ-
ному металлу вблизи шва, причем изломы имеют кирпичный цвет —
цвет эвтектики Си — Си2О.
Степень укрупнения зерен в околошовной зоне также зависит
от способа сварки, вводимого в свариваемое изделие при сварке
количества тепла и исходного состояния металла перед сваркой,
главным образом степени его наклепа.
Алюминий применяют для изготовления разнообразных свар-
ных конструкций. Изготавливают сварные конструкции и из ряда
прочных алюминиевых сплавов различных систем легирования.
Состав и структура металла шва определяются и в этом случае
составом присадочного (электродного) металла. В большинстве слу-
чаев сварки плавлением алюминия и его сплавов присадочный ме-
талл подбирают по составу подобным свариваемому: при сварке
алюминия — нелегированный алюминий; при сварке алюминиево-
магниевых сплавов — алюминиево-магниевый сплав. Большое рас-
пространение имеет алюминиево-кремниевый присадочный металл,
используемый как для заварки разнообразного литья из алюминие-
вых сплавов и в некоторых других случаях. Иногда для измель-
чения структуры металла шва в присадку вводят титан или цир-
коний, соответственно в количествах около 0,2 и 0.5%.
Структура металла швов определяется их составом. Так, при
составе металла шва, не имеющего дополнительного легирования
или легированного марганцем в количестве до—1,5% или модифи-
каторами (Ti и Zr), его структура металлографически выявляется
как твердый раствор, без выделения каких-либо других фаз. Раз-
мер зерен при этом сильно зависит от наличия или отсутствия
достаточного количества модификаторов, причем наличие модифи-
каторов может очень сильно измельчать зерно.
При применении алюминиево-кремниевой присадки (—5% Si)
металл шва состоит из зерен твердого раствора со значительным
количеством эвтектики А1 — Si. Структура металла шва в этом слу-
чае не очень крупнозернистая. Легированные алюминиево-магниевые
швы имеют структуру твердого раствора с небольшими разбросан-
ными включениями второй фазы на базе химического соединения
алюминия с магнием.
Основной характеристикой околошовной зоны технического алю-
миния и ряда алюминиевых сплавов является укрупнение зерна.
Степень этого укрупнения по мере удаления от границы сплавле-
ния уменьшается и структура постепенно переходит к исходной.
337
Степень изменения свойств в околошовной зоне зависит от исход-
ного состояния металла перед сваркой. Так, ряд сплавов алюминия,
в частности с марганцем, поставляются в нагартованном и полу-
нагартовавном состояниях. В результате воздействия сварочного
тепла нагартовка частично или полностью снимается и свой-
ства этой зоны приближаются к свойствам отожженного металла
(снижаются твердость и предел прочности, повышается пластич-
ность).
У алюминиево-магниевых сплавов в зоне основного металла вбли-
зи границы сплавления несколько снижается прочность. Это сниже-
ние относительно невелико при аргонодуговой сварке, обеспечиваю-
щей концентрированный ввод тепла в изделие и большие скорости
охлаждения, и значительно больше при газовой сварке.
Термически обрабатываемые сплавы алюминия являются наиболее
неблагоприятными с точки зрения получения достаточно высокого
коэффициента прочности сварного соединения по сравнению с улуч-
шенным термической обработкой основным металлом. Улучшение
свойств таких сплавов достигается закалкой с температур не ниже
350—450° С и последующим старением при умеренных (около 100—
150° С) или комнатных температурах.
В околошовной зоне сварного соединения в результате воздей-
ствия термического цикла сварки при охлаждении с высоких тем-
ператур происходит опять
закалка основного металла
(например, в самозакаливаю-
щихся, стареющих сплавах
системы А1 — Zn — Mg), а ме-
талл, нагревавшийся до бо-
лее низких температур, такой
закалки не получает. При
этом в таком участке металла
(для сплавов системы
AI — Zn — Mg в диапазоне
температур 350—250° С) происходит частичное укрупнение фаз, вы-
делившихся при старении. Это вызывает снижение свойств проч-
ности и твердости в оборх участках зоны термического влияния. Для
сплавов, стареющих с течением времени при комнатных температу-
рах, прочностные характеристики в этих зонах улучшаются, при-
ближаясь в участке закалки к исходным, а в участке отпуска (от-
жига) не достигают этой величины.
Общий характер изменения твердости металла системы А1 — Zn —
Mg в зоне термического влияния сварного соединения после- аргоно-
дуговой сварки и естественного старания показан на рис. VII. 16
(/—сразу после сварки; 2— через 10 дней; 3 — через 30 дней;
4 — через 90 дней после сварки).
Титан представляет интерес как конструкционный материал,
позволяющий получать высокую прочность конструкций при отно-
сительно небольшой их массе, а также в ряде случаев как весьма
коррозионностойкий металл.
338
Титановые сплавы, имеющие превращение при нагреве и охлаж-
дении, связанные с перестройкой кристаллической решетки Tia 7^ Tip,
по характеру изменения металла в зоне термического влияния мо-
гут сравниваться со сталями. (5-Зерно титана при значительном
перегреве его над температурой превращения Tia Tig сильно рас-
тет. Поэтому даже в a-сплавах титана после охлаждения зерно в
околошовной зоне укрупняется, причем степень укрупнения сни-
жается по мере уменьшения погонной энергии при сварке. Ряд
a-сплавов титана относительно мало меняет свойства в результате
воздействия термического
цикла сварки. ^-Сплавы ти-
тана, а также a-J-0-сплавы,
характеризующиеся наличием
при комнатных температу-
рах (5-фазы, более чувстви-
тельны к термическому цик-
лу сварки. Так, обычно около-
шовиая зона в таких сплавах
после полного охлаждения
получает высокие твердость
и хрупкость. Для а+Р-спла-
Puc. VII. 17
bob' последующая после сварки термическая обработка является в.
большинстве случаев обязательной.
Новые тугоплавкие металлы (W, Та, Mo, Nb и др.)
представляют для техники значительный интерес в связи с их высо-
кой прочностью при высоких температурах (> 1000°С). Различные
сплавы этих металлов в настоящее время еще разрабатываются.
Сваривать приходится в основном почти чистые металлы, загрязнен-
ные различными (технологическими) примесями.
В большинстве случаев эти металлы химически активны и при
сварке вступают в реакцию с кислородом (кислородосодержащими
соединениями), азотом, водородом и другими элементами. Наилуч-
шие свойства сварных соединений таких металлов обеспечиваются
при сварке электронным лучом в вакууме. В этом случае металл
шва получается наиболее чистым, почти не поглощает дополнитель-
ных примесей и околошовная зона.
Для зоны термического влияния таких сварных соединений
характерен рост зерна в связи с собирательной рекристаллизацией.
На рис. VII. 17 показана характеристика изменения размера зерна
(/) и микротвердости (2) тантала, подвергнутого термическим цик-
лам, характерным для околошовной зоны при сварке. В связи с
таким воздействием сварки сварные соединения чистых металлов
значительно снижают прочность (иногда в два раза) в сопостав-
лении с обычно наклепанным основным металлом.
Более подробное изучение изменения структуры и свойств метал-
ла в околошовных зонах и в металле шва должно производиться
применительно к конкретным сплавам.
33&
§ 54.	ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ,
ВЫПОЛНЕННЫХ МНОГОСЛОЙНЫМИ ШВАМИ
При сварке металла большой толщины обычно швы выполняют
•многослойными. В этом случае выполнение каждого последующего
валика (слоя) приводит к дополнительному тепловому воздействию
термического цикла сварки
Рис. VII.18
как на металл ранее выполненных слоев
шва, так и на металл околошовной зо-
ны. В результате такого воздействия и
металл предыдущих валиков, и металл
околошовных зон могут изменить свою
структуру (главным образом в сторону
получения более равновесных струк-
тур), а следовательно, и свойства. Сте-
пень этого влияния определяется соот-
ветствующим термическим воздействием
(максимальная температура нагрева,
скорость охлаждения и пр.) при выпол-
нении последующих валиков и зависит
от расстояния определенного объема
металла от границы сплавленид выпол-
няемого валика, способа сварки и по-
гонной энергии.
Схематически в простейшем случае
выполнения стыкового шва в два про-
хода характер дополнительного термического воздействия сварки
второго слоя (//) на металл шва первого слоя (/) и зону термическо-
го влияния основного металла от первого слоя показан на
рис. VII. 18.
Выберем в металле шва первого слоя некоторую точку /ив
зоне термического влияния первого слоя точку /', термическое воз-
действие на которые при сварке одинаково и характеризуется изме-
нением температуры во времени зависимостью / на рис. VI 1.18, б.
Пусть свариваемый металл и шов представляют собой стали с кри-
тической температурой АСя ниже максимальной температуры вторич-
ного нагрева по циклу /. Тогда при выполнении второго слоя шва
металлы первого шва и* околошовной зоны в рассматриваемом объ-
еме будут переходить в состояние аустенита, который при последую-
щем охлаждении распадается. Как указывалось в § 49, конечная
структура металла при таком термическом цикле определяется его
химическим составом.
Если свариваемая сталь закаливается при рассмотренном режиме
сварки, то весь участок зоны термического влияния первого слоя
шва, который и при сварке второго слоя нагревается выше АСя,
вновь после охлаждения будет закален. Для металла шва, который
обычно содержит меньше углерода, чем основной металл, режим до-
полнительного термического воздействия по кривой / (рис. VII. 18, б)
может не приводить к закалке, а являться термической обработкой
типа нормализации. В этом случае структура металла шва во всей
-340
зоне, нагревавшейся выше получается улучшенной, мелкозер-
нистой.
Соответствующие объемы первого шва и околошовной зоны пер-
вого слоя, отмеченные точками 2 и 2' на рис. VII. 18, а, нагрева-
лись при сварке второго слоя ниже температуры ДГ) (кривая 2 на
рис. VII. 18, б). Такое термическое воздействие для закаленной зоны
термического влияния отвечает отпуску. Степень отпуска снижается
по мере удаления от границы сплавления второго слоя шва. Зоны
металла шва первого слоя, нагревавшиеся по режиму, изображенно-
му кривой 2, в том случае, если шов не был закален, практически
своей структуры не меняют, хотя литой металл может несколько
повысить при этом свою пластичность. Нагрев до температур много
ниже критической никакого влияния на структуру и свойства тако-
го металла шва не оказывает.
По подобной схеме осуществляется дополнительное воздействие
и при выполнении многослойных швов, когда заполнение разделки
металлом производится во много слоев (валиков).
Общая схема заполнения стыкового шва с V-образной разделкой
по сварке показана на рис. VII. 19, а. Рассмотрим две области в
зоне термического влияния, отмеченные точками 1 и 2.
Наиболее сложным является термическое воздействие на объемы
металла, соответствующие точке 1. Если свариваемый металл пред-
ставляет собой закаливающуюся сталь, то при сварке корневого ва-
лика / эта часть металла попадает в зону, нагревающуюся выше
ЛСч (очерчена штриховой линией /'), и в результате последующего
охлаждения закалится. При наложении валика II металл этого
участка зоны термического влияния вторично нагревается выше АСх
(зона такого нагрева очерчена штриховой линией //') и вторично
закалится.
341
В результате нагрева этой зоны при сварке валика ILL макси-
мальная температура нагрева будет ниже АСя (точка 1 находится за
пределами штриховой линии //Г, характеризующей достижение кри-
тической температуры превращения FeG->FeY), но все же достаточно
высокой (см. участок кривой /// на рис. VI 1.19, б). При этом зака-
ленный металл нагревается до температуры высокого отпуска и его
структура после охлаждения может в основном характеризоваться
сорбитом отпуска. Последующие воздействия тепла на эту зону при
сварке валиков IV, V (и других) нагревают металл в точке 1 до еще
более низких температур. Их воздействие на структуру и свойства
рассмотренного участка зоны термического влияния практически
ничтожно. Общая схема термического цикла точки / при выполне-
нии сварки многослойного шва показана на рис VI 1.19, б.
Более простым является термическое воздействие сварки на зоны
металла, отмеченные точкой 2. Этот объем металла нагревается вы-
ше АСя только при сварке валика V. Если этот валик выполняется
последним, то в такой зоне сварного соединения металл так и оста-
ется закаленным. При наложении еще одного валика, например VL,
даже если он не нужен по запроектированному сечению шва, то
можно его так расположить по отношению к границе сплавления
валика V с основным металлом, что в зоне 2 будут при этом дости-
гаться температуры отпуска, т. е. термический цикл воздействия на
эту зону будет соответствовать показанному на рис. VII. 19, в. Такой
технологический прием улучшения структуры околошовной зоны но-
сит название сварки с отжигающим валиком.
При сварке многослойных швов происходит также и обработка
металла ранее выполненных валиков, аналогично рассмотренному
в примере с двухслойным швом. Для того чтобы степень улучшения
структуры металла шва была бы достаточно полной, необходимо,
чтобы при сварке последующего валика предыдущий прогревался
почти целиком (на все сечение) до температур выше Ла. Это возмож-
но только при определенном согласовании сечения предыдущего ва-
лика и режима сварки последующего. Так, если предыдущий валик
имеет очень большое сечение (главным образом высоту) и при свар-
ке последующего валика его частичное расплавление и прогрев до
температуры АСя захватит только относительно небольшую часть се-
чения, то и улучшение структуры произойдет только в некоторой
части по его высоте. Более отдаленные зоны (расположенные в ниж-
ней части предыдущего валика) прогреваются до невысоких темпе-
ратур и их улучшение не наступит или будет незначительным. При
дуговой сварке плавящимся электродом и количество наплавляемого
сечения валика и температурное поле в свариваемом изделии опре-
деляются режимом сварки и возможно нахождение такого согласова-
ния режимов сварки предыдущих и последующих валиков, при ко-
торых улучшение структуры наиболее заметно.
При рассмотрении предыдущих примеров считалось, что к нало-
жению последующего слоя металлы свариваемого изделия и предыду-
щего валика уже успевали остыть до исходной, например комнатной,
температуры, что и указывалось на схематическом изображении
342
термических циклов достижением начальной температуры после
каждого нагрева. Такой характер изменения температуры наблю-
дается при сварке длинных швов, когда выполнение последующего
слоя шва происходит со значительным сдвигом во времени по срав-
нению с предыдущим.
В ряде случаев при сварке коротких швов или при технологи-
ческой разбивке длинных швов на наиболее короткие участки воз-
можно выполнение последующего валика, пока еще изделие и пре-
дыдущий валик не остыли Тогда последующий шов (валик, слой)
выполняется как бы по предварительно подогретому металлу. При
сварке по нагретому металлу при том же режиме, как и по нена-
гретому, глубина проплавления и ширина зон, нагреваемых выше
любой заданной температуры (например, АСя), увеличиваются.
Схематически термические циклы при многослойной сварке корот-
кими участками для характерных случаев, отвечающих рассмотрен-
ному ранее рис. VII. 19, приведены на рис. VII.20 (а — вблизи корня
шва; б — вблизи поверхности шва). Нагрев от тепловой волны по-
следующего валика может быть получен на различном участке ветви
охлаждения. Это зависит, кроме погонной энергии при сварке пре-
дыдущего слоя и условий теплоотвода, также и от длины участка
шва, после выполнения которого начинается нагрев от выполнения
последующего слоя.
Для ручной дуговой сварки, если осуществлять нагрев следую-
щей тепловой волной, когда металл предыдущего слоя не охладился
ниже какой-то выбранной температуры Тв, длина участка шва /,
обеспечивающего выполнение этого условия, определяется формулой
/=0,7(^К292/[й2осв (Г, - Т^]),	(VH.10)
где То — начальная температура изделия, °C; Тъ — допустимая тем-
пература охлаждения после сварки предыдущего слоя; выбирается
обычно несколько выше температуры, опасной для образования тре-
щин (см. § 55); К3 — поправочный коэффициент; для стыкового
соединения /С3=1,5; для таврового соединения К3=0,9; для кресто-
343
вого соединения /<s—0,8; /<2 — коэффициент горения дуги (обычно
0,5—0,8).
Выполнение шва короткими участками удобней всего осущест-
влять ручной или полуавтоматической сваркой. При этом есть не-
сколько методов заполнения разделки многослойными швами, выпол-
няемыми короткими участками. Практически применяется сварка
блоками, горкой и каскадом.
