/
Автор: Рябов В.Р. Деев Г.Ф. Пацкевич И.Р.
Теги: технология обработки без снятия стружки в целом: процессы, инструмент, оборудование и приспособления сварка металлургия сварочное производство
ISBN: 5-12-001658-8
Год: 1991
Текст
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие ........................................................... 3
Основные условные обозначения.......................................... 5
Г лава первая
Методы исследования поверхностных свойств и явлений
1. Современные представления........................................... 6
2. Поверхностные свойства металлических расплавов..................... 13
3. Межфазное натяжение ............................................... 17
4. Электрокапиллярные явления и смачиваемость ........................ 19
5. Результаты изучения поверхностных свойств металлов................. 22
Глав-1 вторая
Влияние поверхностных свойств металлов на сварочные процессы
1. Перенос электродного металла........................................ 48
2. Формирование зоны проплавления..................................... 55
3. Формирование валика и корня шва.................................... 62
4. Возникновение дефектов формы шва .................................. 67
5. Образование пор и неметаллических включений ....................... 71
6. Образование кристаллизационных трещин.............................. 77
7. Гидродинамические процессы......................................... 88
Г лава третья
Смачиваемость твердых металлов расплавами в условиях дуговой сварки
(наплавки) 91
1. Моделирование процесса ............................................. 91
2. Методика изучения смачиваемости.................................... 97
3. Влияние смачиваемости сварных соединений на их прочность........... 99
4. Смачивание промышленных алюминиевых сплавов собственными распла-
вами в неизотермических условиях ..................................... 103
5. Особенности формирования стыковых швов при сварке в защитных газах 107
-6. Сварка в космосе...................................................113
Глава четвертая
Поверхностные явления при сварке разнородных и композиционных
материалов
1. Смачивание поверхности стали расплавами меди и ее сплавов...........119
2. Смачивание ниобия расплавами стали, меди, титана и люминия.........120
3. Смачивание стали расплавленным алюминием ....................... 128
4. Смачивание меди, титана и молибдена расплавленным алюминием .... 140
5. Поверхностные явления при сварке волокнистых композиционных матери-
алов ..................................................................147
6. Влияние слоя волокон на процессы растекания и смачивания при сварке
композиционных материалов .............................................162
Глава пятая
Управление поверхностными явлениями при сварке 181
1. Легирование ...................................................... 181
2. Изменение внешней среды и температуры..............................187
3. Изменение поляризации и градиента температуры......................199
4. Улучшение смачиваемости пр-, сварке разнородных металлов ..........205
5. Оптимизация формирования сквозных швов на весу ............. 221
Список литературы ................................................... 225
240
УДК 621.791.001.5
Поверхностные явления при сварке металлов / Пацкевич И. Р., Рябов В. Р.,
Деев Г. Ф. ; Отв. ред. Рабкин Д. М. ; АН Украины. Ин-т электросварки им. Е. О. Па-
тона.— Киев : Наук, думка, 1991.— 240 с.— ISBN 5-12-001658-8
В монографии рассмотрены поверхностные свойства взаимодействующих при
сварке металлов. Изучены смачиваемость и растекание разнообразных пар метал-
лов в изотермических и неизотермических условиях. Определено влияние внешних
воздействий на указанные явления. Впервые описаны поверхностные явления, воз-
никающие под действием дугового разряда при сварке металлов. Приведены данные,
необходимые для выбора конкретных режимов сварки однородных и разнородных
металлов. Обобщены и систематизированы сведения о поверхностном натяжении,
капиллярной составляющей и т. п.
Для научных и инженерно-технических работников, занятых в области метал-
лургии и технологии сварочного производства; может быть полезна аспирантам И
студентам вузов.
Ил. 98. Табл. 14. Библиогр.: с. 224—239 (365 назв.). <
Ответственный редактор Д. М. Рабкин
Утверждено к печати ученым советом
Института электросварки нм. Е. О. Патона АН Украины
JUS528
Редакция технической литературы
F Гдактор 3. Л. КоЬка
» я I О Т 7 К А
Черн; . .кого те <но.'ю-
ПЧНГ о 1НСТИТУТУ
Ыауинпе изтанйё ' '
Пацкевич Иван Романович, Рябов Владимир Рафаилович,
Деев Герман Федорович
ПОВЕРХНОСТНЫЕ ЯВЛЕНИЯ ПРИ СВАРКЕ МЕТАЛЛОВ
Художественный редактор И. М. Галушка, Технический редактор И. А. Ратнер,
Корректоры <77. Н. Речкалова, Л. Н. Лембак
ИБ № 10981
Сдано в набор 20.02.91. Подп. в печ. 27.07.91. Формат 60X90V16. Бум. тип. № 2. Лит. гари,
Выс. печ. Усл. печ. л. 15.0. Усл. кр.-отт. 15,0- Уч.-изд. л. 18,42. Тираж 1100 экз. Заказ I—635-
Цена 4 р. 60 к.
Издательство «Наукова^думка», 252601, Киев 4, ул. Репина, 3.
Отпечатано с матриц Головного предприятия РПО «Полиграфкнига». 252057, Киев-57,
ул. Довженко, 3 в Киевской книжной типографии научной книги. 252004, Кнев-4, ул. Репина, <*,
Зак. 1-692.
„ 27О4ООО'МЮ-36О
П М221(04)-91 БЗ-6-13-91
ISBN 5-12-001658-8
. © И-.Р^ ГЦг^ич, В. Р. Рябов, Г. Ф. Деев, 1991
>*_ z* '-•••:< _ предисловие
?У1 , ; Лц. .•»:! J
Ж >М*)ц . «> ’•Ч.ч;ао •„
м . А.Ч) ,, t
ОМ г Г По . й- „и/
' г' >
н. q ’• 41г'
ЯР», < . .. |т л? .., t
| ' xt> < -
^’^rr ,л:: л;
i _> «Н 5* 'H'. fi ) j-
Нг'^'Ч • »' Si, , ‘ ,
И - ‘ 1 . ' i'J.J.
31 *, cr * : д
» 9>kf ч
ST . njtfuq:; И
• <>«' здошдлн ..
" •• хчте ’• ч
' 1'« ;ИЗ у- • ,
I- -llRjyzWt '
Поверхностные явления играют решающую роль в образовании прочных связей
при соединении различных металлов. От величины поверхностного и межфазного на-
тяжений зависят форма шва, получаемого при сварке, и ширина валика, наплавляе-
мого за один проход. Величина поверхностного натяжения металла и шлака, меж-
фазного натяжения на границе металл — шлак существенно влияет на отделяемость
шлаковой корки, имеющей особое значение при многослойной сварке или наплавке
под слоем флюса.
Связь поверхностных свойств металла и формы сварного шва подтверждается
экспериментально. Установлено, что с уменьшением величины межфазного натяже-
ния наплавленный валик получается более плоским. Влияние сил поверхностного
натяжения на формирование корня стыковых швов отмечено в работах [105, 203,
256, 290].
В последние годы значительно увеличилось число работ, посвященных изучению
закономерностей растекания жидких металлов по поверхности твердых, проведенно-
му с привлечением современных методов исследований и обработки результатов из-
мерений.
Смачивание поверхности твердого тела жидкостью в большинстве случаев изу-
чается в условиях равенства температур твердой и жидкой фаз. Такое «изотермиче-
ское» смачивание для многих систем исследован® в достаточно широком диапазоне
температур, причем температура основы и расплава поддерживается постоянной,
выше температуры плавления жидкой фазы или равной ей. Наиболее распространен-
ным для изучения смачивания вследствие относительной простоты эксперимента и
надежности полученных данных в настоящее время является «капельный» метод, при
котором исследуемый расплав берется в малом количестве (0,5—5 г) и в виде капли
приводится в контакт с подложкой. Преимущество данного метода также в том, что
до приведения в контакт подложку и навеску можно подогревать раздельно, что He-
к. юшет их взаимодействие в процессе нагрева.
Однако некоторые технологические процессы (пайка, металлизация, напыле-
ние и др.) осуществляются в условиях, когда температура основного металла ниже
температуры приводимого с ним в контакт расплава. При этом на границе раздела
фаз протекают физико-химические процессы, осложняющиеся тем, что температура
жидкой фазы понижается, а температура твердой — повышается. Это не позволяет
считать процесс взаимодействия фаз равновесным, протекающим с изотермическим
смачиванием.
В то же время практика работы с простыми системами показывает, что расте-
кание затвердевающего расплава по предварительно подогретой поверхности твер-
дого тела происходит тем лучше, чем выше температура основы (при постоянной
начальной температуре жидкой фазы). Угол, образовавшийся между затвердевшей
каплей и подложкой, в этом случае может, наряду с площадью растекшейся капли,
служить характеристикой способности жидкой фазы смачивать твердую фазу в не-
изотермических условиях. Такое смачивание называется непзотермическим [160].
Необходимо отметить, что хотя основные закономерности смачивания описаны,
механизм и кинетика растекания в условиях реальных систем остаются недостаточно
ясными. До последнего времени отсутствовала информация о растекании алюминия
и его сплавов по металлам группы железа, меди, титана я др. Применительно к свар-
ке плавлением разнородных металлов процессы смачивания до последнего времени
3
практически не изучались. Лишь в работах [244, 308] предпринимались попытки свя-
зать зону смачивания с термическим циклом сварки. В связи с этим особое значение
имеют исследования кинетических закономерностей растекания, определение скорос-
ти процесса и зависимости от различных физико-химических факторов, особенно в
системах, в которых процесс растекания осложнен образованием промежуточных
фаз в зоне контакта.
В предлагаемой книге изложены понятия о поверхностных свойствах и явлени-
ях, наблюдающихся в различных системах металл — шлак, описаны методы опреде-
ления этих свойств и явлений. Основное внимание уделено проявлениям поверх-
ностных свойств н явлений в условиях сварки, их влиянию на различные процессы,
происходящие в сварочной зоне при сварке плавлением и пайке. Значительное место
отведено изучению поверхностных явлений в условиях сварки разнородных и ком-
позиционных металлов, а также вопросам управления поверхностными явлениями
при сварке с целью повышения качества сварных соединений и конструкций.
В основу приведенных материалов положены результаты исследований авторов
книги, а также других отечественных и зарубежных исследователей.
н
л< Л у .
Б.КГ'
ОСНОВНЫЕ УСЛОВНЫЕ
ОБОЗНАЧЕНИЯ
йюп
• гю.- .
Ft'. • ' -
Ьш — ширина шва
С — электрическая емкость
с — концентрация раствора
D — коэффициент диффузии
de — диаметр капли
dg— диаметр электрода
Е — модуль Юнга
F — число Фарадея
g — ускорение свободного падения
Н — высота капли / "
Я — глубина проплавления
h — глубина погружения
/ii, й2 — высота металла
/ — сварочный ток
К — коэффициент растекания «
k — постоянная Больцмана
М — молекулярная масса адсорби-
рованного вещества
т — масса капли
No — число Авогадро
R — универсальная газовая посто-
янная
г — радиус прутка
Т — абсолютная температура
Ua — напряжение на дуге
V — скорость перемещения )!• Я
VCB — скорость сварки . Л.