Сварка блочным способом заключается в разделении всего шва
на участки, которые завариваются параллельно несколькими свар-
щиками, обычно по одному на каждом участке.
На рис. VI 1.21 показаны схемы сварки горкой (а) и каскадом (б)
(1, 2, 3,4, 5 — порядковые номера слоев при заполнении разделки).
Ркс. VII.21
При этих методах заполнение раз-
делки может быть осуществлено
одним сварщиком. При сварке
каскадом должно быть учтено раз-
личное время достижения завари-
ваемого участка при выполнении
второго и третьего слоев в каж-
дом отдельном каскаде. Величина
отрезков, завариваемых при вы-
полнении сварки каскадом, может
быть выбрана расчетом, подобно
формуле (VII. 10), или же практическим подбором.
При сварке различных цветных металлов и сплавов также воз-
можен выбор наиболее рациональной технологии сварки многослой-
ных швов, обеспечивающей получение оптимального воздействия
сварочного тепла на металл предыдущих валиков и металл около-
шовной зоны.
§ S5.	ХОЛОДНЫЕ ТРЕЩИНЫ В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ
В сварных соединениях как в металле сварных швов, так
и в околошовных зонах ряда металлов образуются так называемые
холодные трещины. Свое наименование они получили в связи с тем,
что начало их появления фиксируется либо при относительно уме-
ренных температурах (значительно более низких, чем температуры
горячей обработки), либо при комнатной и более низкой темпера-
турах.
Наиболее типичными холодными трещинами в сварных соедине-
ниях являются поперечные трещины в металле швов, поперечные
трещины вблизи границы сплавления в околошовной зоне, а. также
трещины, параллельные границе сплавления, так называемые отколы.
Обычно холодные трещины образуются в металле с недостаточно
высокой деформационной способностью, особенно границ зерен, вы-
зываемой закалкой и пластической деформацией при неравномерном
охлаждении и фазовых превращениях. Холодные трещины образуют-
ся либо в процессе завершения охлаждения сварного соединения,
344
либо через некоторое время после полного охлаждения (замедленное
разрушение).
Образование холодных трещин в процессе продолжающегося
охлаждения определяется накоплением пластических деформаций
в связи с изменением размеров и формы неравномерно охлаждаю-
щегося свариваемого изделия.
Замедленные разрушения связаны с длительным действием поля
собственных (сварочных) или создаваемых внешними силами напря-
жений такой величины, при которой продолжается процесс дефор-
мирования, хотя бы с весьма малыми скоростями. В случае наличия
закаленного металла сопротивление деформации зерен (например, при
мартенситной структуре) весьма значительно. Деформация в этом
случае происходит только за счет менее упорядоченных границ зерен
(зон металла, прилегающих к границам), главным образом за счет
их сдвига. Сдвиги по границам, расположенным параллельно или
под углом к направлению действия сил растяжения, приводят к кон-
центрации напряжений (и стоку несовершенств кристаллического
строения, дислокаций) к границам зерен, расположенным перпенди-
кулярно к растягивающим силам. Эта концентрация напряжений
и ослабление таких границ скоплением несовершенств строения при-
водят к зарождению разрушения, наиболее вероятного в стыке гра-
ниц этих зерен. Под действием напряжений эти микроразрушения
развиваются в трещины, распространяющиеся уже в основном по
телу зерен, хотя для некоторых сплавов, когда, например, этот про-
цесс сопровождается и другими (старение и пр.), трещина и далее,
после зарождения, распространяется в основном по границам зерен.
Наиболее характерными температурами возникновения холодных
трещин при сварке закаливающихся сталей являются температуры,
при которых уже произошел распад основной части аустенита, но
может продолжаться распад остаточного аустенита. Обычно такими
температурами являются 120° С и более низкие. Часто трещины
образуются уже при комнатных температурах спустя некоторое вре-
мя после окончания сварки (десятки минут, часы, а иногда и через
более длительные промежутки времени).
В титановых сплавах в связи с особенностями их кристалличе-
ского строения трещины могут образовываться и через более дли-
тельное время (недели, месяцы).
В закаливающихся сталях образование ряда холодных трещин
связано как с получением структур с низкими пластическими свой-
ствами металла, так и с влиянием водорода, растворяющегося при
сварке в жидком металле и затем поступающего и в околошовную
зону.
Возможность закалки при сварке различных >сталей как в метал-
ле шва, так и в зоне термического влияния рассмотрена в § 51.
Однако с точки зрения возможности возникновения трещин в свар-
ных соединениях необходимо дополнительно рассмотреть некоторые
вопросы, связанные с распадом аустенита в условиях сварочного
термического цикла.
Если в специальной установке (например, ИМЕТ-1) нагревать
23 Заказ № 269
345
и охлаждать образец по термическому циклу сварки (с быстрым на-
гревом и быстрым, но все же более замедленным охлаждением) и при
некоторых заданных температурах как на ветви нагрева, так и на
ветви охлаждения мгновенным приложением нагрузки его разрушать,
то окажется, что свойства стали при одной и той же температуре
при нагреве и охлаждении значительно отличаются. Характерное
для некоторых сталей изменение пластических свойств на ветвях
нагрева и охлаждения при изменении температуры по типовому
сварочному термическому циклу показано на рис. VII.22, а, б (1 —
веркалыюе изображение свойств на ветви нагрева).
Из сопоставления пластичности при одинаковых температурах
следует, что металл на ветви охлаждения, особенно в области тем-
ператур распада аустенита (ниже 650—600° С), менее пластичен, чем
на ветви нагрева. Такое снижение пластичности наблюдается как
у незакаливающихся, так и у закаливающихся сталей.
У незакаливающихся сталей после достижения минимальной пла-
стичности на ветви охлаждения с дальнейшим понижением темпера-
туры после завершения распада аустенита с получением достаточно
пластичных структур наступает повышение относительного сужения
(кривая 4). Это повышение пластичности наступает при тем более
высоких температурах, чем при более высоких температурах закан-
чивается распад аустенита при охлаждении. Если процесс распада
аустенита начинается пр‘й более низких температурах и продолжа-
ется до достижения комнатных температур, пластичность такой стали
остается в широком температурном интервале достаточно низкой
(кривая 2). В случае, когда к умеренным температурам заканчива-
ется распад и остаточного аустенита, то при температурах, близких
к комнатным, пластичность такой стали имеет тенденцию к возра-
станию (кривая 3).
Как отмечалось ранее (см. § 45, рис. VI.25), по мере понижения
температуры в достаточно жестких сварных соединениях возрастают
внутренние напряжения и происходит накопление пластических
346
деформаций. Это создает возможность образования холодных трещин,
если металл не обладает достаточным запасом пластичности. Вероят-
ность появления холодных трещин увеличивается в случае расшире-
ния температурного интервала, в котором пластические свойства
стали достаточно низки и когда минимум пластичности смещается
к комнатным температурам.
Водород, находящийся в стали, дополнительно снижает работу
ее разрушения, охрупчивает металл и тем самым в еще большей
степени благоприятствует образованию трещин.
Рассмотрим в этом отношении поведение водорода и его влияние
на свойства стали при комнатной температуре. Водород, растворенный
в металле либо в виде атомарного (Н), либо в виде протона (Н~),
имея весьма малую величину частицы, легко диффундирует в желе-
зе не только при высоких температурах, но и при комнатных.
В связи с высокой концентрацией в металле шва, иногда значитель-
но превышающей равновесную растворимость, водород диффузионно
распространяется в области с его меньшей концентрацией. Такими
областями являются наружная поверхность шва (с которой проис-
ходит удаление водорода в воздух), околошовная зона и далее основ-
ной металл, а также различные несплошности в металле (поры,
пустоты и. локальные несовершенства кристаллического строения
металла). В результате такого перемещения водорода его общее ко-
личество в зоне термического влияния в определенных условиях
может увеличиваться или уменьшаться в зависимости от соотноше-
ния количества водорода, поступающего в нее в заданный отрезок
времени из шва и удаляющегося из этой зоны в более глубокие слои
основного металла. Одновременно часть водорода, поступающая
в несплошности, ассоциируется в молекулы и перестает быть диф-
фузионно-подвижной. Постепенно в
таких несплошностях давление мо-
лекулярного водорода растет в связи
с дальнейшим поступлением атомар-
ного водорода и образованием новых
молекул.
Характер изменения количества
водорода, выделяющегося из наплав-
ленного низкоуглеродистого металла
при комнатной температуре во време-
ни, показан на рис. VII.23 кривой 1
(под этой кривой количество выдели-

1 сутки	5 су тс к
Рис. VH.23
вшегося водорода). Из слитка наплавленного металла («карандаша»)
диаметром — 10 мм за сутки выделяется около 60—70% всего
диффузионно-подвижного водорода, удаляемого из металла при ком-
натных температурах. В большинстве случаев процесс такого уда-
ления водорода прекращается за 3—5 суток (заштриховано косыми
линиями).
Одновременно часть водорода из общего его количества, погло-
щенного металлом ([Н]общ — прямая 3), в результате перемещений
в металле собирается и моляризуется в различных несплошностях
23*
347
металла. Это нарастание молекулярного водорода во времени пока-
зано увеличением координаты водорода между прямой 3 и кривой 2
(заштриховано вертикальными линиями).
При нормальных режимах ручной дуговой сварки и достаточно
плотном металле, наплавленном электродами с фтористокальциевым
покрытием, свободно удаляющийся диффузионно-подвижный водород
[ЬТ]диф. составляет обычно 80—85%
от (Н]общ. Соответственно остаточный
водород [Н]ост, который может быть
удален только плавлением или на-
гревом в вакууме (условно показан
прямой
4) составляет обычно
15—-20% от [HJo6ur В пористом ме-
талле количество такого остаточно-
го водорода может быть значительно
большим.
удаления водорода из наплавки, со-
Рис. VIJ.25
Свойства металла по мере
провождающегося некоторым увеличением его количества во внут-
ренних несплошностях, улучшаются. Испытания статическим изгибом
образцов с острым надрезом, изготовленных (без их разогрева) из
наплавки, выполненной низкоуглеродистыми электродами с фтористо-
кальциевым покрытием, показывают свойства, характеризуемые диа-
граммами рис. VH.24. По мере вылеживания образцов (испытание
через 1,5—2 ч; —7 ч и 72 ч после сварки) разрушения из хрупких
становятся пластичными.
Изменение начальной работы разрушения Лн до первого срыва
нагрузки при испытании, характеризующей сопротивляемость метал-
ла зарождению трещин, и
конечной работы Ам опреде-
ляющей сопротивляемость
распространению (развитию)
трещины, для наплавленного
низкоуглеродистого металла
в зависимости от содержания
в нем водорода, по данным
Р. А. Козлова, показано на
рис. VII.25.
Приведенные зависимости
показывают, что наличие диф-
фузионно-подвижного водоро-
да (|Н]ВЫД) в стали значитель-
но снижает ее сопротивляе-
мость возникновению и развитию трещин. Это верно и для околошов-
ной зоны.
Водород из шва не только выделяется в атмосферу через наруж-
ную поверхность, но и распространяется в окружающий металл.
Это его перемещение осуществляется и при комнатной температуре.
Коэффициент диффузии водорода в сталях зависит и от состава, и от
структуры металла. Так, в литом наплавленном металле (С^О, 1%;
348
Мп^0,9%; Si^0,3%) при комнатной температуре коэффициент диф-
фузии равен ~Ь10“5 см2/с. В металле околошовной зоны низко-
углеродистой стали (С^0,15%) его значение несколько меньше
(~0,7-10-5 см2/с). В наплавленном низкоуглеродистом низколегиро-
Рис. VII.26
ванном металле (С~ 0,1%; ^Сг, Мп, Ni, Si«?3%) значения коэффи-
циента диффузии имеют порядок 1«10-7 см2/с. Еще более низки
значения коэффициента диффузии водорода в шве {или околошовной
зоне), имеющем закаленную структуру, особенно мартенситную.
Рис. VII.27
Общий характер изменения концентрации водорода в вертикаль-
ном сечении шва, околошовной зоны и основного металла (когда
химический состав шва и основного металла примерно одинаковы)
310
во времени представлен последовательными кривыми на рис. VII.26.
Выбирая соответствующие концентрации водорода в зоне термиче-
ского влияния вблизи границы сплавления в последовательные мо-
менты времени, можно получить характер изменения этой концен-
трации по мере вылеживания сварного образца при комнатной тем-
пературе после окончания сварки. Такая зависимость приведена
в виде кривой 1 на рис. VII.27.
Аналогичными зависимостями на рис. VII.27 показана кинетика
изменения концентрации водорода в зоне термического воздействия
вблизи границы сплавления для ряда других типовых комбинаций
свариваемой стали и металла сварного шва. Так, кривая 2 показы-
вает изменение концентрации водорода во времени для металла из
низкоуглеродистой стали и шва из высоколегированной хромонике-
левой стали аустенитного класса. В связи с высокой растворимостью
водорода в таком металле шва водород из шва в околошовную зону
при комнатной температуре практически не переходит. Водород,
поступивший в зону при высоких температурах (в основном, когда
опа имела структуру Fev), постепенно диффундирует в основной
металл и его концентрация в околошовном участке монотонно сни-
жается.
В сварных соединениях закаливающихся сталей, выполненных
аустенитными швами (кривая 5), закаленная зона основного металла
затормаживает проникание водорода через нее в основной металл
(так как коэффициент диффузии водорода в стали мартенситной
структуры много меньше, чем в ферритно-перлитной). В связи с этим,
хотя шов и не отдает водорода в зону термического воздействия,
снижение концентрации водорода в этой зоне происходит медленнее,
чем в незакаленной стали (кривая 2). Наконец, если шов представ-
ляет собой металл с ферритно-перлитной структурой, а зона зака-
лена, то в ней сперва происходит увеличение концентрации водорода
и только через некоторое время (2—3 ч) начнется снижение его
концентрации (кривая 4}.
Еще более сложным является распределение водорода в сварных
соединениях, выполненных многослойными швами. В связи с тем
что капли наплавленного металла имеют наибольшую концентрацию
водорода, а доля наплавленного металла в последующих за первым
слоях шва растет (см. рис. VI.24), то в них согласно формуле (V.60)
растет и концентрация водорода. В процессе распределения водоро-
да в сварных соединениях это приводит к длительному поступлению
его из последующих слоев в предыдущие, в частности в первый
(корневой) валик и околошовную зону первого валика.
' Достаточно длительное пребывание водорода с повышенной кон-
центрацией в околошовной зоне, снижающее ее сопротивляемость
разрушению (см, рис. VII.25) при действии внутренних (или внеш-
них) напряжений растяжения, может привести к зарождению и раз-
витию холодных трещин в таком металле как уже в процессе охлаж-
дения после сварки, так и по схеме задержанных разрушений.
Длительность пребывания диффузионно-подвижного водорода в
сварных соединениях зависит как от составов металла шва и свари-
350
ваемой стали (изменяется величина коэффициента диффузии), так
и от толщины свариваемого металла (с увеличением толщины необ-
ходим больший путь диффундирующей частицы). Так, если для об-
разца сечением 1,0x1,0 см2 удаление водорода и восстановление
свойств низкоуглеродистой стали
(наплавленного металла) наблюдает-
ся примерно после 1—2 суток
(см. рис. VI 1.24), то для низколеги-
рованной стали в сварных плитах
толщиной ~5 см восстановление
свойств происходит только после вы-
леживания при комнатной температу-
ре в течение 2—6 месяцев. Термо-
обработка значительно ускоряет уда-
ление водорода из сварных соедине-
ний.
В полном соответствии с рас-
смотренным выше в околошовной
зоне сварных соединений могут появляться трещины, вызываемые
закалкой и действием водорода, поглощаемого металлом шва в про-
цессе сварки.
Критические значения концентрации водорода в наплавленном
металле при сварке сталей, различно закаливающихся в условиях
сварки без подогрева (выражен-
ные в виде эквивалентного содержа-
ния углерода Сэ), рассчитанного по
формуле (VI 1.9), изображены на
рис. VII.28. Чем больше склон-
ность стали к закалке в условиях
сварки (т. е. чем больше Сэ), гем
при меньшем содержании водорода
в наплавленном металле (и соот-
ветственно в металле шва) и около-
шовной зоне сварных соединений
обнаруживаются холодные трещи-
ны, расположенные перпендику-
лярно к границе сплавления (так
называемый «частокол»).
Однако при сварке сталей и
с низким содержанием углерода
(и при относительно малом Сэ) в
ряде случаев обнаруживаются па-
раллельные границе сплавления
«подваликовые» трещины, даже при
меньших концентрациях водорода, чем критические (см. рис. VII.28),
для трещин, перпендикулярных к границе сплавления. Особенно
легко такие подваликовые трещины образуются при наличии в ме-
талле тенденции к расслоению, в частности в прокатанном металле
со строчечной структурой. Работами А. Фланигана, а также прове-
351
денными в ЛПИ, показано, что появление таких трещин определя-
ется энергией активации диффузии углерода в стали. При достаточ-
ном количестве водорода в металле швов и строчечной структуре
стали в околошовной зоне даже небольших образцов металла (16 X
X 25x50 мм) под наплавленным валиком мелкие надрывы (длиной
>0,02 мм) обнаруживаются уже через доли минуты после оконча-
ния сварочной операции и охлаждения образца в ледяной воде
(рис. VII.29). Увеличение времени выдержки при 0°С, с нескольких
секунд до 6 суток до переноса образца в печь (750° С) и выдержки
в ней в течение 1 ч (для снятия напряжений и прекращения роста
трещин) приводит к росту количества п трещин (а) и их суммарной
длины У/ (б). Увеличение содержания водорода в наплавленном ме-
талле (электроды в состоянии после поставки и хранения (?) в срав-
нении со свежепрокаленными при 350° С (2)) приводит к увеличению
подваликовых трещин при всех исходных выдержках образцов при
температуре 0°С до отжига в печи.
Повышением температуры изотермической выдержки до отжига
(проверялись 20 и 100° С) уменьшают количество и суммарную про-
тяженное! ь микротрещин, но их полностью, на исследованной
стали типа 10ХСНД, не исключают. Еще более усиливается такое
трещи необразованно значительным увеличением водорода в металле
швов (валиков), выполненных увлажненными электродами с фтори-
сто-кальциевым покрытием (УОНИ 13/45) или электродами, содер-
жащими в покрытии органические материалы (марки АНО-4).
Методами борьбы с образованием холодных трещин при сварке
закаливающихся сталей являются:
уменьшение степени закалки металла при сварке;
снижение содержания водорода в металле шва и околошовной
зоне;
снижение содержания водорода в околошовной зоне при метал-
ле шва, не склонном к образованию трещин.'
Основным методом уменьшения возможности закаливаемости ме-
талла в сварном соединении, главным образом в околошовной зоне,
является снижение скорости охлаждения после сварки, достигаемое
практически либо увеличением погонной энергии при сварке, либо
предварительным подогревом изделия.
Изменение, в частности увеличение погонной энергии при сварке,
допустимо при конкретных способе и условиях сварки только в ог-
раниченных пределах. Поэтому основным способом, радикально
влияющим на изменение (уменьшение) скорости охлаждения металла
при сварке, является предварительный подогрев свариваемого изде-
лия. В этом случае согласно формулам (VII.2)-e-(VII.4) скорость
охлаждения при любой схеме воздействия сварочного источника
тепла (точечный, линейный) снижается в связи с уменьшением раз-
ности {Т — То).
Степень необходимого предварительного подогрева зависит от
состава свариваемой стали, в частности от степени ее закаливания,
т. е. от эквивалентного углерода Сэ. Расчет эквивалентного углерода
согласно формуле (VII.9), или по аналогичным ей формулам, позво-
352
ляет использовать значения Сэ для установления необходимой тем-
пературы подогрева. В этом отношении более целесообразной явля-
ется схема расчета, предложенная Д. Сеферианом.
Д. Сефериан обосновал предлагаемую схему расчета необхо-
димости подогрева и его температуры снижением точки мартенсит-
ного превращения углеродистых (и низколегированных) сталей при
повышении содержания углерода и влиянием на это снижение леги-
рующих добавок. Он предложил формулу для расчета эквивалент-
ного углерода, связав ее не только с химическим составом свари-
ваемой стали, но и с толщиной металла, а также расчетную форму-
лу температуры требуемого предварительного подогрева. Такая схема
расчета сводится к следующей цепи определений, в которых числен-
ные значения базируются на обобщениях экспериментальных резуль-
татов по ряду различных марок сталей:
Тм=550—360 Сэ,	(VII. 11)
где Тм — температура мартенситного превращения, ₽С;
Сэ — эквивалентный углерод в стали, %;
C3=C%4-(l/9)(Mn%4-Cr%)4-(l/18)Ni%4-(l/13)Mo%.	(VII.12)
Влияние толщины свариваемого металла (б, мм) учитывается
поправкой
Сэ=0,0056С3.	(VIL13)
Тогда полный эквивалент углерода
=СЭ (14-0,0056),	(VII .14)
а температура предварительного подогрева свариваемых деталей
перед сваркой определяется формулой
Г„ОД=350 KcZ — 0,25.	(VII. 15)
Для примера приведем расчет необходимости подогрева и его
температуры при сварке стали толщиной 40 мм состава С=0,14%|
Mn=0,8%; Si-0,3%; Сг=0,8%; Ni==l,0%; Мо=0,2%:
Q=0,144-l/9-(0,8+0.8)4-l/18.1,04-1/13-0,2=0,39;
Cl =0,39 (14-0,005 - 40)=0,47.
Подогрев необходим, так как Сэ > 0,25. Температура подогрева
ТЛОД=350 р 0,47 —0,25= 168° С	170° С.
Японские исследователи сделали попытку учесть в склонности
к образованию трещин не только толщину свариваемого металла,
но и содержание в нем водорода. Склонность к образованию
холодных трещин Рс они предлагают оценивать по формуле
в , Si % ।	. Сг% . Ni% . Си% , Мо%
Jr*=С /о -1-------— - Р  -- Ч----------4- — 
*	30	20	20	60	20	16
У%
20
Т5В%4
н
60’
6^
600
353
где б — толщина свариваемой стали, мм; Н — концентрация в шве
водорода, см3/100 г.
Тогда температура подогрева рассчитывается по формуле Тпол=
= 1440Рс — 392° С (для температуры воздуха 13—25° С).
Следует отметить, что в отечественной практике стараются
максимально избегать предварительного подогрева. Ограничение
предварительного подогрева в практике наших предприятий осуще-
ствляется применением либо аустенитных, либо низководородистых
электродов, не содержащих в покрытии органических веществ и
подвергнутых перед сваркой высокотемпературной прокалке.
Высокопрочные стали небольшой толщины с пределом прочности
более 120—150 кгс/мм2 (1180—1470 МН/м2) предпочитают также
сваривать без предварительного подогрева, создавая специальными
приспособлениями сжимающие напряжения в районе сварных швов
при высоких температурах, что исключает дополнительные растяги-
вающие напряжения при снижении температуры. Кроме того, после
сварки применяется термическая обработка сварных изделий.
Холодные трещины характерны не только для сварных соединений
закаливающихся сталей. Они встречаются и в сварных соединениях
других металлов и сплавов. Так, например, холодные трещины часто
сопровождают сварку чугуна. Такие трещины образуются вследствие
малой пластичности чугуна в связи с деформациями, возникающими
в процессе выполнения сварочной операции не только в области
выполняемого шва, но и в металле свариваемой детали. В частности,
они возникают и в районе сварных швов, а особенно часто в зонах
отбеленного и закаленного чугуна.
При сварке титановых а-сплавов сверхравновесный водород не
удаляется из металла, при температурах ниже 300° С образует
гидриды, имеющие меньщую плотность, чем титан. Это приводит
к появлению структурных напряжений. Одновременно усиливается
и склонность такого металла к образованию холодных трещин. Такие
трещины обычно возникают через длительное время (иногда месяцы)
после окончания сварки. Склонность титановых сплавов к образованию
холодных трещин во времени усиливается в случае наличия в нем
кислорода >0,15% и азота >0,05%, а также вследствие концентрации
напряжений, образующихся при различных геометрических кон-
центраторах в сварных соединениях.
Большой интерес для промышленности представляют высоко-
прочные легкие алюминиевые сплавы. Наибольшую прочность такие
сплавы получают после двойной термической обработки.
В свариваемом шве и околошовной зоне сварного соединения
в результате сварочного "Теплового цикла металл подвергается допол-
нительной закалке. Последующее старение при комнатной температуре
охрупчивает металл и часто сопровождается образованием в таких
зонах трещин. Эти трещины, подобно трещинам в титановых сплавах,
образуются не сразу после сварки, а через некоторое, иногда
достаточно длительное время, т. е. появляются в сварных соединениях
по схеме замедленного разрушения.
В некоторых случаях, в частности, при сварке легированных
354
сталей, когда закаленная зона термического влияния имеет большее
значение предела текучести, чем металл шва, а шов обладает
невысокими пластическими свойствами, концентрация деформаций
в узком участке шва вызывает появление так называемых деформа-
ционных трещин. Так, например, при многослойной ручной сварке
достаточно толстого металла с V-образной разделкой в результате
накапливающихся деформаций по мере заполнения разделки после-
довательными слоями шва в корне могут образовываться холодные
трещины. Часто такие трещины начинаются
от местного концентратора, обычно у гр а-
ницы сплавления основного металла с / 'vZ/TEy \
нижней частью корневого валика /	I
(рис. VII.30). Иногда подобные трещины L	—1
называют «усами». Для борьбы с ними
необходимо получать более пластичный	Рис уц^
металл корневого валика шва, увеличивать
ширину разделки в корне шва для включения в деформацию более
широкой зоны металла и применять различные меры для умень-
шения угловых деформаций при выполнении сварки.
Холодные трещины являются весьма распространенным пороком
и в процессе производства сварных конструкций из низколегированных
сталей и некоторых сплавов, что требует тщательного контроля за
металлом, применяемым для изготовления изделий, сварочными
материалами и технологией выполнения сварочных работ.
§ 56.	ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
НА ИХ СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА
Б ряде случаев для улучшения структуры и свойств свар-
ных соединений применяют дополнительную термическую обработку.
Для изделий из низкоуглеродистых нелегированных
сталей такая термическая обработка применяется только для
конструкций (или сборочных единиц), выполненных электрошлаковой
сваркой, и в некоторых случаях — газовой сваркой.
Как указывалось в § 49, электрошлаковая сварка сопровождается
таким термическим циклом, при котором значительно укрупняются
зерна в участке перегрева зоны термического влияния. При этом зна-
чительно снижается ударная вязкость, примерно с 15 кгс-м/см2
(1,47 МДж/м2) у основного металла с исходной структурой до
— 2 кгс-м/см3 (0,2 МДж/м2) в металле с крупным перегретым зер-
ном.
Вязкость и пластичность такого металла в значительной степени
(до 8—10 кгс-м/см2 или 0,8—1,0 МДж/м2) может быть восстановле-
на двойной термической обработкой — нормализацией с последую-
щим отпуском. Такая термическая обработка крупногабаритных из-
делий представляет значительные технические трудности и в ряде
случаев может оказаться невыполнимой.
В некоторых случаях для изделий, изготовленных электрошла-
ковой сваркой, применяют только высокотемпературный отпуск,
355
который радикально не улучшает структуру зоны перегрева, но в
некоторой степени снижает структурную напряженность и
выравнивает твердость в зоне сварного соединения.
Иногда термическая обработка, в частности местная, применяется
и для улучшения структуры и свойств сварных соединений средних
Рис. VI 1.3!
толщин, выполненных газовой сваркой. При этом также могут быть
улучшены и механические свойства.
После дуговой сварки, а также после контактной стыковой свар-
ки дополнительную термическую обработку для улучшения структу-
ры обычно не применяют.
При точечной контактной сварке в некоторых случаях приме-
няют термическую обработку путем дополнительного пропускания
тока, прогревающего точку.
При газопрессовой сварке также применяют местную термиче-
скую обработку — нормализацию путем нагрева зоны вблизи свар-
ного шва тем же пламенем, которое использовалось для сварочного
нагрева.
Значительно чаще применяют термическую обработку для улуч-
шения структуры и свойств металлов швов и зоны термического воз-
действия в сварных конструкциях из углеродистых и особенно
легированных сталей. При этом для улучшения структуры
и свойств закаленных зон сварных соединений обычно применяют
высокий отпуск. При такой термической обработке получается
структура сорбита отпуска Сгдостаточно хорошим комплексом меха-
нических свойств. В ряде случаев такая термическая обработка не-
обходима для исключения образования холодных трещин. При этом
часто оказывается недопустимым охлаждение сварных соединений
до комнатной температуры перед термической обработкой.
Так, например, сложные сварные узлы из жаропрочной
высокохромистой стали, легированной дополнительно воль-
фрамом и некоторыми другими повышающими жаропрочность эле-
ментами, приходится сваривать при предварительном подогреве
356
(хотя бы местном) до 300—350° С. Такой подогрев все же не
исключает возможности появления холодных трещин при темпе-
ратурах ниже 100—80° С.
Если нагрев под термическую обработку начинать непосредствен-
но после сварки при сохранении в районе сварных соединений
температуры 300—350° С (кривая / на рис. VIL31), т. е. более
высокой, чем температура мартенситного превращения этой стали
(отмечены на рисунках от начала превращения до 90% превращен-
ного аустенита точками М5, М5Ш M90f), то конечная структура полу-
чается очень грубой, а металл околошовной зоны и шва приобре-
тает значительно худшие свойства, чем основной металл. Трещин в
сварных соединениях при этом не образуется.
Охлаждение сварных соединений до комнатной температуры при-
водит к распаду аустенита с получением в шве и околошовной зоне
мартенситной структуры. Последующий отпуск (в зависимости от
состава стали и предварительной термической обработки, обычно
проводимой при температуре около 700° С, — кривая 2 на рис. VII. 31)
приводит к получению структуры с тонким сорбитом отпуска и
хорошими свойствами. Однако в этом случае еще до начала терми-
ческой обработки в сварных соединениях могут образовываться хо-
лодные трещины.
Подстуживание сварных соединений до температур около
100—120е С, с одной стороны, вызывает распад основной массы
аустенита на мартенсит, а с другой — не приводит к появлению
в металле холодных трещин. Последующая термическая обработка
с нагревом от 100—120°С (кривая 3, рис. VII.31) обеспечивает
получение необходимых свойств сварных соединений.
Некоторые стали, закаливающиеся при сварке при небольшой
толщине сварных соединений, позволяют до начала нагрева под
термическую обработку охлаждать сварные конструкции и узлы до
комнатной температуры. В результате наличия в сварных соедине-
ниях значительного количества мартенсита с течением времени в
них могут образовываться холодные трещины (см. § 55); термическая
обработка должна в этих случаях начинаться до момента образова-
ния трещин. Этот период для различных сталей может быть различ-
ным, примерно от десятка минут до нескольких десятков часов.
Этим временем ограничивается перерыв между сваркой изделий и
их термической обработкой.
Улучшить свойства целого ряда конструкций из высоколе-
гированных сталей после сварки можно специальными вида-
ми термической обработки. Так, например, для повышения пластич-
ности и выравнивания свойств в сварных соединениях трубопрово-
дов из жаропрочных хромоникелевых сталей аустенитного класса
применяют аустенизацию. В других случаях, например при изго-
товлении сварных роторов из подобных сталей, применяют тепловое
старение при температурах 750—800° С. В целях получения высокой
стойкости против межкристаллитной коррозии сварные конструкции
из нержавеющих хромоникелевых аустенитных сталей подвергают
стабилизации, которая должна придать сварным соединениям
357
вторичную стойкость против межкристаллитной коррозии (см_
рис. VI 1.13).
Ряд конструкций из различных материалов подвергают терми-
ческой обработке для снятия внутренних напряжений, возникающих
при сварке. Такую термическую обработку выполняют при темпера-
турах, при которых предел текучести металла становится достаточно
низким, чтобы внутренние напряжения релаксировали.