II7 а — работа адгезии t
Wк — работа когезии |
ё — толщина металла '
Г — адсорбция
у — плотность расплава
"Уп — плотность вещества в пленке
е — плотность заряда на металле
г) — вязкость расплава
6 — краевой угол смачивания
р — химический потенциал
о — коэффициент поверхностного
натяжения
ф — потенциал металла
<рк — угол перехода от основного
металла к наплавленному
х — коэффициент температуропро-
водности
Глава первая
МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
ПОВЕРХНОСТНЫХ СВОЙСТВ И ЯВЛЕНИЙ
Поверхностные свойства (поверхностное и межфазное натяжения)
и поверхностные явления (смачиваемость, адсорбция, электрокапил-
лярные явления) оказывают существенное влияние на многие стороны
процессов сварки и наплавки. Образование дефектов, свариваемость
разнородных металлов и композиционных материалов, гидродинами-
ческие процессы в сварочной ванне и многое другое в той или иной
мере связаны с поверхностными свойствами и явлениями. Поэтому
их необходимо знать и учитывать при разработке техпроцессов свар-
ки и наплавки.
В данной главе описаны методы исследования поверхностных
свойств и явлений, а также дан анализ результатов их определения.
1. Современные представления
Одним из основных свойств жидких и твердых тел является нали-
чие свободной поверхностной энергии, которая проявляется в хоро-
шо известном стремлении жидкости принять форму с минимальной
поверхностью. Это стремление поверхности жидкости к сокращению
обусловлено силами межмолекулярнсго взаимодействия и объясня-
ется следующим образом. Молекулы, находящиеся в объеме жидкос-
ти (рис. 1), окружены со всех сторон другими молекулами и испыты-
вают в среднем одинаковое притяжение во всех направлениях. В иных
условиях находятся молекулы, расположенные на поверхности жид-
кости или вблизи от нее на расстоянии, меньшем радиуса действия
молекулярных сил. В этом случае каждая молекула испытывает при-
тяжение, направленное внутрь и в стороны, и не испытывает уравно-
вешивающего притяжения со стороны газообразной фазы, поскольку
в ней число молекул значительно меньше, чем в жидкости. В резуль-
тате переход молекул с поверхности в объем жидкости преобладает
над переходом молекул из объема на поверхность. Это вызовет умень-
шение числа молекул на поверхности, а следовательно, и сокращение
самой поверхности, которое продолжается до тех пер, пока площадь
поверхности не станет минимальной.
Самопроизвольное сокращение поверхности жидкости без затраты
энергии свидетельствует о существовании свободной энергии поверх-
ности. Значит, для увеличения поверхности жидкости необходимо
совершить некоторую работу. Величина, численно равная работе
Рис. 1. Расположение молекул в
объеме металла и поверхностном
слое.
обратимого изотермического образования единицы поверхности жид-
кого или твердого тела, называется коэффициентом поверхостного
натяжения, или удельной свободной поверхностной энергией. В лите-
ратуре обычно пользуются термином «поверхностное натяжение»/
который является лишь математическим понятием, эквивалентным
понятию свободной поверхностной энергии. Однако пользуясь этим
термином, следует помнить, что реального натяжения вдоль поверх-
ности жидкости не существует.
Свободной поверхностной энергией обладают также поверхности
раздела между любыми соприкасающимися телами, которые могут
быть и жидкими, и твердыми. В этом случае избыток свободной энер-
гии чаще всего называют межфазной свободной энергией. Вели-
чина межфазного натяжения обусловлена преимущественным притя-
жением одной из фаз частиц погра-
ничного слоя. При этом величина меж-
фазного натяжения тем больше, чем
сильнее выражена асимметрия сило-
вых полей.
Образование молекулярных связей
на границе раздела между соприкаса-
ющимися фазами требует затраты ра-
боты на их разделение. Эта работа,
называемая работой адгезии, в случае
соприкосновения двух несмешиваю-
щихся жидкостей равна сумме поверх-
ностных натяжений каждой из фаз
минус межфазное натяжение на гра-
нице раздела и определяется из урав-
нения Дюпре
Wg = -J- св—одв, (1-1)
где ол, св — поверхностное натяже-
ние соответственно фаз А и В; алв — межфазное натяжение на гра-
нице между фазами А и В.
Работу адгезии определить непосредственно нельзя, ее можно лишь
подсчитать по формуле (1.1), предварительно найдя величины о>,
Св и Gab-
В случае разрыва однородной жидкости работа образования но-
вой поверхности, называемая работой когезии, подсчитывается по
формуле
Гк = 2ол.
(1.2)
Следовательно, работа адгезии является мерой взаимодействия час-
тиц на границе раздела двух фаз или тел, а работа когезии характе-
ризует силы связи частиц внутри тела.
Понятия адгезия и когезия применимы как к жидким, так и к
твердым телам. Знание этих величин часто имеет очень важное значе-
ние. поскольку они позволяют судить о соотношении сил притяжения
между молекулами отдельной фазы и между молекулами различных
7
фаз. В частности, смачивание твердого тела расплавом, от кото-
рого во многом зависит качество сварных и паяных соединений,
связано с соотношением между величинами когезии и адгезии рас-
плава к твердому телу.
При попадании жидкости на поверхность твердого тела в зависи-
мости от поверхностного натяжения фаз и межфазного натяжения на
границе соприкосновения жидкость может растекаться или не расте-
каться. При растекании жидкости общее изменение поверхностной
энергии на единицу поверхности
&F — Ож— От—ж От—г, О -3)
где <ък-г — поверхностное натяжение жидкости; от—ж — межфазное
натяжение на границе твердое тело — жидкость; от_г — поверх-
Газ
Рис. 2. Капля жидкости на поверхности твердого тела:
а — хорошая смачиваемость; б — плохая смачиваемость.
ностное натяжение твердого тела. Видно, что свободная энергия си-
стемы уменьшается только в том случае, если выполняется неравенство
От—г ^-> ож—। 4" от—ж. (1 _4j
Следовательно, и сам процесс растекания возможен только в случае
выполнения неравенства (1.4), которое с учетом уравнения Дюпре
можно записать следующим образом:
Га>2ож_Р. (1.5)
Из выражения (1.5) следует, что интенсивность растекания жидкости
повышается с ростом величины адгезии жидкости к твердому телу
и с уменьшением когезии жидкости.
Довольно часто для оценки интенсивности растекания жидкости
пользуются так называемым коэффициентом растекания к = W —
— причем чем больше этот коэффициент, тем лучше растекание.
Поскольку при контакте жидкости с твердым телом (рис. 2) ве-
личина адгезии определяется из уравнения
lFa = ож_г (1 + cos б), (1.6)
об интенсивности растекания можно судить и по величине краевого *
угла, который является важнейшей характеристикой границы раз-
дела трех фаз.
Величина равновесного угла смачивания определяется соотноше-
нием значений удельной свободной энергии
cos б (от_г — от—ж)/ож—г, (1.7)
в
или
cos0 = Ц7а/ож_г— 1. (1.8)
Видно, что смачивание будет хорошим в том случае, когда cos 0 боль-
ше нуля или 0 < л/2. Однако величина 0 зависит не только от со-
отношения между Wa и ож_г, но и от состояния поверхности твер-
дого тела, ее шероховатости, наклона поверхности и т. д. Поэтому
при определении 0 следует учитывать все эти факторы, а также пом-
нить, что при растекании эта величина обычно отличается от равновес-
ного значения.
В случае растекания одной жидкости по поверхности другой этот
процесс, как и при растекании жидкости по поверхности твердого
тела, связан с работой адгезии на границе между жидкостями и ра-
ботой когезии растекающейся жидкости. Необходимым условием рас-
текания жидкости А по поверхности жидкости В является выполне-
ние неравенства
Од Од + Од—в- (1 -9)
При этом интенсивность растекания возрастает с ростом работы адге-
зии и с уменьшением работы когезии жидкости, которая растекается.
' Различие в поведении смачивающей и несмачивающей жидкостей
состоит в том, что у смачивающей жидкости проявляется тенденция
к увеличению площади соприкосновения с твердым телом, а у несма-
чивающей — к уменьшению этой площади. Это связано с тем, что у
смачивающей жидкости приходящаяся на единицу площади энергия
поверхностного слоя, соприкасающегося с твердым телом, меньше,
чем энергия не соприкасающегося с твердым телом поверхностного слоя
жидкости. У несмачивающей жидкости это соотношение обратное.
Различие в величине поверхностной энергии, приходящейся на
единицу поверхности жидкости, связано с тем, что на молекулу по-
верхностного слоя жидкости помимо сил притяжения, действующих
со стороны внутренних ее слоев, действуют еще силы притяжения или
отталкивания со стороны молекул поверхности твердого тела. По-
этому результирующая сила, действующая на молекулы поверхностно-
го слоя жидкости, прилегающего к твердому телу, в зависимости
от направления и величины сил, действующих со стороны молекул
твердого тела, может быть либо меньше, либо больше сил, действую-
щих на молекулы поверхностного слоя жидкости, не контактирующе-
го с твердым телом.
Если в жидкости содержатся молекулы только одного вида, то
свободная поверхностная энергия снижается из-за сокращения по-
верхности до минимума. Однако если в жидкости присутствуют не-
сколько видов молекул, отличающихся напряженностью силового поля,
то снижение ее поверхностного натяжения происходит иначе. Молеку-
лы с более сильными полями стремятся перейти с поверхности жид-
кости в ее объем с большей силой, чем молекулы с менее сильными
полями. Это приводит к тому, что в поверхностном слое жидкости содер-
жание компонентов, которые отличаются слабыми полями моле-
кулярных сил притяжения, более высокое, чем в объеме раствора.
Такое повышение содержания какого-нибудь компонента раствора
или газовой фазы в поверхностном слое называется адсорбцией.
Адсорбция имеет место в каждом случае соприкосновения поверх-
ности с газом или жидкостью. Она происходит при контакте газа с
твердым телом и жидкостью, при контакте жидкости с твердым телом
и другой жидкостью, а в некоторых случаях даже при контакте двух
твердых тел. При этом если содержание компонента в поверхност-
ном слое больше, чем в объеме раствора, то адсорбция называется по-
ложительной, а если меньше — отрицательной.
Поскольку величина поверхностного натяжения связана с составом
поверхностного слоя, она зависит и от величины адсорбции. Количест-
венное соотношение между величиной адсорбции и изменением поверх-
ностного натяжения дает известное адсорбционное уравнение Гиббса
Г =----(1-10)
RT de ' '
Величина da!dc называется поверхностной активностью вещества.
Вещество будет поверхностно-активным, если поверхностное натяже-
ние жидкости убывает с ростом концентрации раствора, т. е. при
drj/dc < 0. В этом случае Г > 0, т. е. адсорбция положительна. Если
же поверхностное натяжение жидкости с ростом концентрации ве-
щества растет (do/ас >0), то Г < 0, т. е. адсорбция отрицательная,
а вещество это — поверхностно-ннактивное.
Как видно из уравнения (1.10), величина адсорбции связана с
концентрацией компонента в растворе и, изменяясь, проходит через
экстремум, причем адсорбция максимальна, если Г > 0, и минималь-
на, если Г < 0.
Определение экстремальной адсорбции представляет значител-ь-
ъый интерес. Например, зная величину максимальной адсорбции
Гтах, можно определить толщину адсорбционного слоя
6=Гп,ахЛ1/у1], (1.11)
а также рассчитать площадь, приходящуюся на одну молекулу в по-
верхностном слое:
5=1/ГтахА0- (1.12)
Такие расчеты позволяют определить, в каком виде адсорбируется
данный компонент на поверхность раствора.
Однако на практике соотношение между концентрацией вещества
в растворе и поверхностным натяжением последнего зачастую нахо-
дят, не определяя величину адсорбции. Исследуя для жирных кис-
лот связь между поверхностным натяжением и концентрацией веще-
ства, Б. Шишковский установил, что эта связь может быть довольно
точно выражена следующим уравнением:
о= о0--^1п[1-t-(F—l)Gv], (113)
где о0 — поверхностное натяжение чистого растворителя; F — i ели-
чина, зависящая от коэффициентов активности компонентов; Sn —
10
площадь, занимаемая грамм-молекулой в поверхностном слое; ск —
концентрация компонента.
Позднее некоторые исследователи обнаружили, что и для отдель-
ных металлических расплавов при изменении в них концентрации
легирующего вещества изменение величины поверхностного натяже-
ния также может быть описано уравнениями типа уравнения Шишков-
ского. Правда, они не всегда бывают справедливыми на всем интерва-
ле изменения содержания вещества. Однако в случае подчинения
процессов в растворе уравнению (1.13), при экстремальной адсорбции
между поверхностным натяжением раствора о и поверхностным на-
тяжением растворителя о, и компонента о2 наблюдается следующая
зависимость [2691: о = (О] 4- о2)/2, т. е. в точке экстремума поверх-
ностное натяжение раствора равно среднеарифметическому значению
поверхностных натяжений обоих компонентов.
Образующиеся при сварке и наплавке с применением флюсов шла-
ки представляют собой растворы, состоящие главным образом из
простых и сложных ионов. Это положение, подтверждаемое различ-
ными фактами, и в первую очередь электролизом и электропроводнос-
тью, возможностью построения гальванических элементов, в кото-
рых электролит— жидкий шлак, свидетельствует о том, что расплав-
ленные шлаки являются сильными электролитами. Однако известно,
что при соприкосновении двух проводящих фаз между ними обычно
появляется разность электрических потенциалов, возникновение ко-
торой тесно связано с образованием двойного электрического слоя.
Различают Три возможных механизма образования двойного электри-
ческого слоя. Во-первых, образование его может быть результатом
различия в скоростях перехода положительно и отрицательно за-
ряженных частиц из одной фазы в другую. Во-вторых, образование
двойного электрического слоя возможно в случае, когда заряженные
частицы почти не переходят из одной фазы в другую, но обладают
различной адсорбционной способностью. При этом на поверхности
раздела сосредоточиваются преимущественно частицы одного знака,
которые и определяют знак внешней половины двойного слоя. И на-
конец, двойной электрический слой может образоваться в результа-
те ориентации на поверхности жидкости нейтральных молекул, со-
держащих электрические диполи.
При контакте расплавленных металла и шлака возникновение двой-
ного электрического слоя происходит следующим образом. Ионы,
содержащиеся в металле и шлаке, при соприкосновении фаз стремят-
ся перейти из одной фазы в другую, и переход этот определяется раз-
личием энергий связи частицы с обеими фазами. Однако переход час-
тиц приведет к нарушению электронейтральности обеих фаз, а так
как в проводниках избыточные заряды выталкиваются на поверхность,
то на границе раздела металл — шлак появится двойной электриче-
ский слой и возникнет связанный с ним скачок потенциала.
Величина межфазного натяжения в общем случае определяется
энергией химических связей поверхностных частиц одной фазы с час-
тицами другой, силами Ван-дер-Ваальса, а также электростатическим
взаимодействием избыточных зарядов в двойном слое. Следовательно,
11
изменяя потенциал металла с помощью внешнего электрического поля,
можно изменить и величину межфазного натяжения. Изменение гра-
ницы между соприкасающимися фазами с применением потенциала
межфазного натяжения при поляризации и составляет суть электро-
капиллярных явлений. Зависимость между величиной межфазного
натяжения на границе жидкий металл — электролит и потенциалом
поверхности жидкого металла называется электрокапиллярной
кривой.
Если при поляризации электрода концентрации всех компонентов,
кроме потенциалопределяющих, остаются почти постоянными, изме-
нение межфазного натяжения с потенциалом описывается известным
уравнением Липпмана
do =—edcp. (1-14)
В этом случае электрокапиллярная кривая обычно имеет вид пара-
болы, обращенной вершиной вверх.
Из уравнения (1.14) следует, что по наклону кривой о = / (<р)
можно определить плотность заряда на металле, причем в точке мак-
симума электрокапиллярной кривой do/dtp = 0, т. е. заряд поверх-
ности равен нулю. Дифференцируя уравнение (1.14), можно найти
емкость двойного электрического слоя
dzldq = d^o/dq1 = С. (1-15)
Однако уравнение (1.14) справедливо лишь для систем, в которые
входят расплавленные соли или водные растворы, характеризующие-
ся незначительным переходом частиц через границу раздела. При по-
ляризации металла, находящегося в контакте с оксидным расплавом,
обычно изменяется не только потенциал, но и концентрация ионов
в приэлектродных слоях. Поскольку взаимная растворимость фаз
в этом случае весьма значительна, о чем свидетельствуют большие
(до 1000 А/см2) значения токов обмена между металлом и оксидным
расплавом, изменение концентрации ионов существенно влияет на
величину межфазного натяжения. Это подтверждается, в частности,
повышенной чувствительностью формы электрокапиллярной кривой
к концентрации частиц, отличающихся высокой поверхностной актив-
ностью на межфазной границе.
В силу этого при описании электрокапиллярных кривых в систе-
мах с оксидными расплавами следует пользоваться уравнением [142]
k т
do = — e + lF ni(rt +г«эп)]с1ф— 2 = ГДр„ (1.16)
i=i z=*+i
где т — общее число компонентов в системе; k — число компонен-
тов, равновесие которых смещается с потенциалом; Г£ , Г£эл — ад-
сорбция Его компонента на межфазную границу со стороны соответ-
ственно металла и электролита.
В уравнении (1.16) выражение в квадратных скобках представ-
ляет собой адсорбцию компонентов, равновесие которых смещается с
потенциалом, а последнее слагаемое учитывает адсорбцию компонен-
тов, равновесие которых не связано с поляризацией. Поскольку в
12
' системах с оксидными расплавами изменение величины межфазного
натяжения в значительной мере зависит от наличия в приэлектродных
слоях поверхностно-активных компонентов, форма электрокапилляр-
ных кривых для таких систем обычно отличается от параболической
I [142].
Следует отметить, что электро капиллярные явления, очевидно,
должны играть заметную роль при дуговой сварке с применением
флюса, при сварке покрытыми электродами и электрошлаковых про-
цессах, поэтому изучение этих явлений представляет особый интерес.
Изложенные вопросы подробно рассмотрены в работах В. К. Се-
менченко, Н. К. Адама, Ю. В. Найдича и других авторов [1, 142,
172, 269].
2. Поверхностные свойства
металлических расплавов
Рис. 3. Измерение поверхност-
ного натяжения методом вися-
щей капли.
Методы определения поверхностного натяжен 1я жидкостей делятся
на две группы: динамические и статические. Наибольшее распростра-
нение благодаря большей точности эксперимента получили стати-
ческие методы.
Из довольно большого числа извест-
ных методов измерения поверхностного
натяжения [1, 142] для высокотемпера-
турных исследований наиболее пригодны
методы максимального давления в пу-
зырьке, лежащей капли, а также методы
висящей капли и массы капель [126, 142,
364]. В последнее время для определе-
ния величины поверхностного натяжения
стали применяться метод «большой кап-
ли» и некоторые другие методы, особен-
ности которых рассмотрены ниже.
Метод висящей капли. Обычно им
пользуются для измерения поверхност-
ного натяжения тугоплавких металлов
[364] и оксидов [159] при их температуре
плавления. Пруток из исследуемого ма-
териала, нагреваясь от различных ис-
точников (в печи [318], электронным
лучом [205, 328, 3581), плавится, и на
его конце образуется капля (рис. 3),
определив размеры которой, можно вы-
числить поверхностное натяжение
oM_r = ygdt/Hf, (117)
где Hf — функция от отношения ds диаметра, расположен н эго на
высоте, равной максимальному диаметру dt к максимальному диа-
метру. Эксперименты по определению поверхностного натяжения не-
которых тугоплавких металлов и оксидов показали, что электронно-
13
лучевой нагрев позволяет получать довольно точные результаты
[328, 358].
Метод массы капель. Для этого метода характерны простота и
легкость обработки эксперимента. При проведении исследований кап-
ля с торца прутка отрывается в тот момент, когда силы тяжести ста-
новятся несколько выше сил поверхностного натяжения. Величина
поверхностного натяжения чаще всего рассчитывается по формуле
oM_r=^F, (1.18)
где F — поправочный коэффициент, который учитывает разницу
между массами капли, образовавшейся на торце прутка, и оторвав-
шейся капли.
Метод массы капли известен
давно, но в последнее время при-
менялся лишь в работах 1205,318,
328]. Хотя он и позволяет при
определении поверхностного на-
тяжения избежать контакта изу-
чаемого материала с материалом
тигля (подложки), недостатки,
присущие этому методу, затруд-
няют его использование. К этим
Рис. 4. Измерение поверхностного натя- недостаткам, в первую очередь,
жения методом лежащей капли. относится необходимость регу-
лировать процесс образования
и отрыва капли, так как только медленное ее образование поз-
воляет получить относительно точные результаты. Кроме того,
при проведении экспериментов по данной методике на точность заме-
ра может оказывать влияние даже незначительная вибрация. Сущест-
венным недостатком метода является также то, что он позволяет на-
ходить величину поверхностного натяжения лишь при температуре
плавления исследуемого материала.
Метод лежащей капли. Форма свободно лежащей капли определя-
ется действием сил тяжести и поверхностного натяжения. Поэтому
зная размеры капли, можно найти и величину поверхностного натя-
жения. Несмотря на значительную трудоемкость метода, в послед-
нее время он находит широкое применение, что обусловлено
такими его достоинствами, как довольно высокая точность, возмож-
ность измерения поверхностного натяжения при различных температу-
рах, отсутствие в расчетных формулах краевого угла.
Капля, лежащая на подложке из огнеупорного материала, фото-
графируется, а затем на негативе или фотографии определяют её
размеры: максимальный диаметр d и расстояние h от плоскости кап-
ли, имеющей максимальный диаметр, до вершины капли (рис. 4). Зная
эти размеры, можно по графикам или таблицам найти величину по-
верхностного натяжения. В случае использования графиков, что го-
раздо проще, расхождение в определении величины поверхностного на-
тяжения не превышает 1,5—2,5 %.
14
Рис. 5. Влияние первоначальной фор-
мы навески металла на величину по-
верхностного натяжения для системы
сталь У8А — азот (Т = 1803 К).
Точность измерения поверхностного натяжения расплавов по
данному методу повышается, если (А. с. № 1288550, СССР) помимо
максимального диаметра капли находить еще и радиус кривизны в
вершине капли.
Размеры капель необходимо определять в расплавленном состоя-
нии, так как при кристаллизации металла изменяются не только их
размеры, но и форма, поэтому измерение размеров затвердевших ка-
пель может привести к ошибке в определении поверхностного натяже-
ния на 20—30 % и более. Ошибка в результате измерения застывших
капель будет особенно большой, если в состав атмосферы входят
газы, растворяющиеся в расплавленном металле и выделяющиеся
из него при кристаллизации, например азот В этом случае в капле
металла образуются поры, что при-
водит к весьма значительному изме-
нению размеров капли.
Следует отметить, что при про-
ведении экспериментов по данному
методу полученные результаты за-
висят также от массы капли, мате-
риала подложки и способа ее по-
лучения. Так, по данным [356], по-
ристость подложки не должна пре-
вышать 30—35 %, масса капли
5 г (по нашим данным, 7 г для ме-
талла и 3,5 г для шлака). Кроме
того, при недостаточном времени
точность измерения зависит от первоначальной формы металлической
навески (рис. 5). Согласно [356], целесообразно использовать цилин-
дрические образцы с отношением диаметра к высоте, равным единице.