Так, например, конструкции из низкоуглеродистых сталей под-
вергают отпуску (низкотемпературному отжигу) при 650° С, когда от
этих сталей невелик и составляет около 1—2 кгс/мм2 (10—2D
МН/м2).
В конструкциях из хромоникелевых аустенитных жаропрочных
сталей, сохраняющих упругие свойства до более высоких темпера-
тур, внутренние напряжения эффективно снижаются термической
обработкой при 750—800° С.
Длительность выдержки температуры обработки при термическом
снятии напряжений обычно связывается с толщиной обрабатываемого
металла, причем более толстый металл требует и более длительных
выдержек. Вообще длительность выдержки должна определяться и
релаксационными свойствами металла изделия.
Термическая обработка сварных конструкций из легированных
сталей обычно совмещает обе задачи — улучшение структуры и
свойств, а также снятие внутренних напряжений.
Термической обработке подвергают не только сварные изделия
из сталей, но также из различных цветных металлов и спла-
вов. Так, например, конструкции из титановых Р-сплавов требуют
применения термической обработки для улучшения свойств металла
в районе сварных швов. Титановые а-сплавы подвергают иногда тер-
мической обработке для снятия внутренних напряжений. Обычно
эта обработка осуществляется при температурах 550—600° С. Более
высокие температуры термической обработки должны предусматри-
вать применение защитной атмосферы.
Термическая обработка повышает свойства сварных соединений
из улучшаемых алюминиевых сплавов. Так, например, для конструк-
ции из дуралюминов наилучшие свойства сварных соединений полу-
чаются после закалки и последующего старения. Сварные соединения
алюминиево-цинково-магниевых самозакаливающихся сплавов улуч-
шают свои свойства и снижают склонность к образованию трещин
во времени после термической обработки при температуре — 180° С.
Такая обработка несколько снижает и остаточные напряжения.
Улучшение свойств сварных соединений из меди достигается
ускоренным охлаждением их после нагрева до 600° С. Сварные
конструкции из латуней можно подвергать нагреву до 550° С с по-
следующим медленным охлаждением.
Следует отметить, что в ряде случаев термическая обработка не
приводит к повышению эксплуатационных свойств сварных соедине-
ний, а может даже снижать их. Например, термическая обработка
сварных конструкций из низкоуглеродистых сталей для снятия на-
пряжений может снизить сопротивление усталости. Хотя такая тер-
258
мическая обработка несколько уменьшает чувствительность сварных
соединений из этих сталей к надрезу при знакопеременных нагруз-
ках, но при механически обработанных сварных соединениях или
при отсутствии в них концентраторов термическая обработка, снимая
наклеп в районе сварных соединений, снижает предел их усталости.
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1.	Рассмотрите характерные зоны в сварных соединениях, выполненных
способами сварки плавлением и давлением.
2.	Какие процессы происходят в свариваемом твердом (нерасллавляв-
шемся) металле в результате термического цикла, сопровождающего выполнение
сварки?
3.	Расскажите об основных закономерностях формирования размера и со-
става зерен высокотемпературной фазы по ходу термического сварочного цикла.
4.	Какие расчетные методы применяются дня определения скорости охлаж-
дения металла при различных температурах?
5.	Какие характерные структуры различных участков зоны термического
влияния получаются при сварке плавлением горячекатаной низкоуглеродистой
стали?
6.	В чем заключаются особенности структуры и свойств зоны термического влия-
ния при сварке холоднодеформнрованной (наклепанной) низкоуглеродистой стали?
7.	Опишите основные зависимости устойчивости и распада аустенита при
изотермической выдержке ниже критической температуры и при непрерывном
охлаждении.
8.	В чем заключается сущность схемы приближенной оценки конечных
структур в зоне термического влияния закаливающихся при сварке сталей при
исходном состоянии ее до сварки в отожженном состоянии?
9.	В чем заключаются особенности структуры и свойств зоны термического
влияния при исходных состояниях основного металла после закалки, а также
после закалки и отпуска?
10.	Какие структура и свойства металла околошовных зон являются харак-
терными для высокохромистых сталей?
11.	Расскажите об изменениях структуры и свойств зовы термического
влияния хромоникелевых аустенитных нержавеющих сталей.
12.	В чем заключаются изменения структуры и свойств меди в зоне терми-
ческого влияния при сварке?
13.	Какое влияние оказывает сварка на структуру и свойства металла в
сварных соединениях алюминия и алюминиевых сплавов?
14.	Рассмотрите структуру и свойства различных участков зоны термического
влияния при сварке титана и его сплавов.
15.	Рассмотрите особенности термического воздействия ня металл яри вы-
полнении сварных соединений многослойными швами.
16.	Какие конечные структуры в зоне термического влияния закаливаю-
щихся сталей получаются при их сварке многослойными швами?
17.	Какие причины вызывают образование холодных трещин в сварных со-
единениях различных металлов и сплавов?
18.	Рассмотрите причины и особенности изменения деформационной способ-
ности сталей по мере изменения темпера тур на ветви нагрева и охлаждения при
термическом режиме сварочной операции.
19.	Дайте характеристику поведения водорода в сварных соединениях раз-
личных сталей и его влияние на образование холодных трещин в сварных со-
единениях сталей.
20.	В чем заключаются основные методы борьбы с образованием холодных
трещин в сварных соединениях, закаливающихся при сварке сталей?
21.	Какие меры борьбы с деформационными трещинами в сварных соедине-
ниях сталей, свариваемых многослойными швами, вам известны?
22.	Какая термическая обработка применяется для сварных конструкций из
углеродистых и легированных сталей; из цветных металлов и сплавов?
ГЛАВА VIII. ТЕХНОЛОГИЧЕСКАЯ СВАРИВАЕМОСТЬ
МЕТАЛЛОВ И ФАКТОРЫ, ЕЕ ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ
§ 57. ПРЕДСТАВЛЕНИЕ О СВАРИВАЕМОСТИ МЕТАЛЛОВ
И СПЛАВОВ В СВЯЗИ С ИХ СВОЙСТВАМИ.
РАЗМЕРАМИ И НАЗНАЧЕНИЕМ СВАРНЫХ КОНСТРУКЦИЙ
Современное состояние науки о природе сварочных процессов
позволяет утверждать, что все металлы и сплавы, обладающие фи-
зической свариваемостью, могут образовывать сварные соединения
удовлетворительного качества. Однако совокупность свойств, опреде-
ляющих возможность физической свариваемости, — диффузия в жид-
ком и твердом состояниях, образование жидких и твердых раство-
ров, совместная кристаллизация расплавленных основного и приса-
дочного металла и пр., т. е. всех факторов, в результате благопри-
ятного сочетания которых могут образовываться соединения, еще не
полностью определяет возможность получения качественной и эко-
номичной сварной конструкции, отвечающей требованиям высокой
работоспособности во время эксплуатации и наименьшей- стоимости
при изготовлении.
Совокупность свойств основного металла, определяющих чувстви-
тельность к термическому циклу сварки и способность при данной
технологии сварки образовывать сварное соединение со свойст-
вами, удовлетворяющими требованиям надежности конструкции при
эксплуатации, часто называют технологической сваривае-
мостью.
Наряду со свойствами основного металла технологическая свари-
ваемость зависит также от состава наплавляемого (присадочного,
электродного) металла, применяемого способа и режимов сварки,
используемых флюсов, покрытий или защитных газов, конструкции
сварного узла и условий эксплуатации изделия.
Так, под хорошей сварйваемостью стали (например, низкоугле-
родистой, служащей для изготовления сварных конструкций общего
назначения) понимают возможность получения сварных соединений,
равнопрочных с основным металлом, без трещин и снижения пла-
стичности как в металле шва, так и в околошовной зоне при обыч-
ной технологии сварки, без применения специальных приемов (как,
например, предварительный прогрев). При этом все зоны сварочного
360
соединения должны обладать стойкостью против перехода в хрупкое
состояние при рабочих температурах наравне с основным металлом.
Если же речь идет о свариваемости легированных сталей, пред-
назначенных, например, для изготовления сварных конструкций,
работающих в условиях контакта с агрессивной средой, то наряду
с требованиями, перечисленными выше, необходимо, чтобы металлы
шва и зоны термического влияния обладали бы также и высокой
коррозионной способностью. Лишь при обеспечении всех перечис-
ленных требований, предъявляемых к сварному соединению при
сварке по обычной технологии, данная сталь будет обладать хоро-
шей свариваемостью.
Чем сложнее условия работы конструкции, тем большее число
свойств должно учитываться при определении свариваемости.
Таким образом, разница между металлами, обладающими хоро-
шей или плохой свариваемостью, состоит в том, что последние для
получения сварных соединений с комплексом свойств, отвечающих
требованиям эксплуатации, должны свариваться по более сложной
технологии, например с предварительным и сопутствующим подогре-
вом, с обязательной последующей термообработкой сварных изделий,
в некоторых случаях в специальных камерах с контролируемой
атмосферой или в вакууме, иногда с предварительной наплавкой
кромок и термообработкой перед сваркой и т. д.
Значительное усложнение технологии изготовления того или иного
изделия в некоторых случаях заставляет отказываться от данного
материала и изыскивать другой, применение которого упростит тех-
нологию сварки при обеспечении требуемых свойств сварной кон-
струкции. Следовательно, один и тот же материал может быть ис-
пользован для изготовления одних сварных изделий и не может
использоваться для других. Так, например, хромомолибденовая сталь
марки ЗОХМ (—0,3% С; —1,0% Сг; —0,2% Мо) требует при сварке
предварительного подогрева до температуры 2004-300° С (в зависи-
мости от толщины деталей, применяемого метода и режимов сварки)
и последующей термообработки сваренного изделия. Если в ряде
случаев для тяжелонагруженных сварных узлов, имеющих относи-
тельно небольшие размеры, применение такой стали оправдано, то
для крупногабаритных конструкций, как, например, сварные мосты
или секции корабля, использовать такой материал практически не-
возможно. несмотря на его высокие механические свойства.
Наоборот, применение низколегированной стали, например марки
10ХСНД (—0,1% С; —0,8% Сг; —1,0% Si; —0,7% Ni; -0,5% Си)
для тяжелонагруженных сварных узлов машин нецелесообразно (не-
смотря на ее хорошую свариваемость), так как это приведет к необ-
ходимости значительно увеличивать сечения конструкций для обес-
печения требуемой прочности, что вызовет утяжеление и увеличение
габаритов изделия. Однако эту сталь целесообразно использовать
для крупногабаритных сварных конструкций, предварительный по-
догрев которых перед сваркой и последующая термообработка прак-
тически невозможны.
В некоторых случаях при определенном сочетании свариваемых
24 Заказ № 269	361
материалов в зависимости от особенностей конструкции, расположе-
ния швов в конструкции и условий их работы может потребоваться
различная технология сварки. В качестве примера можно привести
сварку редукторного колеса, схема конструкции которого показана
на рис. VIII. 1, а:
Диски 1 сварного зубчатого колеса редуктора выполнены из
низкоуглеродистой стали СтЗ, а обод 2 и вал 3 — из легированной
стали марки 40Х (~0,4% С; ~~ 1,0% Сг). Во избежание подкалки
околошовной зоны и для предотвращения трещинообразования при
сварке стали 40Х необходим подогрев. Сталь СтЗ подогрева не тре-
бует.
Если исходить только из требований, обусловленных маркой ма-
териала, то как при сварке обода с диском, так и при сварке вала
с диском необходим предварительный подогрев. Однако по условиям
расположения сварных
швов и особенностям кон-
струкции такая технология
сварки (с предварительным
подогревом) допустима
лишь для соединения обо-
да с диском. Действитель-
но, предварительный подо-
грев обода вызовет умень-
шение его диаметра при
остывании после сварки и
сжатие швов, соединяющих
обод с диском. Это поло-
жительно отразится на ра-
ботоспособности швов, ра-
ботающих в процессе экс-
Рис. VIII. 1
плуатации на растяжение. Если же подогреть вал, то при осты-
вании в швах, соединяющих диск с валом, возникнут напряже-
ния растяжения, которые будут складываться с напряжениями рас-
тяжения, возникающими при эксплуатации. При определенных
условиях напряжения растяжения могут вызвать возникновение тре-
щин в швах даже в процессе изготовления колеса редуктора. По-
этому, несмотря на применяемую марку материала, при сварке ко-
торой необходим предварительный подогрев, здесь по конструктив-
ным условиям подогрев недопустим.
Чтобы удовлетворить требованиям, обусловленным особенностями
материала и конструкции, необходимо перед сваркой дисков с ва-
лом на последний в местах приварки дисков наплавить с предва-
рительным подогревом вала буртики 4 из незакаливающейся стали
(рис. VIII. 1,6). Последующую сварку дисков с буртиками вала мож-
но производить без подогрева, если размер буртика такой, что тем-
пература нагрева основного металла вала от сварки не достигает
точки АС1. Это гарантирует отсутствие структурных превращений
в металле вала при сварке его с диском.
Из приведенного примера видно, что о технологической
362
свариваемости металлов и сплавов надо судить не только в связи с их
свойствами, но также учитывать размеры конструкции, ее назначе-
ние, расположение и условия работы швов, т. е. при оценке свари-
ваемости должна учитываться тесная взаимосвязь материалов, кон-
струкции и технологии сварки.
Так как свариваемость должна оцениваться по совокупности
ряда свойств, то любая методика испытания не может однозначно
характеризовать комплексное понятие свариваемости. Поэтому для
оценки свариваемости применяют ряд испытаний, каждое из кото-
рых выявляет ту или иную сторону явления. Выбор методов испы-
тания должен производиться в зависимости от назначения конструк-
ции, свойств металла и других факторов, о которых говорилось
выше. Все испытания по определению свариваемости можно свести
к следующим видам.
В процессе сварки могут создаться условия, при которых в ме-
талле шва и околошовной зоны могут образовываться горячие тре-
щины (см. гл. VI). Поэтому первым видом испытаний свариваемости
является определение стойкости против образования горячих трещин.
В результате воздействия термического цикла сварки в около-
шовной зоне происходят структурные превращения, которые могут
вызвать снижение пластичности и появление трещин, механизм об-
разования которых рассмотрен в гл. VII. Следовательно, вторым
видом испытаний свариваемости является определение стойкости
металла околошовной зоны, против образования холодных трещин.
В металле шва околошовной зоны протекают процессы, которые
могут привести к снижению стойкости против перехода в хрупкое
состояние. Третьей группой испытаний свариваемости является оцен-
ка стойкости основного металла, металла околошовной зоны и шва,
а также всего сварного соединения против перехода в хрупкое со-
стояние.
Четвертым видом испытаний свариваемости является проверка
эксплуатационных характеристик металла шва, околошовной зоны
и сварного соединения в целом (определение механических свойств
при различных температурах, определение стойкости против корро-
зии, износостойкости и других специальных характеристик).
Для каждой группы испытаний разработан ряд методов, причем
выбор тех или иных из них обусловливается свойствами материала,
применяемым методом сварки, назначением конструкции, условиями
работы сварного соединения и т. д.
В настоящее время существует более 150 методов оценки свари-
ваемости, описанных в литературе. Однако среди многочисленных
методов испытания наибольшее распространение получили лишь не-
которые из них. Поэтому в настоящем параграфе описаны только
наиболее типичные или часто применяемые в практике методы оцен-
ки свариваемости.
Методы определения стойкости металла шва про-
тив образования горячих трещин. Технологическая про-
ба для определения стойкости металла шва против образования
горячих трещин производится путем сварки контрольного — углово-
24:
363
го шва 1 (рис. VIII.2, а) таврового соединения с ребрами жесткости.
Контрольный шов сваривается на оптимальном для данного способа
сварки режиме, практически применяемом для данной толщины ме-
талла и марки стали. Выявление трещин производят путем внешнего
осмотра шва, а также осмотра излома после разрушения шва или
по макрошлифам, вырезаемым из шва. Этот метод позволяет полу-
чить лишь качественную характеристику стойкости против образо-
Рис. VIH.2
вания горячих трещин. Аналогично проверяется и стыковой шов
(рис. VIII.2, б) в закрепленной на жестком основании пластине.
Существует также ряд методов, позволяющих количественно оп-
ределить стойкость металла шва против образования горячих трещин.