Метод максимального давления в пузырьке. Поверхностное натя-
жение определяется следующим образом Капиллярную трубочку
из материала, инертного по отношению к расплаву, погружают в пос-
ледний и измеряют максимальное давление, необходимое для обра-
зования пузыря на торце трубки. Для трубочки с малым радиусом
можно считать, что образующийся пузырек имеет форму, близкую к
полусфере (рис. 6). Суммарное давление, при котором образуется
пузырек газа на конце трубочки, складывается из гидростатического
Ph и давления Р&,
тяжения. Тогда
выдержки расплавленной капли
которое определяется силами поверхностного на-
Следовательно,
Ph + Ро = ghy + 2olr. (1.19>
суммарное давление зависит от глубины
погружения трубочки в расплав, плотности расплава, поверх-
ностного натяжения и радиуса трубочки. Если жидкость смачивает
трубочку, то при расчете за радиус принимают внутренний ее ради-
ус, а если не смачивает, то наружный.
Метод максимального давления в пузырьке широко применяется для=
измерения поверхностного натяжения и металлов, и шлаковых распла-
вов, однакоон имеет ряд недостатков. Так, при большом диаметре трубо-
15
чек (трубочки диаметром около I мм забиваются металлом и заплавляют-
ся) в формулу приходится вводить поправочные коэффициенты, учиты-
вающие отклонение формы пузыря от сферической, а также воздействие
силы тяжести на пузырек, что затрудняет расчет. При проведении
экспериментов необходимо точно знать глубину погружения трубочки
в расплав, изменение уровня расплава в тигле из-за вытеснения жид-
кости из трубочки и формирования газового пузырька на срезе труб-
ки, учитывать депрессию или капиллярное поднятие, если расстояние
между трубочкой и внутренней стенкой тигля сравнительно невелико.
Неучет этих особенностей при определении поверхностного натя-
жения может привести к ошибке в несколько процентов. Исключить
некоторые из этих факторов можно,
применив тигли диаметром около
100 мм [215, 3041. Глубину погруже-
ния трубки в расплав можно не учи-
тывать, если взять две трубки разного
диаметра и погружать их в расплав
на одинаковую глубину (метод Саг-
дена). Однако при этом все равно при-
ходится учитывать изменение уровня
жидкости.
Несмотря на указанные недостат-
ки, метод максимального давления в
пузырьке чаще других применяется
при определении поверхностного на-
тяжения расплавов.
Метод «большой капли». Метод ха-
рактеризуется высокой точностью из-
мерения — до 0,5 %. Капля жидкого
металла находится не на плоской под-
Рис. 6. Измерение поверхностного
натяжения методом максимального
давления в газовом пузырьке. ложке, а в огнеупорной чашке. Сим-
метричность капли обеспечивается
тиглем с острыми ровными краями, образующими окружность,
что имеет большое значение для точности эксперимента. Каплю,
выступающую из тигля (рис. 7), легко сфотографировать и изме-
рить. Краевой угол 0 зависит от степени смачивания материала
тигля расплавом; а — угол среза кромки тигля. Устойчивая кап-
ля образуется в широком диапазоне значений угла ф, определяе-
мого неравенством а < ф < 0. А так как угол а может быть доведен
до 10—20°, то этим методом можно пользоваться при определении
поверхностного натяжения расплавов, хорошо смачивающих мате-
риал тигля.
Метод плавки металла во взвешенном состоянии. Метод основан на
.взаимосвязи между частотой колебания капли металла и поверхност-
1ным натяжением [65]. Отклонение формы капли от равновесной сфе-
рической фиксируется высокоскоростной кинокамерой. Зная массу
.капли т и частоту колебаний со, величину поверхностного натяжения
'металла определяют по формуле ом_г = 4 лтсо2.
- — -о
I16
Рис. 7. Измерение поверхностного на-
тяжения методом большой капли.
С целью уменьшения влияния гравитационных сил на форму кап-
ли опыты рекомендуется производить на каплях массой 0,5—1 г.
Преимущества данного способа: отсутствие контакта расплавленного
металла с тиглем (подложкой); отсутствие в расчетной формуле плот-
ности металла; возможность определения поверхностного натяжения
металлов при высоких температу-
рах. Однако сложность установки,
необходимость синхронной кино-
съемки капли в двух проекциях,
возможность вращения капли вслед-
ствие неравномерности электромаг-
нитного поля индуктора затрудняют
использование данного метода при
определении поверхностного натя-
жения расплавленных металлов.
Кроме перечисленных методов,
для определения поверхностного
натяжения расплавленных метал-
лов иногда применяются методы
капиллярного поднятия, отрыва
кольца, втягивания вертикальной
пластины (цилиндра), определения
формы мениска, диспергирования
твердого материала под действием
высокотемпературного газового потока (А. с. № 1242767, СССР), од-
нако они используются сравнительно редко.
Оптимизация расчетов при определении поверхностного натяже-
ния металлов методами висящей или лежащей капли позволяет 1335]
повысить точность замера величины ом_г.
3. Межфазное натяжение
При измерении межфазного натяжения используют в основном
метод лежащей капли в двух его разновидностях. В первом случае
применяется рентгеносъемка капли жидкого металла, покрытой шла-
ком [229 , 230], если плотности контактирующих фаз заметно отлича-
ются друг от друга. Возможность длительной выдержки системы
металл — шлак при постоянной температуре позволяет исследовать
систему в состоянии равновесия при любой наперед заданной темпе-
ратуре. Трудоемкость метода, сложность подбора материала тигля,
одинаково стойкого к воздействию шлака и металла, искупаются воз-
можностью получения весьма точных результатов при определении
величин межфазного натяжения.
Обмер капель в застывшем состоянии 1149] позволяет исключить
рентгеносъемку и упростить эксперимент, но может привести, по тем
же причинам, что и при определении ом_г, к значительным ошибкам.
Зная размеры капли, величину межфазного натяжения находят
по таблицам или графикам, как и в случае определения поверхност-
ного натяжения по методу лежащей капли.
2 1-635 ] БIБ ЛI от F!' д "1 17
Другая разновидность данного метода заключается в том, что кап-
ля жидкого шлака помещается на поверхность расплавленного ме-
талла [168]. Материал тигля должен быть стойким лишь к металлу,
и съемку капли можно проводить обычной фотокамерой. Недостатки
этого способа — малое время существования капли шлака на поверх-
ности металла, необходимость замера краевого угла, что приводит к
дополнительной ошибке [269], и малая пригодность при исследова-
нии межфазного натяжения на границе хорошо смачивающихся фаз.
Кроме метода лежащей капли для определения межфазного натя-
жения в системе металл — шлак применяют и метод взвешивания
капель [319]. Металлический пруток, прикрепленный к весам, помеща-
ется в печь, причем нижний конец его погружается в тигель со шла-
ком. Зная массу оторвавшейся капли, по формуле (1.18) подсчитыва-
ют величину межфазного натяжения. Данному способу исследования
межфазного натяжения присущи те же недостатки, что и способу
определения поверхностного натяжения по этой методике. Тем не
менее согласно данным работы [162], авторы которой несколько
усовершенствовали этот метод, и при использовании метода массы
капель можно получить довольно точные результаты.
В работах по исследованию межфазного натяжения чугуна на
границе со шлаком СаО — А12О3 — SiO2 [199, 200] использован метод У-
максимального давления с обращенным капилляром. Синтеркорун- t
довая трубка со впаянным капилляром из того же материала спуска-
ется в тигель с жидким металлом. Внутри трубки находятся жидкий /у
металл и шлак. В трубке медленно создается разрежение, вследствие «•-
чего капля металла проникает в измерительную трубку, преодолевая
межфазное натяжение на границе металл — шлак. Зная величину
разрежения Р и радиус капилляра г, межфазное натяжение можно
найти по формуле ,
ом_ш = Р/72. (1.2$
В это уравнение не входит поправка на глубину погружения трубки
в тигель, а это возможно в том случае, если давление на мениск ме-
талла в капилляре со стороны шлака уравновешено давлением ме-
талла в тигле, т. е. = у21г2, где hlt h2 — высота металла в тигле
и шлака в трубке над мениском металла в капилляре при максималь-
ном разрежении в измерительной трубке: у2 — плотности металла
и шлака.
Однако этот метод при определении межфазного натяжения в си-
стеме черный металл — шлак применялся лишь в работах [199,200].
Предложен способ (А. с. № 409115, СССР) определения межфазного
натяжения, когда капли исследуемых жидкостей с экваториальными
диаметрами приводят в соприкосновение и замеряют контактный
угол Р между ними. Величину межфазного натяжения рассчитывают
по формуле ом_ш = Vо£_г + (^_г + 2стм_г ош_г cos р. Однако
при таком способе измерения ом_ш необходимо предварительно опре-
делить поверхностные натяжения ом_г и ош_г.
Следует отметить, что в условиях сварки вследствие малого вре-
мени контакта расплавленных металла и шлака равновесное состоя-
s [“
ние в системе металл — шлак, как правило, не достигается. Поэтому
для сварочных процессов характерно динамическое межфазное натя-
жение, которое меньше статического и определяется химическим вза-
имодействием между металлом и шлаком или переходом компонентов
через межфазную границу.
Величину динамического межфазного натяжения можно опреде-
лить методом рентгеновской съемки лежащей капли. Более прост
метод [169], который позволяет найти разность статического и дина-
мического межфазных натяжений Аом_ш измерением электроконтакт-
ным способом высоты капли металла в двух последовательных состоя-
ниях При этом Аом_ш = ^-g Ду (Н\ — Н%), где Ау — разность
плотностей металла и шлака; Нг, Н2 — высота капли металла в
начальный и конечный моменты. Абсолютную же величину динами-
ческого межфазного натяжения можно определить методом вращаю-
щегося тигля [169]. В этом случае с помощью киносъемки фиксиру-
ется изменение диаметра линзы шлака на поверхности металлической
ванны, и с использованием градуировочных графиков в каждый момент
времени определяется площадь контакта фаз и межфазное натяжение
4. Эпектрокапиллярные явления
и смачиваемость
При исследовании электрокапиллярных явлений в системе чер-
ный металл — шлак применяются в основном метод обращенного ка-
пилляра и метод лежащей капли, дополненный рентгеносъемкой.
В случае применения метода лежащей капли эксперимент прово-
дится следующим образом. Капля металла, которая является поляри-
зующимся электродом, находится на подложке, имеющей отверстие,
через которое к капле подводится электрод. Сверху в шлак вводится
вспомогательный электрод, который, чтобы избежать контакта с ле-
жащим выше шлаковым слоем, заключен в корундовую трубочку.
Ток, протекающий через электролитическую ячейку, образованную
исследуемым электродом (каплей металла), вспомогательным элек-
тродом и электролитом, изменяет потенциал капли. При этом кон-
струкция измерительной ячейки может быть любой, но она должна
обеспечить равномерное распределение тока на поверхности поляри-
зуемого электрода. Для представленной на рис. 8 электролитической
ячейки форма и площадь поверхности вспомогательного электрода
мало влияют на равномерность поляризации 187[.
В качестве источника тока используют аккумуляторные батареи.
Потенциал капли замеряют с помощью электрода сравнения, через
который ток не проходит. Электрод сравнения помещают в тот же
тигель, где находится капля металла, или в дополнительное отделе-
ние. Шлак, находящийся в этом отделении, не должен содержать окси-
дов изучаемого металла.
Метод лежащей капли при исследовании электрокапиллярных яв-
лений несколько усовершенствован в работах [25, 85, 87, 88]. Если
в первых работах [112, 180] потенциал капли измерялся в период
9*
19
прохождения тока через электрическую ячейку, то в последующих
исследованиях применен коммутаторный метод измерения потенциала.
С помощью коммутатора постоянный поляризующий ток превращает-
ся в прерывистый. Во время отключения поляризующего тока комму-
татор автоматически замыкает измерительную цепь, и измерение по-
тенциала производится при отсутствии в цепи поляризующего тока.
Следовательно, омическое падение напряжения в электролите равно
нулю и не искажает результаты измерения. При использовании ком-
мутаторного метода измерения потенциала быстропадающая часть по-
ляризации замеряется с помощью осциллографа.
Рис. 8. Принципиальная схема установки для исследования электрока-
лиллярных явлений в системе черный металл — шлак [87р
1 — электрод сравнения; 2 — вспомогательный электрод; 3 — корундовая труб-
ка; 4 — графитовый тигель; 5 — шлак; 6 — капля металла; 7 — подложка нз
плавленой магнезии; 8 — столбнк серебра; 9 — графитовый электрод; 10 — уголь-
ный порошок; 11 — подвод тока к металлу; 12 — осциллограф; 13 — коммутатор;
14 — нуль-гальванометр; 15 — нормальный элемент; 16 —• потенциометр ППТВ-1;
17 — переключатель полюсов.
Измерительная ячейка при исследовании электрокапилляр ных
явлений методом обращенного капилляра (рис. 9) мало отличается
от установки для измерения межфазного натяжения по данной мето-
дике. При изучении электрокапиллярных явлений добавляется лишь
два электрода, с помощью которых через электролитическую ячейку
пропускается электрический ток. Один из электродов предназначен
для поляризации металла, находящегося в капилляре, и погружается
в тигель с металлом; другой, защищенный корундовой трубочкой
от шлака, соединяется с металлом внутри трубки. После установления
определенной величины поляризации постепенно создают разрежение
внутри трубки. Капля металла проникает в измерительную трубку,
преодолевая межфазное натяжение на границе металл — шлак, в ре-
зультате чего цепь замыкается. Так как поверхность металла внутри
трубки больше поверхности металла в капилляре примерно в 50 раз,
металл в капилляре является практически поляризованным электро-
дом. Потенциалом поляризованного электрода принимается разность
между приложенным напряжением, отмеченным по вольтметру, и па»
20
^значительной мере,
некоторую ошибку
подвергается
в результаты
К насосу
Шлак
Рис. 9. Исследование электрокапил-
лярных явлений методом обращенного
капилляра:
/ — корундовая трубка; 2 — тигель с
расплавленным металлом; 3 — манометр;
4, 5 — электроды.
дением напряжения в измерительной ячейке. Последнее равно про-
изведению сопротивления электролитической ячейки на величину
поляризующего тока. Роль электрода сравнения при этом методе
выполняет металл, находящийся в трубке.
Каждый из методов исследования электрокапиллярных явлений
имеет достоинства и недостатки. Метод обращенного капилляра более
прост в исполнении и не требует создания сложной экспериментальной
установки. Однако то, что в процессе опыта изменяется площадь по-
верхности капли, является существенным недостатком этого метода.
Кроме того, электродом сравнения здесь служит металл, находящий-
ся в трубке, который, хотя и в н
поляризации, а это может внести
опыта.
Недостаток метода лежащей кап-
ли, кроме сложности проведения
эксперимента, заключается в том,
что поверхность капли металла до-
вольно велика, а эго требует при-
менения повышенного тока для ее
поляризации. Преимущество мето-
да в том, что поверхность капли
во время опыта почти не меняется.
Кроме того, при использовании
данного метода можно выдержать
всю систему до установления посто-
янного потенциала на исследуемом
электроде, что важно, так как по-
стоянное значение потенциала, со-
ответствующее определенной плот-
ности тока, устанавливается не сра-
зу [1].
Для изучения смачивания твер-
дых подложек расплавом обычно
применяют боковую киносъемку
или вертикальное фиксирование
капли расплава на поверхности подложки. При боковой киносъемке
есть возможность наряду с изменением диаметра капли расплава фи-
ксировать и изменение со временем контактных углов.
Иногда смачиваемость поверхности твердых тел определяют
(А. с. № 935750, СССР) путем размещения капли жидкости между
плоскопараллельными поверхностями двух разных по составу образ-
цов.
Однако обычные методы исследования смачиваемости твердых
металлов расплавленными, которые, как правило, проводятся в изо-
термических условиях, не пригодны для изучения смачиваемости при-
менительно к способам сварки плавлением, так как для последних
характерны неизотермичность системы расплав — подложка, а так-
же влияние дугового разряда или другого источника тепла на меж-
фазную границу. —- ‘•4а“
21
/Чтобы провести эксперименты в условиях, близких к сварочным,
нами разработана и изготовлена специальная установка [2741, прин-
ципиальная схема которой описана в параграфе 2 гл. 3.
5. Результаты изучения
поверхностных свойств металлов
Поверхностное натяжение — одно из основных свойств жидкого
металла — давно привлекает внимание исследователей, и его изуче-
нию посвящено большое число экспериментальных и теоретических
работ, результаты которых обобщены в виде обзорных статей и моно-
графий [142, 226, 2691. Однако если работы по определению поверх-
ностного натяжения легкоплав-
ких металлов (ртуть, олово, сви-
нец) проводились уже в прошлом
столетии [1421, то поверхностные
свойства железа и его сплавов
исследованы сравнительно недав-
но. Первые работы по определе-
нию поверхностного натяжения
сплавов на основе железа в рас-
плавленном состоянии выполне-
ны Ф. Зауэрвальдом с сотрудни-
ками в 1929 г., но они не были
связаны с какими-либо опреде-
ленными практическими задача-
ми и имели лишь познавательный
характер. Отечественные иссле-
дователи, и в числе первых
И. А. Андреев, Б. В. Старк,
С. И. Филиппов, измеряли по-
верхностное натяжение для изу-
Рис. 10. Влияние массового содержания
углерода на поверхностное натяжение же-
леза по данным различных исследовате-
лей:
1 — L339J; 2 — 1921; 3 — [1381; 4 — 11431.
чения процессов раскисления
и обезуглероживания, для уста-
новления взаимосвязи между величиной поверхностного натяже-
ния жидкой стали и ее технологическими свойствами в твердом со-
стоянии и для решения других практических задач. Эти исследования
явились отправной точкой в изучении поверхностных явлений в
связи с различными процессами металлургии. За сравнительно ко-
роткое время выполнено довольно большое число работ, и интерес
к изучению этого вопроса не ослабевает.
Поскольку на практике приходится иметь дело не с чистыми ме-
таллами, а с их сплавами, основным направлением в исследованиях
было определение влияния отдельных компонентов на поверхностное
натяжение расплавов. Эксперименты, проведенные отечественными
и зарубежными исследователями, показали, что поверхностное натя-
жение металлических расплавов зависит от того, какие элементы на-
ходятся в них и в каком количестве, а также от температуры и газовой
среды.
22
< Несколько работ посвящено изучению влияния углерода на по-
верхностное натяжение железа. Их авторы получили существенно
отличающиеся результаты, некоторые из них представлены на
рис. 10.
Анализ результатов всех работ, посвященных исследованию влия-
ния углерода на поверхностное натяжение железа, позволяет пред-
положить, что наиболее достоверные сведения получены в работах
[38, 43, 97, 124, 3021, согласно которым углерод обладает незначи-
тельной поверхностной активностью в сплавах Fe—С. Такое заключе-
ние можно сделать потому, что в работе [336] исходное железо было
недостаточно чистым, о чем свидетельствует довольно низкое перво-
начальное значение его поверхностного натяжения. Отсутствие влия-
ния углерода на поверхностное натяжение железа, отмеченное в ра-
боте [339], можно объяснить только тем, что авторы этих работ
считали плотность расплава при изменении содержания в нем С неиз-
менной. Однако, по данным [295], введение углерода в железо пони-
жает его плотность. Незначительная поверхностная активность угле-
рода в сплавах Fe—С обнаружена и нами [82].
Если относительно поверхностной активности углерода в железе
существуют различные мнения, то поверхностная активность серы в
железе и сплавах на основе железа не вызывает сомнений. Всеми ав-
торами, изучавшими влияние серы на поверхностное натяжение рас-
плавов, отмечена ее высокая поверхностная активность [39, 40, 124,
339], хотя по абсолютной величине значения поверхностного натяже-
ния при одних и тех же концентрациях серы, полученные различными
исследователями, несколько отличаются друг от друга. При исследо-
вании поверхностной активности серы в сплавах на основе железа
обнаружена зависимость ее поверхностной активности от наличия
в расплаве различных примесей. Значительной поверхностной ак-
тивностью в расплаве железа обладают селен и теллур [268].
Изучение влияния фссфсра на поверхностное натяжение покавало,
что фосфор является поверхностно-активным компонентом как в тех-
нически чистом железе [58, 93, 226], так и в сплавах Fe—С [57] и
и Fe—О [37]. При этом его поверхностная активность зависит от со-
держания в железе углерода и кислорода. Повышение концентрации
углерода в расплаве Fe—С приводит к снижению поверхностной актив-
ности 157], а повышение содержания в железе кислорода, наоборот,
увеличивает активность фосфора. Подобная зависимость поверхност-
ной активности фосфора от наличия в расплаве С и О2 свидетельству-
ет о том, что адсорбция фосфора сопровождается образованием в по-
верхностном слое фосфорно-кислородных комплексов, которые и
определяют величину поверхностного натяжения расплава.
Большое число работ посвящено исследованию влияния различ-
ных легирующих добавок (Si, Мп, Ti, Сг — и т д.) на поверхност-
ное натяжение железа. Работы по изучению влияния кремния на
поверхностное натяжение показали, что кремний является поверхно-
стно-активным компонентом в бинарных сплавах Fe—Si [61, 213].
Несколько большей поверхностной активностью в расплавленном
железе обладает марганец [198, 302], при этом поверхностная
23
активность Si и Мп изменяется при наличии в расплаве третьего
элемента [40, 228].
Исследование сплавов железа с никелем показало, что увеличе-
ние содержания Ni в расплаве приводит к росту поверхностного на-
тяжения 1147, 302]. По данным работы [147], где, судя по величине
поверхностного натяжения растворителя, применяли недостаточно
чистое железо, никель при концентрациях до 5 % практически не
влияет на поверхностное натяжение. Однако в системе Ni — С — Fe
при содержании углерода около 1,6 % в вакууме и на границе с газо-
вой смесью из водорода и гелия повышение содержания Ni приводит
к снижению поверхностного натяжения расплава 1346]. По этим же
данным, введение кобальта в железоуглеродистый сплав вначале при-
водит к снижению поверхностного натяжения, а повышение содержа-
ния его более чем на 12 % вызывает рост поверхностного натяжения.
В тройной системе Fe — Ni — Со, не содержащей углерода, согласно
данным [90], рост концентрации никеля и кобальта приводит к повы-
шению поверхностного натяжения расплава.
Исследование влияния титана и ванадия на поверхностное натя-
жение показало, что эти элементы являются инактивными в железе
и железоуглеродистых сплавах ИЗО, 277, 278]. Введение ванадия
в низкоуглеродистую сталь повышает поверхностное натяжение [318].
Увеличение содержания в железе вольфрама и молибдена, подобно
титану и ванадию, также вызывает рост поверхностного натяжения
[303].
В отличие от Ti, V, Мо и W, хром в чистом железе является по-
верхностно-активным элементом [130, 302, 3031. Введение же его в
низкоуглеродистую сталь, по данным 1318], приводит к росту ее поверх-
ностного натяжения. Однако из работы [ 11 ] следует, что хром в же-
лезоуглеродистом сплаве, содержащем около 1 % С, является поверх-
ностно-активным элементом. При этом поверхностная активность
хрома в системе Fe — С —- Сг выше, чем в системе Fe — Ст.