Одним из таких методов является метод МВТУ им. Баумана.
Рис. VIII.3
Этот метод состоит в том,
что специальные образ-
цы с поперечным
(рис. VIII.3, а) или про-
дольным (рис. VIII.3, 6)
швами в процессе сварки
растягивают с постоянной
скоростью и определяют
критическую скорость де-
формации, вызывающую
образование трещин.
Испытание производят в следующем порядке. Сваривают несколь-
ко образцов определенного типа, причем машиной задается различ-
ная скорость растяжения. Первый образец сваривают при среднем
значении скорости растяжения. Если трещины в шве не появляются,
то скорость растяжения при сварке последующих образцов увели-
чивают; если трещины появились, скорость растяжения уменьшают.
Таким образом устанавливают некоторое значение скорости дефор-
мации, которая является критической для данных условий проведе-
ния сварки. Максимальная скорость деформации А мм/мин, при ко-
торой в металле шва не появляются горячие трещины, принимается
за показатель технологической прочности. Чем выше А, тем больше
технологическая прочность, т. е. тем больше стойкость против обра-
зования горячих трещин.
364
Вместо образца, изображенного на рис. VIII.3, используют также
и другие образцы, в частности стыковые или тавровые, состоящие
из одной пластины, закрепляемой в зажимах специальной машины,
и нескольких коротких пластин, закрепляемых в подвижных зажи-
мах машин. В процессе
сварки стыкового или
углового шва подвижные
зажимы перемещаются с
заранее заданной (различ-
ной для каждой короткой
пластины) скоростью. Так
же как и в предыдущем
случае, показателем тех-
нологической прочности
является критическая ско-
рость деформации, т. е. та
максимальная скорость,
при которой еще не на-
блюдается появление горя-
чих трещин.
Методы определе-
ния стойкости ме-
талла околошовной
зоны против образования
холодных трещин. Испытания стойкости околошовной зоны против
образования холодных трещин обычно производят путем сварки или
наплавки специальных образцов различной степени жесткости и при
Рис. VIII.5
различной скорости охлаждения околошовной зоны. В качестве при-
меров могут быть приведены проба ЦНИИТМАШ (рис. VIII.4) и
образцы, имитирующие реальное сварное соединение (рис. VII 1.5).
Образец .пробы ЦНИИТМАШ имеет размеры 100х 100x40 мм.
Сперва в разделке глубиной —10 мм выполняется контрольный шов
365
в 4 прохода (слоя). Затем в нем профрезеровывается канавка. После
этого деформирование контрольного шва осуществляется посредством
наложения многослойного (до 12 слоев) деформирующего шва
с обратной стороны пластины, выполненного в разделке глубиной
20—25 мм. Деформирующий шов накладывают в направлении, перпен-
дикулярном к контрольному, с охлаждением водой после наложения
каждого слоя. Обследованием макрошлифов серии образцов с раз-
личным количеством слоев в деформирующем шве устанавливают
наличие трещин в районе надреза поперек контрольного шва. Оцен-
ка осуществляется по 5-балльной системе (высший 5-й балл при
отсутствии трещин при 12-слойном деформирующем шве). Проба
может применяться для закаливающихся при сварке и некоторых
типов низколегированных сталей толщиной не менее 30 мм.
Образцы, имитирующие реальное сварное соединение (рис. VIII.
5, а, 6), обычно сваривают на трех режимах, характеризуемых макси-
мальной, средней и минимальной для данного способа погонной
энергией. Иногда образцы предварительно охлаждают и сварку их
производят при отрицательных температурах. Осмотр образцов осу-
ществляется через 5—20 суток, что способствует более полному
выявлению трещин. Выявление трещин производят путем внешнего
осмотра, а также по макрошлифам, вырезанным из образца.
Кроме прямых испытаний, иногда склонность к трещинообра-
зованию оценивают по так называемому эквиваленту углерода
(см. гл. VII).
Л1етоды определения стойкости металла против
перехода в хрупкое состояние. Как известно, разрушение
металлов может быть вязким (пластичным) или хрупким. В обоих
случаях разрушения происходят в основном по телу зерна*. Про-
цесс вязкого разрушения связан с большими пластическими дефор-
мациями и обычно под действием внешних нагрузок происходит
относительно медленно. Хрупкое разрушение происходит обычно по
граням кубической решетки путем отрыва, причем скорость распро-
странения хрупкой трещины настолько велика, что на нее не успе-
вают влиять внешние силы. Поэтому полагают, что энергия, необ-
ходимая для образования новой поверхности трещины, определяется
накопленной в металле упругой энергией. Возможность возникнове-
ния хрупкого разрушения без особых внешних нагрузок делает этот
вид разрушения чрезвычайно опасным для монолитных сварных
конструкций. Поэтому переход металла в такое состояние, при ко-
тором может происходить хрупкое разрушение, недопустим.
В соответствии с двумя видами разрушения можно говорить
и о двух типах сопротивления: сопротивление сдвигу (вязкому раз-
рушению) и сопротивление отрыву (хрупкая прочность). Механизм
перехода одного вида разрушения в другой может быть объяснен
я Исключение составляют некоторые двухфазные или многофазные сплавы,
у которых хрупкая составляющая, например карбиды или интерметаллические
соединения располагаются в виде сетки вокруг (иногда и по телу) зерен. В этом
случае, в частности наблюдающемся при повышенных температурах во время ис-
пытаний на ползучесть, разрушение происходит по границам зерен.
366
следующим образом (рис. VHI.6). Сопротивление отрыву весьма мало
зависит от температуры испытания или от скорости приложения
нагрузки (кривая /), тогда как сопротивление сдвигу (в данном слу-
чае предел текучести) снижается по мере повышения температуры
или уменьшения скорости приложения нагрузки (кривая 2). Поэтому
при малых скоростях деформации или при высоких температурах
предел текучести значительно ниже,
чем сопротивление отрыву, и материал
пластичен. При понижении темпера-
туры или при повышении скорости
деформации сопротивление пласти-
ческой деформации значительно по-
вышается, в то время как сопротив-
ление отрыву изменяется мало.
Когда предел текучести достигает
сопротивления отрыву, будет проис-
ходить хрупкое разрушение. Темпе-
ратура 7\ перехода в хрупкое состоя-
ние в этом случае определяется пе-
ресечением кривых 1 и 2. Таким
образом, одни и те же материалы в
зависимости от температуры и от
в пластическом либо в
скорости нагружения могут находиться
хрупком состоянии.
Известно также, что если сделать в металле острый надрез, то
у корня надреза предел текучести повышается. Исходя из предпо-
ложения, что надрез повысил предел текучести в три раза, на
рис. VIII.б нанесена также кривая 3 (ординаты кривой 3 равны
тройным ординатам кривой 2). В этом случае температурой перехо-
да металла в хрупкое состояние будет температура Т2^>Тг. Таким
образом, надрез повышает температуру перехода в хрупкое состоя-
ние; в интервале Т2— Тг находится температура перехода к хруп-
кому состоянию в зависимости от наличия надреза и его формы.
Следовательно, критерием оценки стойкости против перехода ме-
талла в хрупкое состояние могут быть: температура или скорость
деформации, при которой металл переходит в хрупкое состояние,
а также степень повышения под влиянием надреза наибольших нор-
мальных напряжений, соответствующих пределу текучести. Методы
испытания на хрупкую прочность оценивают либо склонность ме-
талла к началу хрупкого разрушения, либо способность к распро-
странению хрупкой трещины.
Все методы определения стойкости против перехода в хрупкое
состояние можно разделить на две группы:
1) определение температурного порога хладноломкости путем ис-
пытания образцов на ударный изгиб на маятниковом копре при
различной остроте надреза;
2) определение температуры перехода в хрупкое состояние путем
испытания специальных образцов, имитирующих эксплуатационные
разрушения материалов конструкции.
В настоящее время имеется более 30 типов образцов самой раз-
нообразной формы с различного рода надрезами, которые испыты-
вают растяжением, изгибом, ударом и другими видами нагрузки.
На рис. VIII.7 показаны образцы для испытания на ударный
изгиб с полукруглым (а), остроугольным (6) и ключевидным (в) над-
резами. Образцы обычно вырезают таким образом, чтобы вершина
надреза располагалась в околошовной зоне вблизи границы сплав-
ления.
В результате испытаний таких образцов можно получить сравни-
тельные характеристики сталей в отношении склонности их к пере-
ходу в хрупкое состояние. Однако определить температуру перехода
в хрупкое состояние при работе ее в определенной конструкции
в настоящее время не представляется возможным.
Целью испытаний второй группы является выявление сопротив-
ляемости материала в данных условиях зарождению, либо распро-
странению хрупкой трещины Обычно образцы для таких испытаний
имеют значительные размеры и использование их для решения по-
вседневных задач представляет определенные трудности. В качестве
примера на рис. VIII.8, а показан образец для определения способ-
ности стали сопротивляться распространению хрупкой трещины.
Образец представляет собой пластину из испытуемой стали, к кото-
рой приварены планки для зажима в захватах разрывной машины.
На одном конце образца высверливают отверстие, внутри которого
делают острый надрез. Образец устанавливают в разрывную машину
так, чтобы его можно было растягивать (направление растяжения
показано на рис. VIII.8, а стрелками). Конец образца, в котором
высверлено отверстие, охлаждают жидким азотом, другой конец
подогревают. После установления стабильного перепада температур
образец нагружают до определенного значения напряжений и по
охлажденному концу наносят удар крупнокалиберной пулей. В ре-
зультате образуется хрупкая трещина, которая распространяется
в образце и на каком-то расстоянии останавливается.
368
Испытание ряда образцов при различном уровне напряжений
позволяет построить кривые (рис. VIII.8, 6). Область, расположенная
выше и левее кривой, характеризует температуру и напряжения,
при которых возникшая трещина распространяется и пересекает
весь образец. Область, расположенная ниже и правее кривой, ха-
рактеризует напряжения и температу-
ру, при которых возникшая трещина
останавливается и не распространя-
ется в металле. Для каждой стали на-
блюдается характерное для нее располо-
жение такой кривой
При проведении лабораторных иссле-
дований кроме методов испытаний, по-
зволяющих установить тот или иной
критерий оценки пригодности стали
для изготовления сварных конструкций,
применяют также комплексные методы
испытаний чувствительности стали к
термическому циклу сварки. Эти мето-
ды ставят своей целью выбор режима
сварки, обеспечивающего получение
свойств околошовной зоны, удовлетворя-
ющих определенным требованиям, а
также установление зависимости между
свойствами зоны термического влияния
и режимом сварки. В качестве при-
меров комплексных испытаний рассмот-
рим пробу ИМЕТ* и валиковую
пробу.
Проба ИМЕТ позволяет опреде-
лить структурное состояние и механи-
ческие свойства металла околошовной
мени по ходу термического цикла сварки. Для этого в специаль-
ной машине проводят нагрев образцов, пропуская через них элек-
трический ток и затем охлаждая с различной скоростью в соответ-
ствии с заданным термическим циклом. В любой момент времени
термического цикла можно автоматически либо подвергнуть образец
быстрому разрыву с регистрацией диаграммы изменения усилия и
удлинения образца во времени, либо мгновенно освободить образец
и сбросить его для быстрого охлаждения в бачок с водой. При
таком быстром охлаждении фиксируется размер зерна, соответству-
ющий определенной температуре образца по исследуемому термиче-
скому циклу. Быстрый разрыв образца позволяет установить значе-
. ния предела прочности и относительного удлинения при температуре
испытания (на ветви нагрева или охлаждения).
Такая методика позволяет оценить изменения механических
свойств и структуры околошовной зоны, а также изучить особен-
* ИМЕТ — Институт металлургии им. А. А. Байкова.
В)
"В
Рис. VIII.8
зоны в любой момент вое-
369
ности роста зерна и распада аустенита в условиях термического
никла сварки и тем самым оценить пригодность стали для изготов-
ления тех или иных конструкций.
По результатам испытаний можно определить оптимальные ско-
рости охлаждения околошовной зоны и режимы сварки, при которых
в зоне термического влияния обеспечивается получение структур,
стойких против перехода в хрупкое состояние.
Валиковая проба, определяемая ГОСТ 13585 —68, состоит
в том, что на пластины испытуемой стали производят наплавки
валиков на режимах, отличающихся друг от друга погонной энер-
гией (обычно 5—6 режи-
мов). Пластины, на кото-
рые производится наплав-
ка, могут быть составными
(рис. VIII.9), т. е. собран-
ными из брусков в спе-
циальном зажимном при-
способлении. Это облег-
чает последующее изготов-
ление образцов. После на-
плавки и воздушного
охлаждения валики сострагивают заподлицо с поверхностью основного
металла и бруски в слесарных тисках отделяют друг от друга. Из
брусков изготавливают образцы для испытания на ударный и ста-
тический изгиб, замеров твердости, металлографических исследо-
ваний.
В результате испытаний определяют оптимальный диапазон ско-
ростей охлаждения околошовной зоны при сварке, в котором свой-
ства металла благоприятны: сохраняется высокая стойкость против
трещинообразования и перехода в хрупкое состояние.
Методы проверки служебных характеристик
металла шва, околошовной зоны и сварного соеди-
нения заключаются в определении прочности, пластичности, кор-
розионной стойкости, износостойкости и других свойств.
Механические испытания позволяют установить предел прочности,
предел текучести, относительное удлинение, относительное сужение,
ударную вязкость и другие показатели механических свойств.
Для выявления характера изменения свойств в отдельных участ-
ках сварного соединения широко пользуются определением твердости.
Определение твердости производят на макрошлифах приборами типа
Виккерса или Роквелла, либо на микрошлифах на приборе для
on ределения микротвердости.
Коррозионная стойкость сварных соединений является весьма
важной характеристикой, определяющей надежность эксплуатации
конструкции в условиях контакта с агрессивной средой Различают
два основных вида коррозии: общую и межкристаллитную
Общая коррозия является результатом химического взаимодей-
ствия металла с контактирующей средой (жидкой или газообразной).
Она может быть как равномерной, так и сосредоточенной, распола-
370
гающейся в любом участке сварного соединения. Общая коррозия
вызывает видимые разрушения.
Межкристаллитная коррозия происходит вследствие проникания
агрессивной среды в глубь металла по границам зерен, потерявшим
стойкость к этой среде, в частности вследствие происшедших изме-
нений под действием нагрева металла до определенного интервала
температур. Из-за отсутствия внешних признаков межкристаллитная
коррозия в ряде случаев может быть выявлена только путем спе-
циальных испытаний.
Стойкость против обшей коррозии устанавливается путем опре-
деления потери массы или уменьшения толщины металла, выражен-
ных в граммах на квадратный метр за час или в миллиметрах за
год. Общую коррозионную стойкость оценивают по десятибалльной
системе: балл 1 отвечает условиям, при которых глубинный пока-
затель менее 0,001 мм/год; этот показатель свидетельствует о совер-
шенной коррозионной стойкости. Балл 10 соответствует глубинному
показателю выше 10 мм/год и свидетельствует об отсутствии кор-
розионной стойкости сварного соединения.
Определение стойкости против межкристаллитной коррозии свар-
ных соединений из нержавеющих аустенитных сталей производится
по методике, предусмотренной ГОСТ 6032—58. При испытаниях
образцы подвергают кипячению в агрессивной среде в течение опре-
деленного времени, после чего их изгибают на угол 90° таким об-
разом, чтобы пуансон попадал па металл шва (2 образца) и металл
околошовной зоны (2 образца). Обследование поверхности изогнутых
образцов производят с помощью 8:-10-кратной лупы. Наличие на
поверхности поперечных трещин свидетельствует о возникновении
межкристаллитной коррозии. «
§ 58.	ВЫБОР ВИДА СВАРКИ В СВЯЗИ
С ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЙ СВАРИВАЕМОСТЬЮ
Современная сварочная техника располагает большим коли-
чеством самых разнообразных способов сварки, позволяющих свари-
вать всевозможные металлы и сплавы и изготавливать из разных
материалов металлические конструкции, сборочные единицы машин,
механизмов аппаратов и других устройств как очень больших раз-
меров (массой в десятки и сотни тонн), так и микроскопических
(когда детали сварного соединения можно различать лишь под ми-
кроскопом).