Экспериментально установлена также поверхностная активность
алюминия в чистом железе [8].
В связи с применением для легирования сталей редкоземельных
элементов изучалась поверхностная активность этих элементов в же-
лезе и сталях. Установлено, что церий и лантан являются поверхност-
но-активными элементами как в чистом железе, так и в сталях [23,
37, 54]. Бор же, по данным работы [45], при содержании его в стали
и чистом железе до 0,1 % не влияет на поверхностное натяжение рас-
плава и лишь при содержании его около 50 % (ат.) поверхностное на-
тяжение железа резко падает [282]. Однако в сталях Х15Н25 и
12ХМФ [451 отмечена поверхностная активность бора при повыше-
нии содержания его примерно до 0,01 %.
Несколько работ посвящено исследованию влияния растворимых
в металле газов (О2, N2, Н2) на поверхностное натяжение расплава.
Во всех работах, в которых рассматривалось влияние кислорода
на поверхностное натяжение железа и сплавов на основе железа,
отмечена его значительная поверхностная активность [38, 124, 147,
302, 339], которая оказалась наибольшей из всех исследованных эле-
24
ментов. Правда, авторы работы [3391 установили, что при низких
концентрациях сера обладает большей поверхностной активностью,
чем кислород, а при высоких — пониженной. Однако этот вывод
не подтвержден работами других исследователей. К тому же в силу
меньшей электроотрицательности серы по сравнению с кислородом
гтомы серы, попадая в железо, должны меньше деформировать элек-
тронное облако атомов железа, а следовательно, вызывать и меньшее
ослаоление во взаимодействии между атомами железа, чем кислород.
Поэтому кислород должен сильнее снижать поверхностное натяжение
железа, чем сера, т. е. обладать большей поверхностной активностью»
в расплаве при любых равных концентрациях.
Рис. 11. Влияние массового содержа-
ния азота на поверхностное натяжение
железа и его сплавов с углеродом:
а — по данным [91]; б — по данным [28k
1 — Fe; 2 — Fe— С.
It
Изучение влияния азота на величину поверхностного натяжения по-
казало, что азот’ является поверхностно-активным элементом как в
чистом железе, так и в бинарных сплавах на основе железа [28, 91,
3391. Правда, при этом получены несколько отличающиеся результа-
ты. По данным [911, увеличение концентрации Si, Мп и С в расплаве
снижает поверхностную активность азота (рис. 11, а). Однако дан-
ные работы [28] свидетельствуют о том, что в присутствии угле-
рода в расплаве поверхностная активность азота не снижается, а
даже несколько возрастает по сравнению с его поверхностной актив-
ностью в чистом железе и практически не зависит от концентрации
углерода (рис. 11, б). Результаты наших исследований [801 совпали
с данными, представленными в работе [91]. т>, .
2&
Поскольку установлена зависимость поверхностной активности
.азота от наличия в железе второго компонента 128, 91], особое значе-
ние приобретают исследования поверхностной активности азота в
многокомпонентных системах, с которыми приходится иметь дело
на практике. Однако таких работ очень мало. Известна работа [139],
в которой исследовалось влияние азота на поверхностное натяжение
стали Х15Н25М. При этом отмечено, что повышение концентрации
азота в данной стали вызывает рост ее поверхностного натяжения.
Влияние газов на поверхностное натяжение сталей исследовано так-
же в работах 1108, 216].
Кроме поверхностной активности кислорода и азота в сплавах
на основе железа исследовалось влияние водорода на поверхностное
Рис. 12. Влияние водорода на поверхностное натяжение железа с различным
содержанием углерода [92]: ;
1 — 0.03 %: 2 — 0,8 %; .9 — 1,2 %: 4 — 1,6 %; 5 — 4 %.
натяжение железа и некоторых его сплавов [12, 92]. В этих работах бы-
ли получены отличающиеся результаты. Например, по данным 112],
водород не проявляет поверхностной активности в чистом железе
и в сплаве Fe—Мп, а в сплавах Fe—-Si, Fe—S и Fe—P он является
поверхностно-активным элементом. В сплавах Fe—С водород, по
результатам этой же работы, будет поверхностно-активным лишь
при температурах ниже 1783—1823 К, а при более высоких темпера-
турах влияние его на поверхностное натяжение железоуглеродистого
расплава не отмечено. В то же время другие авторы [92] установили,
что водород является поверхностно-активным элементом в армко-же-
лезе и сплавах Fe—С при 1948 К и поверхностная активность его за-
висит от содержания углерода в расплаве. Повышение концентрации
углерода снижает поверхностную активность водорода, и при его со-
держании 1,5 % водород становится ииактивным (рис. 12). В отноше-
нии поверхностной активности водорода в сплаве Fe—Si в работе [92]
26
указано, что уже при наличии в расплаве 0,5 % Si водород не изме-
няет поверхностного натяжения расплава.
Несмотря на то что в работах [12, 92] получены различные данные
о поверхностной активности водорода в бинарных сплавах на основе
железа, эти результаты свидетельствуют о влиянии на нее присутству-
ющих в металле примесей. Однако поверхностное натяжение зависит
не только от состава металла, но, как показали многочисленные ис-
следования, и от температуры расплава. Установлено, что величина
и знак температурного коэффициента da/dT определяются составом
металла и газовой фазы. Так, поверхностное натяжение чистого же-
леза в среде инертного газа с ростом температуры уменьшается, в то же
время на границе с азотом поверхностное натяжение чистого железа,
по данным [28], повышается с ростом температуры.
Поверхностное натяжение сплава Fe—С в инертной среде повыша-
ется с ростом температуры до 1823 К. Дальнейший рост температуры
расплава до 1923 К вызывает снижение поверхностного натяжения ме-
талла, а выше 1923—1943 К температурный коэффициент расплава
становится снова положительным 138, 143]. Если газовой фазой будет
азот, то температурный коэффициент для железоуглеродистых спла-
вов не меняет знака при повышении температуры и остается все время
положительным 128]. Увеличение температуры, по данным [28],
повышает также поверхностное натяжение сплавов Fe—Ni, Fe—Мп,
Fe—S, Fe—P, расплавленных в атмосфере азота.
Температурный коэффициент для сплавов Fe—Si на границе
с азотом изменяет свой знак при температуре порядка 1773 К [28].
При температурах ниже 1823 К температурный коэффициент для
данной системы отрицательный, а при температурах выше 1823 К —
положительный. Растет величина поверхностного натяжения при по-
вышении температуры сплавов Fe—S и Fe—С—S на границе с инерт-
ным газом 139, 40] и сплава Fe—С—Ti в среде водорода [278]. На
границе с водородом отмечен положительный температурный коэф-
фициент и для сплава Fe—Р [121. В работе [12] отмечено, что поверх-
ностное натяжение сплава Fe—S в среде водорода не изменяется при
изменении температуры.
Исследование температурной зависимости поверхностного натя-
жения сплава Fe—Mr—С в инертной среде показало, что в этом слу-
чае поверхностное натяжение расплава уменьшается при повышении
температуры начиная с 1823 К 140].
Для решения многих практических задач зачастую необходимо
внать поверхностное натяжение промышленных сталей и сплавов.
Данные о поверхностных свойствах некоторых наиболее часто при-
меняемых при производстве сварных конструкций сталей и сплавов
приведены в табл. 1, составленной на основании наших исследований
и данных работ [108, 215, 2161.
Межфазное натяжение в системе металл — шлак. Несмотря на
значительный интерес исследователей к изучению межфазного натяже-
ния в системе металл — шлак, лишь разработка методик, позволя-
ющих определять величины ом_ш Для металлов в расплавленном со-
стоянии [166, 168, 321], дала возможность провести пяд интересных
27
Таблица 1. Значения поверхностного натяжения и температурного
коэффициента расплавленных металлов
Металл Условия проведения опыта °M—Г’ мДж/мг мДж/(м2- К) Метод измере* НИЯ ***
Среда и контакти- рующие с распла- вом материалы Температу- ра, К
Армко-железо Н2, ZrO2 1823 1395 Нет свед. 4
Не, ZrO2 1823 1285 » 4
Ar, MgO 1803—2003 1280 * —0,66 2
Не, MgO 1803—2003 1286 * —0,5 2
N2, MgO 1803—2003 1029 * +0,27 2
СО, MgO 1803—2003 1214 * —0,5 2
н2, MgO 1803—2003 1185 * —0,45 2
СО, AAgO 1803—2003 1022 * —0,69 2
н2, MgO 1803—2003 1140 * —0,125 2
Св-10ГС Ar, MgO ’803—2003 1125 * —0,7 2
He, MgO 1803—2003 1133 * —0,56 2
N2, MgO 1803 1097 Нет свед. 2
1853 979 » 2
1903 1027 » 2
1953 1007 » 2
2003 986 » 2
CO, MgO 1803—2003 1097 * —0,56 2
H2, MgO 1803—2003 1120 * —0,24 2
Св-08 Ar, MgO 1803—2003 1279 * —0,68 2
He, MgO 1803—2003 1260 * —0,64 2
N2, MgO 1803—2003 1039 * +0,15 2
CO, MgO 1803—2003 1170 * —0,46 2
H2, MgO 1803—2003 1210 * —0,43 2
Св-08Г2С Ar, MgO 1803—2003 1120 * —0,69 2
He, MgO 1803—2003 1126 * —0,78 2
N2, MgO 1803 1076 Нет свед. 2
1853 1041 » 2
1903 1056 » 2
1953 1040 » 2
2003 1034 » 2
08Х20Н10Г6 Ar, MgO 1803—2003 1234 * —0,48 2
He, MgO 1803—2003 1230 * —0,5 2
N2, MgO 1803—2003 1272 * —0,76 2
CO, MgO 1803—2003 961 * -0,75 2
H2, MgO 1803—2003 1359 * +0,145 2
У8А Ar, MgO 1803—2003 1186 * +0,25 2
He, MgO 1803—2003 1176 * +0,33 2
N2, MgO 1803—2003 НИ * —0,41 2
CO, MgO 1803—2003 1153 * +0,35 2
H2, MgO 1803—2003 1314 * +0,07 2
СтЗ Ar, MgO 1803—2003 1264 * —0,63 2
He, MgO 1803—2003 1261 * —0,67 2
N», MgO 1803—2003 1016 * +0,14 2
CO, MgO 1803—2003 1148 * —0,52 2
H2, MgO 1803—2003 120! * —0,41 2
08Ю He 1823—1843 1395 Нет свед.