В гл. I были рассмотрены основные способы сварки давлением
и плавлением. Выбор того или иного способа сварки в каждом
конкретном случае должен производиться в учетом ряда факторов,
главными из которых являются^ свойства свариваемого металла,
толщина материала, из которого изготавливается конструкция,
габариты конструкции, а также экономическая эффективность.
Свойства свариваемого материала в ряде случаев имеют опреде-
ленное значение в выборе способа сварки и иногда существенно
ограничивают число возможных способов. Так, при изготовлении
371
но-сварочных приспособлений, внутрицехового подъемно-транспорт-
ного оборудования, производственного здания, вложений в незавер-
шенное производство и других единовременных затрат, связанных с
внедрением данного технологического процесса. Эксплуатационные
расходы — это текущие затраты на изготовление продукции по оп-
ределенному варианту технологического процесса (стоимость свари-
ваемых и сварочных материалов, зарплата сварщиков с начислени-
ями, электроэнергия, амортизация и ремонт оборудования и др.).
Наиболее эффективен тот вид сварки и вариант технологическо-
го процесса, который при наименьших эксплуатационных расходах
требует и самых меньших капитальных вложений. Однако может
оказаться, что капитальные вложения по какому-то определенному
варианту могут быть большими, а эксплуатационные расходы мень-
шими. Тогда наиболее экономически эффективным является тот вид
сварки и вариант технологического процесса, для которого допол-
нительные капитальные вложения окупаются экономией на эксплуа-
тационных расходах за наиболее короткий срок.
Таким образом, при выборе того или иного вида сварки следует
оценивать как технические (конструктивно-технологические) возмож-
ности его, так и экономическую эффективность вида в конкретных
условиях. При этом следует иметь в виду не только экономию, по-
лучаемую непосредственно от сварки, но и экономическую эффек-
тивность в целом с учетом других операций, связанных с. примене-
нием рассматриваемого вида сварки. Например, может оказаться,
что использование того или иного вида сварки приведет к умень-
шению затрат собственно на сварку, однако потребует обязательной
последующей термообработки, тогда как другой вид сварки, хотя и
более дорогой, позволит и без последующей термообработки изго-
товить конструкцию, удовлетворяющую всем требованиям надежно-
сти при эксплуатации. В этом случае следует отдать предпочтение
тому из видов, который обеспечит большую экономическую эффек-
тивность в целом.
§ 59.	ПРИНЦИПЫ ВЫБОРА СВАРОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ
ДЛЯ РАЗЛИЧНЫХ СЛУЧАЕВ СВАРКИ
На механические и физико-химические свойства металла шва
весьма существенное влияние оказывает его химический состав. По-
этому для получения свойств, удовлетворяющих требованиям надеж-
ности конструкции при эксплуатации, весьма важным является пра-
вильный выбор сварочных, материалов. При выборе сварочных мате-
риалов следует исходить из необходимости получения плотных бес-
пористых швов, обеспечивающих высокую технологическую и экс-
плуатационную прочность сварных соединений, а если это требуется,
то и специальные свойства: жаропрочность, коррозионную стойкость,
износостойкость и др.
В соответствии с этим первым условием при выборе сва-
рочных материалов является получение плотных б е с п о р и-
стых швов.
374
Вопрос о порообразовании в сварных швах был рассмотрен в
гл. V и VI (§ 47). Поэтому напомним только, что для устранения
пористости в стальных швах необходимо принимать меры как к ог-
раничению поглощения металлом ванны водорода и азота, так и к
торможению реакции окисления углерода в период кристаллизации
сварочной ванны. Ограничение поглощения металлом азота дости-
гается лучше защитой зоны сварки от соприкосновения с воздухом.
Уменьшение содержания водорода в ванне может быть обеспе-
чено за счет устранения или ограничения причин, вызывающих по-
глощение водорода металлом: влаги покрытия или флюса, ржавчи-
ны на свариваемых кромках, атмосферной влаги, органических
загрязнений свариваемых поверхностей, органических материалов
электродных покрытий, а также путем связывания водорода в хи-
мически прочные при высокой температуре, нерастворимые в ме-
талле ванны соединения.
Для торможения реакций окисления углерода в период кристал-
лизации сварочной ванны необходимо обеспечивать в ней опреде-
ленное количество элементов-раскислителей, например кремния,
марганца и др.
Вторым условием при выборе сварочных материалов явля-
ется получение металла шва, обладающего высокой тех-
нологической прочностью, т. е. не склонного к образова-
нию горячих трещин.
В результате ряда исследований установлено, что химический
состав металла шва оказывает решающее значение на состав меж-
зеренных прослоек и тем самым на стойкость шва против образо-
вания горячих трещин. Как указывалось выше (см. гл. VI), сера,
углерод и другие элементы, образующие в сталях прослойки легко-
плавких эвтектик, затвердевающие при относительно низких темпе-
ратурах, увеличивают склонность металла шва к образованию
горячих трещин. Наоборот, марганец повышает технологическую
прочность швов, связывает серу в тугоплавкое соединение MnS,
вследствие чего устраняются жидкие прослойки.
Присутствие серы наиболее сильно влияет на образование го-
рячих трещин. Так, например, при дуговой сварке сталей увели-
чение содержания серы в наплавленном металле до 0,035 ч- 0,040 %
часто приводит к образованию трещин.
Повышение содержания углерода в шве сильно увеличивает
опасность образования горячих трещин, вызываемых серой. Так,
при сварке углеродистых и низколегированных конструкционных
сталей повышение содержания углерода свыше 0,16% приводит
к появлению горячих трещин даже при малых количествах серы и
достаточно высокой концентрации марганца. Совместное влияние
серы, углерода и марганца при сварке углеродистых конструкцион-
ных сталей на склонность к образованию горячих трещин пока-
зано на рис. VI .34.
Подобно углероду, но в меныпей степени, на склонность
металла шва к образованию горячих трещин влияет кремний.
Хром, вольфрам, молибден, ванадий, титан и некоторые другие
375
<9
С
элементы, присутствующие в металле шва, даже при малом содер-
жании углерода могут вызвать горячие трещины.
Изучение тройных диаграмм железо — углерод — хром, желе-
зо — углерод — вольфрам и других показывает, что при кристал-
лизации сплавов такого рода твердую фазу образует аустенит, а
жидкая фаза, все более обогащаясь углеродом, затвердевает в виде
эвтектики типа ледебурита при отно-
сительно низких температурах. По-
видимому, эта карбидная эвтектика
и создает жидкие прослойки между
кристаллами, способствуя образова-
нию горячих трещин.
Как правило, чем сильнее тот или
иной элемент снижает раствори-
мость углерода в аустените, тем в
большей степени он способствует
образованию горячих трещин в свар-
ных швах. Карбидообразователи
можно расположить в следующем
порядке по убывающей степени их
влияния на образование горячих
трещин: титан, ванадий, вольфрам,
молибден, хром, марганец.
Образованию горячих трещин
способствуют также элементы более
легкоплавкие, чем железо, облада-
ющие ограниченной растворимостью
в железе. К числу таких элементов,
например, относится медь.
Третьим условием при вы-
боре сварочных материалов является
имеющего требуемую эксплу-
атационную прочность.
Чтобы установить, какими механическими характеристиками
должен обладать металл шва, рассмотрим характер развития дефор-
маций в сварных соединениях под нагрузкой в зависимости от
соотношения механических свойств металла шва и основного ме-
талла. Если подвергнуть растяжению сварной образец с поперечным
швом (рис. VIII. 10, а), то при идентичности механических характе-
ристик и диаграмм растяжения основного и наплавленного метал-
лов, а также металла переходной зоны деформации развиваются по
закону, определяемому общей диаграммой растяжения. Если же
окажется, что металл шва обладает более высоким пределом проч-
ности (рис. VIII. 10, б, кривая /7), чем основной металл (кривая 7),
то удлинения в пределах шва будут меньше, чем в основном ме-
талле. К моменту достижения предела прочности в основном метал-
ле условия для образования шейки в металле шва отсутствуют.
Поэтому разрушение произойдет по основному металлу на участке
между губками разрывной машины и швом. Предел прочности
Рис. VIII.10
получение металла шва,
876
Рис. VIII.И
сварного образца в этом случае равен пределу прочности основного
металла, однако относительное удлинение окажется меньше, чем у
образца только из основного металла, вследствие того, что при обра-
зовании шейки в деформацию вовлекается меньшая длина растяги-
ваемого образца. Поперечному сужению в этом случае препятствует,
с одной стороны, закрепление в губках машины, а с другой — бо-
лее жесткий и менее деформируемый сварной шов.
Если предел прочности металла шва (рис. VIИ. 10, в) меньше
(кривая //), чем основного металла (кривая /), то разрушение про-
изойдет по сварному шву независи-
мо от его пластичности. Разница
будет только в характере разруше-
ния: при более пластичном металле
шва (кривая 1Г) удлинение металла
перед разрушением больше, чем при
малопластичном.
При продольных швах деформа-
ции в сварных образцах развивают-
ся иначе. В этом случае деформации
на каждом участке не могут быть
различными (как в образцах с попе-
речными швами). Поэтому если ме-
талл шва обладает более низкими,
чем основной металл, пластическими
свойствами, то при разных пластиче-
ских деформациях, в случае нагру-
жения образца с продольным свар-
ным швом, напряжения в шве будут
большими, чем в основном метал-
ле, т. е. шов будет воспринимать
на себя большую долю нагрузки
(рис. Vin.ll, а). Так, если металл шва обладает невысокой пластич-
ностью (кривая II), а предельное значение его относительного удли-
нения составляет е2 < еъ то разрушение шва (появление в нем тре-
щины) произойдет при относительно низких напряжениях в основ-
ном металле. После образования и развития трещин площадь рабо-
чего сечения образца F начнет уменьшаться и действительные напря-
жения в основном металле возрастут по сравнению с теми, которые
были бы при отсутствии трещины (штриховая кривая III), При
наличии концентрации напряжений вследствие образования трещины
пластические деформации в основном металле будут затруднены.
Поэтому при определенных деформациях (в пределах от до е3)
в нем появятся более высокие напряжения, чем при отсутствии
концентрации напряжений. Металл образца достигает предела проч-
ности при меньших удлинениях в3, чем при однородных свойствах
по всему сечению (е'), а относительное удлинение образца при раз-
рушении составит в3 < ех.
Разница в величине относительного удлинения сварного образца
и основного металла тем меньше, чем меньше разница в свойствах
25 Заказ Кв 269	377
основного металла и металла шва. Это иллюстрируется рис. V1II.11, б,
где рассматривается случай, когда металл шва обладает более высо-
ким пределом прочности и меньшей пластичностью (кривая II), чем
основной металл (кривая /), но пластические свойства металла шва
выше, чем принятые на рис. VIII.11, а. Из рис. VIII. 11, б видно, что
в этом случае действительное относительное удлинение сварного об-
разца е{ меньше отличается от относительного удлинения основного
металла аг.
Если металл шва обладает более высокой пластичностью, чем
основной металл (рис. VIII.11, в), то при одинаковой деформации
металла шва и основного металла напряжения в основном металле
будут выше и, следовательно, он будет несколько перегружен. Из-за
нарастания неравномерности распределения напряжений по сечению
с увеличением нагрузки деформация основного металла происходит
не по кривой I, а по кривой III. При этом следует учесть, что
перед упрочнением пластические деформации в металле шва больше,
чем в основном металле. Поэтому при удлинении на е' точка I кри-
вой основного металла переместится в точку <3, а точка 2 кривой
металла шва — в точку 4. Разность напряжений Ао в основном металле
и металле шва при этом почти не изменится. В связи с этим можно
полагать, что разница относительных удлинений и ех будет также
небольшой»
Из рассмотрения условий совместной работы металла шва и основ-
ного металла и развития деформаций сварных образцов можно сде-
лать следующий вывод: при выборе сварочных материалов необхо-
димо учитывать, что для обеспечения высоких эксплуатационных
свойств сварного соединения следует применять такие материалы,
при использовании которых металл шва получится не только с вы-
сокими показателями прочности (предел прочности металла шва дол-
жен быть не ниже предела прочности основного металла), но и до-
статочно пластичным.
В некоторых случаях, например при сварке высокопрочных
среднелегированных сталей, невозможно подобрать такие сварочные
материалы, которые обеспечивали бы получение равнопрочного шва
при достаточно высокой его пластичности. Тогда следует отдать
предпочтение сварочным материалам, с помощью которых можно
получить металл шва, хотя и с несколько меньшим пределом проч-
ности, но обладающий высокими пластическими свойствами. Работо-
способность таких сварных соединений, в которых металл шва яв-
ляется как бы «мягкой прослойкой», зависит, как показали иссле-
дования О. А. Бакши, от соотношения ее свойств и свойств основ-
ного металла и от относительной толщины мягкой прослойки.
При растяжении сварного соединения с мягкой прослойкой
последняя переходит в пластическое состояние до того, как напряжения
в основном металле достигают его предела текучести. В результате
этого в прослойке происходит концентрация пластических деформаций.
Однако пластическому деформированию прослойки вблизи контактных
поверхностей (границ раздела с основным металлом) препятствует
прилегающий к ней металл, который имеет более высокий предел
376
текучести. В условиях стесненного пластического течения усилие,
необходимое для некоторой величины деформации прослойки, воз-
растает по сравнению с тем, которое требовалось бы для материала
прослойки в случае его свободного деформирования на туже величину.
Такое упрочнение, мягкой прослойки называется контактным
упрочнением. Контактное упрочнение будет тем больше, чем
меньше относительная толщина прослойки и. Относительной толщиной
прослойки называют отношение ее ширины b к толщине свариваемого
металла 6:
к=Ь/&.	(VIII.1)
Чем меньше м, тем заметнее сдерживаются деформации прослойки,
тем выше эффективность ее контактного упрочнения.
В области х> 1,0 предел прочности сварного соединения равен
пределу прочности мягкой прослойки в свободном состоянии а*1:
о«=0в.	(VIII .2)
В области 0,1<х<1,0 предел прочности для соединений компактного
сечения * оказывается выше предела прочности более слабого металла
мягкой прослойки:
<’в=о"{,+[,431/3х)]}.	(VIII 3)
Предел прочности для соединений из пластин с мягкой прослойкой
определяется соотношением:
а.=2/(]/з)с?{1+[1/(4м)]},	(VIII.4)
где о” — предел текучести металла мягкой прослойки.
Таким образом, путем подбора соответствующих сварочных
материалов и ширины шва можно обеспечить равнопрочность сварного
соединения и основного металла даже при мягком металле шва, т. е.
в случае меньшего предела прочности его при достаточно высокой
пластичности.
Прочностные и пластические свойства металла шва зависят от его
химического состава и структуры.
В исходном после сварки состоянии низкоуглеродистый стальной
металл шва имеет структуру литого металла, состоящего из пластич-
ного феррита и твердых включений карбидов (цементита). В углеро-
дистой стали феррит представляет собой почти чистое железо,
содержащее менее 0,01% углерода. Поэтому феррит обладает малой
прочностью и высокой пластичностью. Наоборот, цементит при
практически нулевой пластичности обладает высокой твердостью
(НВ ^800). Частицы карбидов блокируют плоскость скольжения,
затрудняют пластическую деформацию и тем самым повышают
прочность и снижают пластичность стали. Объем, занимаемый
карбидной фазой, зависит главным образом»от содержания углерода.
* К компактным относится сплошные сечения с отношением сторон, близким
к единице. К пластинам относятся сплошные сечения с отношением сторон
где / — ширина свариваемых пластин (длина шва).
25;
379
Поэтому увеличение содержания углерода повышает прочность и
снижает пластичность стали. Следовательно, в сварных швах угле-
родистых и низколегированных конструкционных сталей не должно
быть высокого содержания углерода. Это согласовывается и с
требованиями технологической прочности. Обычно при сварке кон-
струкционных сталей стремятся, чтобы углерод в швах не превышал
0,12%.
Необходимые механические характеристики металла шва получают
путем легирования его такими элементами, которые, повышая
прочность, позволяют сохранить достаточно высокие пластичность
и ударную вязкость. На рис. VIII. 12, а, б показано влияние
растворенных в феррите легирующих элементов на его свойства.