10ХСНД He 1823—1843 1380 »
Сталь 50 He 1823—1843 1280 »
ШХ-15 Ar 1823 1630 »
Сталь 20 He 1823 1340 » 5
40Х He 1823 1370 5
Сталь У9А He 1823 1460 » &
28
Продолжение табл. 1
Металл Условия проведения опыта °м—г- мДж/м15 doM_r/d7, мДж/(м* • К) Метод измере- ния ***
Среда и ко iтакти- рующие с распла- вом материалы Температу- ра, К
18ХНЗМА Не 1823 1470 » 5
ЗОХГСА Не у 1823 1310 » 5
060Х18Н12 Не 1823 1250—1440 » 5
Г13Л Не 1823 1130—1200 » 5
Г13ФЛ Не 1823 1250 » 5
ВТ 1-00с Аг । 1973 1521 » 3
н2 1973 1482 » 3
ВТбсв Аг 1973 1459 » 3
н2 1973 1394 » 3
ВТ14св Аг 1973 1462 » Q о
н2 1973 1386 » 3
ВТ20св Аг 1973 1496 » 3
н2 1973 1428 » 3
Титан (99,0 %) Вакуум 1953 1588+6 » 4
Титан Алюминий » 2000 1510 » 3
(99,99 %) Аг, силлиманит 933 855 » 1
Н2, силлиманит 933 915 » 1
Алюминий н2 933—1823 930 —2.4 2
Аг 973 1091 Нет свед. 1
Аг, графит 973—1573 867 ** —0,125 2
Не, графит 973—1573 871 ** —0,123 2
Н2, графит Вакуум, графит 973—1573 866 ** -0,195 2
973—1373 883 ** —0,127 2
Сплав АВ Аг, графит 973—1573 861 ** —0,105 2
Не, графит 973—1573 859 *’ —0,106 2
Н2, графит Вакуум, графит 973—1573 849 *’ —0,13 2
973—1373 872 ** —0,133 2
Сплав АД-33 Аг, графит 973—1573 851 ** —0,13 2
Не, графит 973—1573 851 ** —0,142 2
Н2, графит Вакуум, графит 973—1573 840 ** —0,133 2
973—1373 874 ” —0,12 2
Сплав АК-5 Аг, графит 973—1573 842 ** —0,13 2
Не, графит 973—1573 848 ** —0,152 2
Н2, графит 973—1573 843 *• —0,157 2
Вакуум, графит 973—1373 868 ** —0,135 2
* Т = 1803 к.
*♦ Т = 273 К-
*** Методы измерения поверхностного натяжения: 1 —определение максимального давления в
газов м пузырьке; 2 — лежащей капли; 3 — определение массы капли; 4 — висящей капли; 5 —
большой капли.
работ в этом направлении. Первые экспериментальные работы, в кото-
рых получены достоверные результаты, проведены О. А. Есиным,
С. И. Попелем, Ю. П. Никитиным с сотрудниками в 1950—1951 гг.
В более ранних исследованиях, например в работе [149], межфазное
натяжение определяли, замерив размеры капель металла, застывших
в шлаке, что приводило к значительным ошибкам и снизило практи-
ческую ценность этих работ.
29
Установлено, что величина межфазного натяжения зависит как
от состава металла, так и от состава шлака и определяется силами
взаимодействия контактирующих фаз. Введение углерода в железо
приводит к снижению межфазного натяжения (рис. 13) как на гра-
нице с многокомпонентным шлаком СаО—SiO2—MgO—А12О3—CaF2,
так и на границе со шлаком из трех компонентов СаО—SiO2—А12О3
[231] и А12О3—SiO2—A'lnO [167]. При этом влияние углерода, внесен-
ного в металл, на межфазное натяжение более заметно, чем его влияние
на поверхностное натяжение.
Сера, являющаяся поверхностно-активным элементом на границе
металл— газ, проявляет значительную поверхностную активность
и в системе металл — шлак. Введение серы в железо и стали замет-
но снижает межфазное натяжение на границе с различными шлако-
Рис. 13. Влияние массового содержа-
ния углерода на величину межфазно-
го натяжения в системе сплав Fe —
С — оксидный расплав [167]:
1 — 65 % МпО, 5 % А12О3, 30 % SiO2;
2 — 45 % МпО, 25 % A12Os, 30 % SiOz;
3 — 45 % МпО, 5 % А12О3, 50 % SiO2.
выми системами 1180, 278]. Введе-
ние серы в шлак или одновремен-
ное введение ее в шлак и металл,
по данным работы [278], вызывает
снижение межфазного натяжения.
Уменьшение величины межфазно-
го натяжения на границе железа
со шлаком СаО—SiO2—МпО при
введении в шлак сульфидов каль-
ция и марганца наблюдали при до-
бавках сульфидов в шлак любого
исходного состава [166]. Лишь по
данным [180], повышение содержа-
ния серы в шлаке, состоящем из СаО
и А12О3, не привело к снижению
пм_ш, а вызвало даже некоторый
рост его величины; авторы работы
[348] установили также, что в усло-
виях равновесия сера инактивна на
межфазной границе чугун — шлак.
Подобно углероду, капиллярно-
активным элементом на границе
металл — шлак является и фосфор. Введение фосфора в железо приво-
дит к снижению его межфазного натяжения на границе со шлаковым
расплавом СаО—А12О3—SiO2 [231]. Изучение межфазной границы
сплава Fe—Рсо шлаком МпО—SiO2 также обнаружило зависимость
величины межфазного натяжения от содержания в металле фосфора.
Межфазное натяжение убывало при повышении концентрации фос-
|фора в железе до 1 %, дальнейший рост содержания Р мало влиял на
межфазное натяжение. Введение в шлак, состоящий из МпО и SiO2,
добавок Р2О5 при постоянном содержании фосфора в металле также
вызвало снижение межфазного натяжения [166].
Существенное влияние на величину межфазного натяжения оказы-
вает кислород [135, 223, 353]. Это обусловлено высокой поверхностной
активностью растворенного в металлле кислорода. Даже при сравни-
|тельно низкой концентрации О2 в объеме металла содержание его
30
б поверхностном слое значительно. Обогащение поверхностного слоя
металла кислородом приводит к уменьшению различия в строении
поверхностных слоев металла и оксидной фазы, что вызывает усиле-
ние связи между контактирующими фазами и снижение межфазного
натяжения. Особенно интенсивно снижение межфазного натяжения
при небольшом содержании кислорода в металле. Повышение содер-
жания кислорода в стали ШХ-12 более чем на 0,0036 % уже не ока-
зывает заметного влияния на межфазное натяжение стали на границе
с фтористыми флюсами. Присутствие в металле азота изменяет ка-
пиллярную активность кислорода [241.
На величину межфазного натяжения влияют и другие легирую-
щие добавки, вносимые в металл. При этом влияние одних и тех же
компонентов на поверхностное и межфазное натяжение неодинаково.
Так, если титан и ванадий повышают поверхностное натяжение желе-
за и его сплавов с углеродом, то введение этих же элементов в металл
снижает его межфазное натяжение на границе со шлаковым распла-
вом [318], причем при введении 10—30 % Ti или V величина меж-
фазного натяжения значительно меняется во времени, прежде чем
наступит равновесие в системе.
Исследование влияния хрома, молибдена, вольфрама, растворен-
ных в металле, на величину межфазного натяжения показало, что
увеличение содержания Ст снижает межфазное натяжение металла
на границе с белым сталеплавильным шлаком, флюсом АН-348А
[318] и бинарным шлаком СаО—А12О3 [162]. Повышение в железе кон-
центрации Мо снижает, а содержание W повышает величину меж-
фазного натяжения на границе со шлаками СаО—А12О3 и белым ста-
леплавильным [162].
Довольно много работ посвящено изучению влияния на межфаз-
ное натяжение марганца и кремния, введенных в металл [64, 164,
165, 230, 231]. При исследовании бинарных сплавов Fe—Si и Fe—Мп
обнаружено, что Мп и Si снижают межфазное натяжение и проявляв
ют при этом большую капиллярную активность, чем на границе с га-
зом [64]. Исследованы также некоторые тройные металлические си-
стемы, в которые входили кремний или марганец, на границе с различ-
ными шлаками. При этом оказалось, что замена железа хромом в
тройной системе Fe — Si — Сг при постоянном содержании Si при-
водит к незначительному росту межфазного натяжения на границе
со шлаковым расплавом SiO2—А1гО3—СаО [281, а рост содержания
Si в сплаве Fe—Сг приводит к снижению межфазного натяжения [24].
Уменьшение последнего при увеличении концентрации Si в металле
отмечено также для сплава Fe—С—Si на границе со шлаком SiO2—
МпО—А12О3 [165].
Поскольку состав шлаков также влияет на величину межфазного
натяжения, то многие исследования посвящены изучению влияния
отдельных компонентов шлака на межфазное натяжение. При этом на-
иболее детально изучены изменение стм_ш при замене компонентов
и изменения их соотношения в шлаковых системах СаО — А12О3, СаО —
SiO2, СаО — А12О3 — SiO2, А12О3 — МпО — SiO2, МпО —Si02
— СаО на границе с железом, чугуном и некоторыми сталями.
31
Исследование изменения содержания отдельных компонентов в шлаке
СаО—А12О3—SiO2 на границе с железом показало, что при замене SiO2
наСаО и А12О3 межфазное натяжение несколько увеличивается [231],
причем наблюдаемое увеличение более значительно при замене SiO2
на СаО. Замена SiO2 на СаО вызывает рост межфазного натяжения
и в случае контакта бинарной шлаковой системы СаО — А12О3 с чугу-
ном. Такие же результаты получены и при исследовании межфазного
натяжения на границе шлакового расплава СаО—А12О3 со сталями
ЗОХГСА, 40ХНМА [112]. И здесь введение SiO2 приводило к сниже-
нию межфазного натяжения, а введение MgO вызывало некоторый
рост его величины. Увеличение межфазного натяжения при замене
SiO2 на СаО и А12О3 является результатом изменения заряда поверх-
ности металла. Как показали исследования, замена SiO2 на СаО
в шлаке СаО—SiO2—А1.2О3 при малом содержании в шлаке FeO при-
водит к существенному снижению отрицательного заряда поверх-
ности железоуглеродистого сплава, контактирующего со шлаком,
что вызывает рост межфазного натяжения. Подобное снижение вели-
чины заряда поверхности металла происходит и при замене SiO2
на А12О3 [179].
Более заметное влияние на межфазное натяжение на границе
железа и его сплавов с различными шлаками оказывает введение в
шлак закиси железа [77, 135 , 262]. Замена закисью железа СаО, как,
впрочем, и любых других компонентов, входящих в состав шлака,
приводит, хотя и в разной мере, к снижению межфазного натяжения.
Уже небольшие добавки значительно изменяют последнее. Так, при
наличии в шлаке, состоящем в основном из СаО и SiO2, FeO в коли-
честве 1,3 % межфазное натяжение составляет 1060 мДж/м2, однако
повышение концентрации FeO всего на 2,9 % вызывает уменьшение
межфазного натяжения на 200 мДж/м2 [223].
Значительной капиллярной активностью на границе металл —
шлак обладает закись марганца. Исследование межфазного натяжения
в системах, в которых шлаки состояли из MnO, SiO2 и А12О3, а метал-
лической фазой было железо и сплав Fe—Si, выявило, что замена в
шлаке как SiO2, так и А1аО3 на МпО приводит к снижению межфаз-
ного натяжения [168, 165]. Уменьшается его величина и при замене
СаО на МпО в шлаке, состоящем из MnO—SiO2—СаО [165]. Замече-
но, что влияние МпО на ом_щ несколько меньше влияния FeO. Более
высокая капиллярная активность закиси железа подтверждается
ростом межфазного натяжения между железом и шлаком при замене
в шлаке (FeO—МпО—Fe2O3) закиси железа на МпО. Введение МпО
вместо FeO в силикатный расплав SiO2—FeO—МпО—MgO также
повышает межфазное натяжение 1232].
В нескольких работах исследовалось влияние оксида натрия на
межфазное натяжение [86, 88, 223, 230]. Замена SiO2 на Na2O в шла-
ковом расплаве SiO2—Na2O приводит к снижению ом_ш сплава
Fe—Si. Подобное влияние Na2O на межфазное натяжение отмечалось
[230] и при замене оксидом натрия СаО в системе чугун — шлак
(СаО—А12О3—SiO2). Однако, по данным [88, 223], Na2O не обладает
высокой капиллярной активностью на границе металл — шлак, а
22
наблюдаемое некоторое снижение межфазного натяжения при повы-
шении содержания Na2O в шлаке объясняется ростом концентрации
в нем FeO.