Как следует из рисунка, марганец, кремний и никель сильно
упрочняют феррит, тогда как упрочняющее действие хрома, молибдена
и вольфрама выражено значительно слабее. Одновременно легирование
вольфрамом и молибденом сильно снижает ударную вязкость,
легирование кремнием вызывает резкое снижение ударной вязкости
лишь при содержании его более 0,5%. Марганец и хром при
содержании их до 1%, а никель — до 3% повышают ударную
вязкость.
Выбранное легирование металла шва тем или иным элементом
не должно приводить к образованию горячих трещин и резкой
вакалке шва из-за быстрого охлаждения при сварке.
А. А. Россошинский и Б. С. Касаткин исследовали влияние
никеля, хрома, марганца и кремния на механические свойства сварных
швов при автоматической сварке и установили, что введение от 1
до 2% никеля повышает прочность при сохранении пластичности
и снижает температурный порог хладноломкости металла швов.
Введение никеля свыше 2% сопровождается резким усилением
380
дендритной неоднородности и снижает пластичность и ударную
вязкость.
Хром снижает пластичность и ударную вязкость металла шва.
При легировании металла шва марганцем до 1,2% ударная
вязкость повышается. Введение до 1,5% марганца повышает прочность
при сохранении достаточной пластичности; ударная вязкость остается
высокой. Увеличение содержания марганца свыше 1,5% приводит
к резкому снижению ударной вязкости как при комнатных, так и
при отрицательных температурах.
Введение более 0,5% кремния снижает ударную вязкость при
комнатной температуре и значительно повышает температурный порог
перехода металла швов в хрупкое состояние.
Таким образом, при сварке низкоуглеродистых низколегированных
конструкционных сталей в металле шва по условиям обеспечения
высокой технологической и эксплуатационной прочности должно
содержаться небольшое количество углерода (до 0,12 ч-0,14 %), кремния
до 0,5% (обычно 0,1 -=-0,4%) и марганца до 1,5% (обычно 0,65—1,2%).
Четвертым условием при выборе сварочных материалов
является получение металла шва, обладающего комп-
лексом специальных свойств (например, высокой корро-
зионной стойкостью, жаропрочностью, износостойкостью и др.). Эти
требования выдвигаются при сварке легированных сталей специаль-
ного назначения либо при наплавке слоев с особыми свойствами.
При сварке высоколегированных сталей и наплавке слоев с особыми
свойствами химический состав металла шва или наплавок в боль-
шинстве случаев должен быть таким, при котором шов обладает
высокой технологической прочностью (имеет повышенную стойкость
против образования горячих и холодных трещин).
Так, например, при сварке хромоникелевых аустенитных сталей
металл шва для сохранения жаропрочности или коррозионной стой-
кости должен по своему составу быть близким к составу свариваемой
стали. Хромоникелевый аустенитный металл шва обладает повышенной
склонностью к образованию горячих трещин (см. гл. VII).
Как указывалось в § 46 и 52, одним из радикальных методов
повышения стойкости высоколегированного хромоникелевого металла
аустенитного класса против образования горячих трещин является
получение двухфазной аустенитно-ферритной структуры. Структурное
состояние может быть оценено по диаграмме Шеффлера (см. рис. VII. 14),
по координатам которой отложены все ферритообразующие легирующие,
приведенные к действию хрома ((Сг]э) через эмпирически подобранные
коэффициенты, и все аустенизирующие легирующие, аналогично
приведенные к INi],. Более точный учет может быть осуществлен
дополнительным расчетом удаления из раствора стойких химических
соединений (например, TiC, Сг2В2 и др.), однако для приближенной
оценки возможной структуры можно использовать и рис. VII. 14.
Применительно к длительной эксплуатации сварных соединений
при повышенных* температурах количество ферритной составляющей
в структуре должно укладываться в узкие пределы (~2—5%), чтобы
избежать как горячих трещин при сварке, так и охрупчивания от
381
теплового старения. Поэтому при выборе сварочных материалов для
сварки хромоникелевых жаропрочных сталей необходимо проверять
их пригодность по количеству ферритной фазы в металле шва.
Требуемое количество феррита в металле шва можно получить подбором
соответствующего состава наплавленного металла» т. е. регулируя
содержание различных легирующих элементов в сварочных материалах.
Если при сварке чисто аустенитной жаропрочной стали феррит
в металле шва недопустим, то в качестве второй фазы, предупреж-
дающей возникновение горячих трещин, используют карбиды.
Выбор материалов для наплавки слоев с особыми свойствами
производят исходя из условий эксплуатации изделия и ограничивать
содержание углерода и многих других элементов, увеличивающих
склонность к образованию горячих и холодных трещин, в этом случае
не представляется возможным. Вследствие этого главным способом
предупреждения трещин при наплавке износостойких сталей и сплавов
является предварительный подогрев изделия.
§ 60.	ПРИНЦИПЫ ВЫБОРА РАЦИОНАЛЬНЫХ РЕЖИМОВ СВАРКИ
РАЗЛИЧНЫХ КОНСТРУКЦИИ
Режимом сварки называют совокупность основных характеристик
сварочного процесса, обеспечивающего получение сварных швов
заданных размеров, формы и качества. При дуговой сварке такими
характеристиками являются сварочный ток, напряжение на дуге»
диаметр электрода, скорость перемещения электрода вдоль свари-
ваемых кромок (скорость сварки), род тока, полярность и др. При
электрошлаковой сварке — сварочный ток, напряжение на шлаковой
ванне, скорость подъема металлической ванны (скорость сварки),
глубина шлаковой ванны и др. При электрической контактной
сварке — сварочный ток (мощность машины на данной ступени), время
сварки, усилие на электродах (при точечной и шовной сварке), усилие
осадки и установочная длина (при стыковой сварке) и др.
Первым условием выбора режима сварки является
получение швов с оптимальными размерами и фор-
мой, обеспечивающими как высокую технологиче-
скую прочность, так и высокие эксплуатационные
характеристики, т. е. обеспечивающими хорошее
формирование шва. При этом должны учитываться тепло-
физические свойства свариваемого металла, так как требуемое
формирование шва, например при сварке плавлением, определяется
положением изотермы ТПЛ1 которая зависит как от режима сварки,
так и от теплопроводности свариваемого металла, температуры его
плавления, объемной теплоемкости и температуропроводности.
На рис. VIII. 13 построены температурные поля при сварке на
одинаковом режиме пластин из меди, алюминия и железа. Как видно
из рисунка, при одинаковой тепловой мощности дуги и других
параметрах режима сварки положение изотермы Тпл оказывается
совершенно различным.
382
В § 40 были приведены некоторые показатели, характеризующие
формирование шва. Такими показателями являются относительная
глубина проплавления h/b или величина, обратная ей, — коэффициент
формы проплавления фпр=&/Л (h — глубина проплавления, b —
ширина шва). Очертание зоны наплавки характеризуется коэффи-
циентом формы валика фн=6/о и коэффициентом полноты валика
Рис. VIIL13
шва рв—FJ(bc) (с — высота усиления, FH — площадь поперечного
сечения наплавленного металла).
Показателем, характеризующим формирование шва, является также
коэффициент формы ванны q=L/b (L—длина сварочной ванны).
Условия кристаллизации сварочной ванны изменяются с изменением
коэффициента формы ванны и коэффициента формы проплавления;
с увеличением коэффициента формы проплавления и уменьшением
коэффициента формы ванны улучшаются условия кристаллизации
(уменьшается склонность к образованию горячих трещин). Однако
при чрезмерном увеличении фпр и уменьшении <р швы получаются
слишком широкие с малой глубиной провара. Поэтому фпр и не
должны выходить за определенные пределы.	_____
Условия постоянства ср вытекают из формулы (VI .6)	]/ ^цС8.
Как видно из этой формулы, постоянство величины определяется
постоянством произведения ^усв. Поэтому, добиваясь геометрического
подобия сварочной ванны, чтобы сохранить оптимальные условия
кристаллизации, следует снижать скорость при увеличении мощности
дуги и стремиться к постоянству произведения этих величин.
При действии точечного быстродвижущегося источника тепла
(см. § 22) максимальная температура на расстоянии г определяется
выражением
Tmax=2q/(necpvr*x).	(VIII 5)
Из этого выражения квадрат расстояния до изотермы плавления
r*=2?/(n£cpu7nJ1).	(VIII .6)
383
Тогда площадь полуокружности, описываемой радиусом г, и будет
площадью провара:
Гпр=лг2/2=(л/2) [2<?/(тесриТ1ЦТ)]=9/(^р7пл1/). (VIII 7>
Для расчетов режима сварки удобно ввести коэффициент Ко. м,
выражающий расход энергии, отнесенный к одному грамму про-
плавляемого основного метал-
ла (удельный расход энер-
гии на проплавление):
Ko-M=<7/(^npP*), (VIII.8)
откуда
Лф=<7/(Ко.мР^ (VIII.9)
Доля тепла, идущая на
проплавление основного ме-
талла, характеризуется тер-
Е мическим к. п. д. т]п, который
равен отношению количества
тепла, пошедшего на плавле-
ние основного металла в еди-
ницу времени к эффектив-
ной тепловой мощности сва-
рочного источника тепла:
Лп ^np^P^«lnJ1/Qi
(VIII.10)
где hm^ — удельная энтальпия расплавленного металла при темпе-
ратуре плавления, кал/г (для низкоуглеродистой стали hm =325 кал/г
или 198,5 кДж/кг).
Решив совместно уравнения (IX.8) и (IX.10), получим
К^=Ьтпл/Ъ-	(VIII. И)
На рис. VIII. 14 построены кривые изменения величин т]п и К0.м
в зависимости от произведения qvcs. Из графика видно, что уменьшение
тепловой мощности дуги и скорости сварки снижает термический
коэффициент полезного действия и резко увеличивает расход энергии
на проплавление. Так, например, на режимах ручной дуговой сварки
удельный расход энергии на проплавление составляет от 1500 до
5000 кал/г и более (6,27—21,6 кДж/кг), а термический к. п.д.—от
— 0,05 до 0,25; на режимах полуавтоматической сварки удельный
расход энергии на проплавление равен 900—3000 кал/г (3,75—
12,5 кДж/кг), а термический к.п.д.—от 0,1 до 0,35; при работе на
режимах автоматической сварки под флюсом удельный расход энергии
на проплавление изменяется от 880 до 1200 кал/г (3,7—5,0 кДж/кг),
а термический к.п.д.—от 0,3 до 0,368.
Глубина проплавления к=гх(тпк) может быть определена по
формуле (VI.7). Из этой формулы следует, что тепловая мощность
дуги должна выбираться пропорциональной глубине проплавления:
9=4^7^.	(VIII.12>
384
Зная q, можно определить необходимые сварочный ток и напряжение
на дуге по уравнению
9=0,24/с,иЛ,	(VIII. 13)
причем нужно подобрать такое соотношение между ними, которое
обеспечит необходимую величину коэффициента формы проплавления.
При дуговой сварке и наплавке значение коэффициента формы
проплавления может изменяться в довольно широких пределах: от
0,8 до 20. Однако швы, имеющие чрпр< 1,0, отличаются повышенной
склонностью к образованию горячих трещин; при ф > 5 швы полу-
чаются слишком широкие с малой глубиной проплавления. При этом
нерационально используется тепло дуги и могут быть повышенные
коробления конструкции.
На величину фпр влияют практически все параметры режима.
Увеличение сварочного тока значительно увеличивает глубину про-
плавления и мало влияет на ширину шва; вследствие этого увеличение
тока приводит к снижению фпр. Увеличение скорости сварки мало
влияет на глубину проплавления и вызывает значительное уменьшение
ширины шва и, следовательно, приводит к уменьшению фпр. Увеличение
напряжения на дуге незначительно изменяет глубину проплавления
и, как следствие, ведет к увеличению фпр. Увеличение диаметра
электрода приводит к уменьшению глубины проплавления и увели-
чению ширины шва, а следовательно, — к увеличению коэффициента
формы проплавления.
Варьируя отдельными параметрами режима сварки, можно добиться
получения швов с желаемой величиной коэффициента формы про-
плавления.
Работоспособность сварных соединений зависит также от внешней
формы шва. Если шов высокий и узкий, то в месте перехода от
металла шва к основному металлу наблюдается концентрация
напряжений, что при определенном характере нагружения может
вызвать усталостные трещины. Поэтому следует выбирать такой режим
сварки, который обеспечит плавное сопряжение поверхности металла
шва с поверхностью основного металла, т е. обеспечит наименьшую
геометрическую неоднородность сварного соединения.
Как указано выше, очертание валика может быть охарактеризовано
коэффициентами формы валика фв и полноты валика р,в. Для опре-
деления величин этих коэффициентов необходимо знать площадь
поперечного сечения наплавленного металла, которая может быть
определена по формуле (VI. 10), а также ширину шва b и высоту
усиления с. Ширина шва может быть определена по формуле
*=фП1Д	(VIII.14)
Коэффициент полноты валика рв в швах с удовлетворительным
формированием колеблется в относительно узких пределах (обычно
0,67 ч-0,75) и для большинства швов имеет значение — 0,73. Поэтому
с достаточной для практических целей степенью точности коэффициент
полноты валика может быть принят равным 0,73. Тогда высота
усиления шва может быть определена по формуле
G==FH/(0,73fc).	(VIII.15)
385
Хорошо сформированные швы должны иметь коэффициент формы
валика (шва) более 7*. При меньшем значении его не обеспечивается
плавность перехода от металла шва к основному металлу. Все
изменения режима сварки, вызывающие уменьшение ширины шва
и увеличение количества наплавленного металла, приводят к умень-
шению коэффициента формы валика. Поэтому увеличение сварочного
тока и скорости сварки, а также уменьшение напряжения на дуге
и диаметра электрода снижают величины коэффициента формы валика.
При электрошлаковой сварке размеры и форма металлической
ванны характеризуются шириной шва b и глубиной металлической
ванны II. Отношение ширины шва к глубине металлической ванны
называют коэффициентом формы металлической ванны: ty—b/H. Здесь,
так же как и при дуговой сварке, форма и размеры металлической
ванны оказывают существенное влияние на качество сварного
соединения и зависят от режима сварки. Увеличение тока и скорости
сварки, а также уменьшение напряжения на шлаковой ванне, глубины
шлаковой ванны и скорости поперечных колебаний электродов снижают
коэффициент формы металлической ванны.
При сварке низко углеродистой стали тепловое воздействие дуги
не вызывает существенных изменений свойств околошовной зоны и
режим, выбранный исходя из условий наилучшего формирования шва,
обеспечивает необходимые качества сварного соединения. При сварке
же легированных сталей как в металле шва, так и в зоне термического
влияния могут произойти такие структурные превращения, которые
окажут существенное влияние на прочностные и пластические свойства
сварного соединения. Поэтому удовлетворительное формирование швов
является необходимым, но недостаточным критерием оценки пригод-
ности режима сварки легированных сталей.
В этих случаях режим сварки не только должен обеспечивать
хорошее формирование шва, но и не вызывать существенного ухудшения
свойств околошовной зоны, в первую очередь ее пластичности.
Следовательно, вторым условием выбора рационального
режима сварки является обеспечение такого терми-
ческого цикла, который обеспечит оптимальные свойства зоны
термического влияния и металла шва.
Воздействие термического цикла сварки на структуру и свойства
сварных соединений подробно рассмотрено в гл. VII. Поэтому напомним
только, что при сварке низколегированных конструкционных сталей
как с невысоким, так и с повышенным содержанием углерода, а также
среднелегированных и высоколегированных конструкционных сталей,
склонных к закалке под воздействием термического цикла сварки,
в зависимости от величины погонной энергии может наблюдаться
либо резкая подкалка околошовной зоны, сопровождающаяся
повышением твердости и снижением пластичности (при малых значениях
погонной энергии), либо интенсивный рост зерна, вызывающий
снижение пластичности металла (при чрезмерно больших значениях
погонной энергии). Как в первом, так и во втором случаях в около-
* При сварке тонколистового металла допускается уменьшение ярв До 5.
386
шовной зоне могут образоваться трещины. Поэтому для различных
сталей следует устанавливать (с помощью валиковой пробы или
пробы ИМЕТ-1 —см. § 57) диапазон оптимальных скоростей охлаж-
дения околошовной зоны, который обеспечит ее оптимальные свойства.
Связь между режимом сварки (погонной энергией) и скоростью
охлаждения дают формулы (VII.2) н- (VII.4). Сварка на режимах,
дающих скорость охлаждения околошовной зоны выше верхнего
предела, приводит к резкому снижению пластичности околошовной
зоны из-за ее подкалки; режимы, приводящие к получению скорости
охлаждения ниже нижнего предела, снижают пластичность и вязкость
вследствие чрезмерного роста зерна.
Если сталь подвержена резкой закалке, то может оказаться, что
при всех скоростях охлаждения в околошовной зоне образуется
мартенситная структура. При этом уменьшение скорости охлаждения
ниже некоторого предела, не устраняя образования мартенсита,
приводит к значительному росту зёрна, вызывающему сильное
снижение пластичности. Для таких сталей чрезмерно высокий подогрев
с целью избежать подкалки околошовной зоны не только не принесет
пользы, а, наоборот, может заметно ухудшить свойства (прежде всего
ударную вязкость) околошовной зоны. В этих случаях допустимый
диапазон скоростей охлаждения должен быть таким, при котором,
несмотря на частичную подкалку, гарантируется отсутствие трещин.
Для восстановления свойств околошовной зоны в таких случаях
необходима последующая термообработка.
Таким образом, при выборе режима сварки легированных конструк-
ционных сталей необходимо либо экспериментально, либо расчетным
путем подобрать режим сварки по условиям формирования шва,
определить фактическую скорость охлаждения околошовной зоны и
сравнить ее с данными о допустимых скоростях охлаждения этой
стали. Для сталей, закаливающихся в условиях сварки, надо найти
необходимую температуру предварительного подогрева в случае, если
фактическая скорость охлаждения при сварке на принятом режиме
выходит за верхний предел диапазона оптимальных скоростей.
При сварке высоколегированных хромоникелевых аустенитных
сталей под влиянием термического цикла сварки могут протекать
процессы, в результате которых произойдет потеря стойкости металла
против коррозии. В гл. VII рассмотрена физическая сущность этого
явления. На рис. VII.13 показана схематически зависимость склон-
ности стали к межкристаллитной коррозии от температуры и времени,
из которой следует, что для появления склонности к межкристаллитной
коррозии необходима определенная выдержка стали при высоких
температурах. Наименьшее время выдержки стали /кр, необходимое
для возникновения склонности к межкристаллитной коррозии, наблю-
дается при температурах 680—780° С. Как для более высоких, так
и для более низких температур время выдержки, вызывающее такую
склонность, увеличивается. Для предупреждения появления склон-
ности к межкристаллитной коррозии при сварке аустенитных хромо-
никелевых сталей необходимо выбирать такие режимы, при которых
время пребывания металла шва и околошовной зоны в опасном
387
интервале температур было бы наименьшим. При выборе режима
сварки аустенитных хромоникелевых сталей необходимо;
1) определить режим сварки по условиям формирования шва; при
этом следует иметь в виду, что эти стали обладают большим удельным
электрическим сопротивлением, поэтому допускаемая плотность тока
при сварке аустенитными электродами должна быть меньше, чем при
сварке низкоуглеродистыми электродами;
2) определить фактическую скорость охлаждения и время выдержки
металла шва и околошовной зоны в опасном интервале температур.
Это время пребывания металла шва и околошовной зоны в опасном
интервале температур сопоставить с критическим временем, т. е.
минимальным временем выдержки, которое вызовет возникновение
склонности к межкристаллитной коррозии.
Время пребывания металла шва и околошовной зоны в опасном
интервале температур можно определить по формуле
/о.м=(780-680)/шо,	(VIII. 16)
где ш0 — среднее значение скорости охлаждения в интервале темпе-
ратур 780—680° С.
Мгновенную скорость охлаждения при 7=780° С (&уохл 78 о °) и
7=680° С (^охл 680°) в условиях сварки можно определить по
формулам (VI 1.2)—(VI 1.4).
Средняя скорость охлаждения
—(и>охл. 680° +^'охл. 780°)/2.	(VIII. 17)
Для сохранения стойкости против межкристаллитной коррозии
необходимо соблюдение следующего неравенства:
Л
(VIII.18)
где /кр — критическое время; /о1 — время пребывания в области
опасных температур того слоя шва, стойкость которого определяется;
п
^70п— суммарное время пребывания в области опасных температур,
определяемое суммой соответствующих времен воздействия всех
термических циклов сварки (при многослойной сварке) на слой шва,
стойкость которого определяется; К и/<\—поправочные коэффициенты,
определенные сопоставлением расчетных данных с фактическими и
равные соответственно 2,1 и 1,74.
Таким образом, при выборе режима сварки во всех случаях
следует исходить из условий получения швов, имеющих хорошее
формирование (наименьшую геометрическую неоднородность и опти-
мальные условия кристаллизации), а также получения такого
термического цикла, который обеспечит оптимальные свойства зоны
термического влияния и металла шва.
388
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1.	Дайте определение технологической свариваемости.
2.	Как влияют габариты и назначение конструкпии на пригодность стали
для ее изготовления?
3.	Как влияют условия работы и расположение швов в конструкции на
выбор способа сварки?
4.	На какие группы можно подразделить методы оценки технологической
сварив аемости?
5.	Какие методы определения стойкости металла шва против образования
горячих трещин вы знаете?
6.	Какие методы определения стойкости металла околошовной зоны против
образования холодных трещин вы знаете?
7.	Какие существуют методы определения стойкости против перехода метал-
ла в хрупкое сечение?
8.	Как определяется чувствительность стали к термическому циклу сварки
по методам ИМЕТ, валиковой пробы?
9.	В чем заключаются методы проверки эксплуатационных характеристик
металла.шва и сварного соединения?
10.	Что должно быть положено в основу выбора того или иного способа
сварки?
11.	Как влияют свойства свариваемого металла на выбор способа сварки?
12.	Как влияет толщина свариваемых деталей и габариты конструкции на
выбор способа сварки?
13.	В чем сущность экономического обоснования выбора способа сварки?
14.	Что должно быть положено в основу выбора сварочных материалов для
изготовления сварной конструкции?
15.	При каких условиях обеспечивается высокая технологическая прочность
при сварке?
16.	Какими механическими свойствами должен обладать металл шва для
обеспечения высокой эксплуатационной прочности сварного соединения?
17.	Как осуществляется совместная работа металла шва и основного ме-
талла при поперечном и продольном расположении швов?
18.	Рассмотрите работоспособность сварных соединений с мягкой про-
слойкой.
19.	Как влияют углерод и другие легирующие элементы на механические
свойства металла шво?
20.	Каким путем обеспечиваются специальные свойства металла шва и как
сочетается требуемая степень легирования с высокой технологической и эксплуа-
тационной прочностью?
21.	Как по диаграмме Шефлера можно определить структуру металла шва?
22.	Что называется режимом сварки?
23.	Какие показатели характеризуют форму шва?
24.	Как выбирают режим сварки по условиям формирования шва?
25.	В чем заключаются основные принципы выбора режима сварки конст-
рукционных легированных сталей?
26.	Каковы принципы выбора режима сварки аустенитных хромоникелевых
сталей?
ЛИТЕРАТУРА
1.	Автоматическая дуговая сварка. Под ред. Е. О. Патона. Киев, Маш-
гиз, 1953.
2.	Багрянский К- В., Добротина 3. А., Хренов К. К- Теория сва-
рочных процессов. Киев, «Вища школа», 1976.
3.	Гельман А. С. Теория сварки давлением. М., «Машиностроение», 1970.
4.	Демянцевич В. П. Металлургические и технологические основы
дуговой сварки. М. — Л., Машгиз, 1962.
5.	Е р о х и н А. А. Кинетика металлургических процессов дуговой сварки,
М.» «Машиностроение», 1964.
6.	Казимиров А. А. и др. Расчет температурных полей в пластинах при
электрической сварке плавлением. Справочник. Киев, «Наукова думка», 1969.
389
7.	К и р е е в В. А. Краткий курс физической химии. Изд. 4-е. М., «Химия»,
1969.
8.	Николаев Г. А. Сварные конструкции М., Машгиз, 1962.
9.	Николаев Г. А., О льш а нс ки й Н. А. Новые методы сварки метал-
лов и пластмасс. М., «Машиностроение», 1966.
10	Николаев Г. А., Винокуров В. А., Куркин С. А. Расчет, про-
ектирование и изготовление сварных конструкций. М., «Высшая школа», 1971
11.	О кер бл ом Н. О. Сварочные деформации и напряжения. Л., Машгиз,
1948.
12.	О к е р б л о м Н. О., Демянцевич В. П., Байкова И. П. Проек-
тирование технологии изготовления сварных конструкций. Л., Судпромгиз, 1963.
13.	Петров Г. Л., Земзин В. Н., Го нееро веки й Ф. Г. Сварка
нержавеющих жаропрочных сталей. Л., Машгиз, 1962.
14.	Петров Г. Л. Сварочные материалы. Л., «Машиностроение», 1972
15.	П охо дня И. К- Газы в сварных швах. М., «Машиностроение», 1972
16.	Прохоров Н. Н. Физические процессы в металлах при сварке. Т 1,
М., «Металлургия», 1968.
17.	Рыка л ин Н. Н. Расчет тепловых процессов при сварке. М.. Машгиз.
1951.
18.	Се ф ери а и Д. Металлургия сварки. Перевод с французского. М.,
Машгиз, 1963.
19.	Справочник по сварке. Т. I—IV, М., Машгиз, 1961—1970.
20.	Технология электрической сварки плавлением. Под ред. Б. Е. Патона.
М.— Киев, Машгиз, 1962.
21.	Фролов В. В. Физико-химические процессы в сварочной дуге. М.,
Машгиз, 1954.
22.	Фролов В. В., Винокуров В. А., Волченко В. Н., Пара-
хин В. А., А р у т го н о в а И. А. Теоретические основы сварки. М., «Высшая
школа», 1970.
23.	Ф р у м и и И. И. Автоматическая электродуговая наплавка. Харьков,
Металлургиздат, 1961.
24.	Шоршоров М. X. Металловедение сварки сталей и сплавов титана.
М., «Наука», 1965.
25.	Электрошлаковая сварка. Под ред. Б. Е. Патона. Киев, Машгиз, 1959.
Я11
ОГЛАВЛЕНИЕ
Стр.
Пред! -ловие	.............i '
в вед< ние........................................................  Б
. л а в а I. Физические основы сваривания металлов	. .	. . К
§ 1.	Физические основы процесса сварки металлов.............
§ 2.	Классификация видов сварки...................... . . И»
§ 3.	Основные виды сварки металлов................ . . Ю
Г^а> а II. Основы физической химии . а . . ....................... 32
$ 4.	Общие положения и первый закон термодинамики ......
* j.	Второй закон термодинамики ............................
§ 6.	Характеристические функции и термодинамические потенциалы 4.4
§ 7.	Растворы ..............................................  49
§ 8.	Обратимость и равновесие химических реакций............ 6.1
§ 9	Вычисление констант равновесия химических реакций .... Б7
10.	Циссоциация окислов ............... .	61
11.	Кинетика химических реакций ............................ 65
§12.	Некоторые явления в жидких средах и на поверхности
раздела фаз ............................................. 69
Глава П1. Сварочные источники тепла .............................  78
§ 13.	Общие требования к сварочным источникам	тепла	.....	78
§ 14.	Газосварочное пламя ... ............в	.	81
§ 15.	Сварочная дуга.................................... « . =	88
§ 16.	Нагрев электрическим током при наличии контактного
сопротивления............................................  ЮЗ
§ 17.	Электрошлаковый источник тепла.........................  ИО
§ 18.	Новые сварочные источники тепла ........................112
§ 19.	Сравнительные характеристики различных источников тепла для
сварки плавлением...................................* .	116
Г 1 а в а IV. Нагрев металла сварочными источниками тепла .....	120
§ 20.	Общие положения и основы тепловых расчетов применительно
к условиям сварки...........................................  120
§ 21.	Основные расчетные схемы нагрева металла сварочными
источниками тепла ..........................................  131
§ 22.	Термические расчеты применительно к сварке массивного тела
точечным источником тепла.................................... 140
§ 23,	Температурные поля в пластине при ее проплавлении на нею
толщину	............................11>0
§ 24.	Нагрев плоского слоя точечным источником тепла .....	П»7
§ 25.	Периоды теплонасыщения и выравнивания температуры . . . Нч)
§ 26. Температурные поля распределенных источников гсплп ... 1W»
§ 27. Расчет нагрева и плавления электродной проволоки ... . Г1
§ 28. Использование тепловых расчетов применительно к условиям
сварки ....................................... . 	178
Г я  в а V. Металлургические процессы при сзарке плавлением ....	1НЗ
§ 29.	Общая характеристика металлургических процессов при сварке
плавлением . ....................................................  183
§ 30.	Влияние квиетических факторов на процессы взаимодействия
металла с окружающей средой в условиях сварки плавлением -190
§ 31.	Взаимодействие металла с кислородом при сварке сталей
плавлением  ...................................................    194
§ 32.	Взаимодействие металла с азотом и водородом при сварке
плавлением  .....................................................  202
§ 33.	Взаимодействие металла при сварке со сложными газами,
содержащими кислород ..........................................  *	207
§ 34.	Особенности состава газовой фазы при дуговой сварке плавя-
щимся электродом и ее взаимодействие с металлом » « . . . 216
391
§ 35.	Особенности взаимодействия металла и шлаков при сварке . . 227
§ 36.	Совместное воздействие шлака и газовой фазы на металл при
сварке плавлением............................................ » b 23|
§ 37.	Процессы раскисления металла при сварке плавлением . . . , < 24.
§ 38.	Легирование металла при сварке плавлением ...••».] 251*
§ 39.	Рафинирование металла при сварке плавлением	25£
Глава VI. Сварочная ванна, кристаллизация металла при сварке и
формирование металла шва ............	264
§ 40.	Сварочная ванна, ее образование и основные характеристики .	264
§41.	Основные закономерности процесса кристаллизации............1	273
§ 42.	Особенности кристаллизации металла в сварочной ванне . . . | 278
§ 43. Ликвация примесей при кристаллизации металла сварочной
ванны.....................................................  I	285
§ 44.	Характерные зоны металла шва при одно- и многопроходной
сварке............................................................289
§ 45.	Деформирование металла при высоких температурах сварки
и его деформационная способность...........................  291
§ 46.	Горячие трещины при сварке.......................... . . .	299
§ 47.	Поры и неметаллические включения в сварных швах * . . .	303
Глава VII. Влияние термодеформационного цикла сварки на структуру
и свойства металла в сварных соединениях..............................310
§ 48.	Общий характер термодеформационного воздействия на металл
при сварке........................................................310
§ 49.	Характерные зоны металла в сварных соединениях..............313
§ 50.	Зона термического воздействия при сварке низкоуглероди-
стых сталей.......................................................318
§ 51.	Структура и свойства металла зоны термического влияния при
сварке закаливающихся сталей и чугуна.............................322
§ 52.	Изменение свойств металла в околошовных зонах высоко-
легированных сталей ...	.........................ЗсЧ
§ 53.	Особенности изменения структуры и свойств металла в зоне
термического влияния при сварке различных цветных металлов
и сплавов.........................................................ЗЗо
§ 54.	Особенности структуры сварных соединений, выполненных
многослойными швами............................................  3414
§ 55.	Холодные трещины в сварных	соединениях..................  344
§ 56.	Влияние термической обработки сварных соединений на их
структуру и свойства  .......................................355
Глава VIII. Технологическая свариваемость металлов и факторы, ее
определяющие.......................................................  360
§ 57.	Представление о свариваемости металлов и сплавов в связи с
их свойствами, размерами и назначением сварных конструкций	360
§ 58.	Выбор вида сварки в связи с технологической свариваемостью	371
§ 59.	Принципы выбора сварочных материалов для различных
случаев сварки	........................... 374
§ 60.	Принципы выбора рациональных режимов сварки различных
конструкций ......................................................382
Литература	,..............389