Влияние TiO2 на межфазное натяжение, исследованное А. А. Де-
рябиным и Л. Н. Сабуровым, показало, что обогащение шлака из
СаО, А12Оя и SiO2 диоксидом титана приводит к незначительному сни-
жению межфазного натяжения между железом и шлаком.
Кроме состава контактирующих фаз, величина межфазного натя-
жения зависит от температуры, при которой находится система ме-
талл — шлак, и, по-видимому, состава газовой фазы на границе со
шлаком, покрывающим металл.
Изучению влияния температуры на межфазное натяжение посвя-
щено сравнительно мало работ [77, 79, 112], а влияние окислительно-
восстановительного потенциала газовой среды изучалось, насколько
известно, лишь в одной работе [222]. Исследования показали, что
с повышением температуры межфазное натяжение может значитель-
но изменяться. По данным 127, 77, 791, с ростом температуры оно
убывало, а в работе 1163] отмечено некоторое повышение межфазного
натяжения сплава Fe—Ain—Р на границе со шлаком (SiO2—МпО —
Са—MgO).
Исследованию зависимости адгезии между шлаком СаО—А12О3
и платиной от состава газовой фазы посвящена работа [222], в которой
установлено, что увеличение восстановительного потенциала газо-
вой фазы приводит к росту работы адгезии. Поскольку работа адгезии
равна сумме поверхностных натяжений обеих фаз минус межфазное
натяжение на границе раздела, то ее увеличение свидетельствует о
снижении именно межфазного натяжения, так как поверхностное
натяжение шлака практически не зависит от парциального давления
кислорода РОг в газовой фазе и влияние Рог на адгезию целиком
обусловлено особенностями границы металл — шлак.
Связь между межфазным натяжением и составом газовой фазы
авторы работы [222] объясняют, используя данные физики твердого
тела, нестехиометричностью оксидов и зависимостью соотношения
между числом атомов металла и кислорода от окислительно-восста-
новительного потенциала окружающей среды, хотя нестехиометрич-
ность шлаковых расплавов пока не имеет экспериментальных под-
тверждений. Однако если нестехиометричность оксидных шлаковых
расплавов имеет место, то увеличение восстановительного потенциала
газовой фазы должно привести к появлению в шлаке квазисвободных
электронов. При этом увеличится обмен электронами между металлом
и шлаком, а это вызовет усиление взаимодействия контактирующих
фаз и снижение межфазного натяжения.
Таким образом, выявлена зависимость величины межфазного натя-
жения от состава металла и шлака, температуры системы и состава
газовой среды. Однако результаты исследований межфазного натя-
жения зачастую не могут быть полностью применены к сварочным
процессам, в первую очередь вследствие отличия сварочных шлаковых
систем от металлургических. Если металлургические шлаки состоят
чаще всего из SiO2, СаО, А12О3, MgO, то для большинства сварочных
3 1-635
33
флюсов, используемых при электродуговой сварке, а также шлаков,
образующихся при сварке покрытыми электродами, основными ком-,
понентами являются SiO2 и МпО. Эти компоненты составляют часто
и основу неметаллических включений. Поэтому из большого числа
работ, проведенных металлургами, известны лишь несколько 1164,
165, 167, 168, 232, 353], в которых исследованы системы, по своему со-
ставу близкие к сварочным. Кроме того, большинство исследований
межфазного натяжения в системе металл — шлак выполнены при тем-
пературах, близких к температуре плавления металла. В свароч- ;
ных же процессах температура системы металл — шлак значительно
выше; например, на стадии капли она достигает 2473—2573 К [237],
а в сварочной ванне в случае сварки низкоуглеродистой стали под
флюсом АН-348А она близка к 2043 К [2971.
Применительно к сварочным процессам до настоящего времени
проведено всего несколько исследований межфазного натяжения на
границе металл — шлак [266, 270, 284 , 294 , 819, 321]. С. Б. Якобаш-
вили и И. И. Фруминым определено межфазное натяжение сталей
(Св-08, Св-08Г2С, ЗИ-701, Св-08ХГСМФ, 10X9, 10Ф13) на границе
с некоторыми промышленными флюсами [319]. Кроме того, межфазное
натяжение армко-железа на границе с флюсами (ЛПИ-2, ОСЦ-45,
АН-42, 48-ОФ-6) исследовалось в работах [270, 319]. Изучению меж-
фазного натяжения на границе металл — флюс, который представлял
собой бинарный сплав на основе CaF2, посвящены работы [266, 319].
Следует отметить, что в силу особенностей применяемой методики в
работе [319] при исследовании межфазного натяжения одновремен-
но с изменением состава шлака менялась и температура, при которой
определяли величину межфазного натяжения. Это не позволяет кате-
горически утверждать, что причиной изменения межфазного натяже-
ния было изменение состава шлака или изменение температуры. Тем:
не менее проведенные эксперименты, являясь одними из первых ра-
бот по изучению межфазного натяжения применительно к сварочным
процессам, имеют большое значение. В результате не только исследо-
вано межфазное натяжение, но и установлена связь между величиной
последнего и отделимостью шлаковой корки от валика, что имеет
и практическое значение.
В работе [284] исследовано межфазное натяжение на границе
металл — шлак, образующейся при расплавлении покрытых электро-
дов УОНИ 13/55, АНО-9 и ВСЦ-44. Установлено, что от величины
ом_ш зависит возможность выполнения сварки на спуск.
Межфазное натяжение в системе шлак (CaF2 — SiO2 — А12ОЧ —
— MgO) — сталь типа ЭП690 изучалось в работе [294], а для флюсов
АН-26, АН-18 и АНФ-14 —в работе [120]. Кроме того, нами исследо-
вано [77, 79] межфазное натяжение стали Св-08 на границе с бинарны-
ми шлаками на основе SiO2 и с тройными шлаками на основе
SiO2—МпО. Установлено,что наиболее заметное влияние на величину
<тм_,„ в системе сталь Св-08 — бинарный шлак оказывают FeO, МпО,
СаО и MgO, причем СаО и MgO повышают ом—ш,а FeO и МпО — сни-
жают. Замена SiO2 на Na2O, К2О, А12О3 и ТЮ2 изменяет величину-
ом_ш незначительно. '
34
В тройном шлаке введение вместо SiO2 оксидов А12О3, MgO и СаО
повышает межфазное натяжение, причем глинозем изменяет ом_ш в
меньшей мере, a MgO — в наибольшей. Введение в тройной шлак
Na2O, К2О, ТЮ2 и FeO приводит к снижению величины ом_ш- При
этом чем дальше в приведенном ряду расположен оксид, гем сильнее
его влияние на ом_ш. Повышение температуры системы приводит
к снижению величины межфазного натяжения для всех исследован-
ных систем, и снижение это весьма заметно.
Наши данные о влиянии компонентов шлака и температуры на
межфазное натяжение в системе сталь Св-08 — шлак представлены
в табл. 2.
Электрокапиллярные явления. В настоящее время ионная теория
строения шлаков является общепризнанной, поскольку она позволяет
лучше, чем молекулярная теория, объяснить различные эксперименталь-
ные данные. Ионная теория не отрицает существования как свободных,
так и связанных оксидов, но она отрицает их молекулярную основу
и утверждает, что структурными единицами являются не электроней-
тральные молекулы, а заряженные ионы. Это положение, подтвержда-
емое различными фактами, и в первую очередь электролизом и элек-
тропроводностью шлаков, доказывает, что расплавленные шлаки яв-
ляются сильными электролитами [109]. Тогда взаимодействие ме-
талла со шлаком следует рассматривать как электрохимическое.
Это имеет целый ряд экспериментальных подтверждений [111], од-
ним из которых является наличие электрокапиллярных явлений в
системе расплавленный металл — шлак.
Наличие скачка потенциала на границе расплавленный металл —
шлак позволило предположить, а затем и экспериментально дока-
зать, что наложение внешнего электрического поля приводит к изме-
нению межфазного натяжения [112, 180].
В первых исследованиях электрокапиллярных явлений в системе
черный металл —шлак использовался метод рентгеносъемки капли
металла, лежащей под шлаком. Электрокапиллярные явления изу-
чались в системе чугун —шлак, шлак состоял из SiO2, Na2O, СаО
и А12О3. При этом получены лишь катодные ветки электрокапилляр-
ной кривой, причем изменен) е содержания углерода в металле и изме-
нение состава шлака обнаружили влияние состава контактирующих
фаз на изменение натяжения в зависимости от потенциала металла.
Дальнейшие исследования подтвердили зависимость хода электро-
капиллярных кривых от состава металла и шлака и выявили также
лишь катодные ветви кривой для сплавов Fe—Р с содержанием фос-
фора 10,6 и 19,8 %, контактирующими со шлаками СаО—А12О3—SiO2
и СаО—А12О3—SiO2—Na2O [1801.
В более поздних работах, использовался метод максимального
давления с обращенным капилляром, для систем чугун — шлак
(СаО — SiO2 — А12О3) получены и катодная, и анодная ветви электро-
капиллярной кривой [198—200]. Это позволило автору усомниться
в надежности методики выполненных ранее работ. К недостаткам ме-
тода лежащей капли отнесены довольно большая поверхность и зна-
чительная сила поляризующего тока. В этих же работах [198 —200]
з;
35
Т а б л и ц a 2; 'Значения межфазного натяжения и температурного
коэффициента в системе 4сталь Св-08 — шлак, определенные методом
лежащей капли
Шлак Массовое со- держание шлака % Температура, К °М—Ш> мДж/м‘ а°м-ш/‘г7'- мДж/(м2- К)
SiO2 40 1823—1923 1150 (Т = 1823 К) —3,34
СаО 60
SiO2 50 1803—1903 1086 (Г = 1823 К) —3,1
СаО 50
SiO2 60 1803—1853 1042 (Т = 1823 К) —3,02
СаО 40
SiO2 60 1853—1903 1198 (Т = 1853 К) —3,41
MgO 40
92 1853—1903 979 (Т = 1853 К) — 1,01
8
SiO2 50 1803—1903 763 (Г = 1803 К) — 1,91
MnO 50
so2 30 1803—1903 648 (Г = 1803 К) — 1,5
MnO 70
SiO2 38 1803—1903 414 (Т = 1803 К) —0,95
FeO 62
SiO2 89,5 1853—1903 996 (Т = 1813 К) — 1,38
TiO2 10,5
SiO2 92 1803—1903 950 (Т = 1803 К) — 1,2
K2O 8
SiO2 83 1803—1853 935 (Т = 1803 К) — 1,3
K2O 17
SiO2 75 1803—1853 924 (Т = 1803 К) — 1,06
K2O 25
SiO2 92 1803—1853 945 (Т = 1803 К) — 1,3
Na2O 8
SiO2 83 1803—1853 940 (Т = 1803 К) — 1,14
Na2O 17
SiO2 75 1803—1903 933 (Т = 1803 К) — 1,17
Na2O 25
SiO2 50 1803—1908 770 (Т = 1803 К) — 1,4
MnO 40
Na2O 10
SiO2 50 1803—1903 755 (Т = 1803 К) — 1,64
MnO 40
K2O 10
SiO2 50 1803—1903 785 (Т = 1803 К) — 1,11
MnO 40
TiO2 10
SiO2 50 1803—1903 833 (Т = 1803 К) —1,62
MnO 40
A J 2O3 10
SiO2 50 1803—1903 907 (Т = 1803 К) —2,85
MnO 40
MgO 10
SiO2 50 1803—1903 863 (Т = 1803 К) —2,45
MnO 40
CaO 10
SiO2 50 1803—1903 633 (Т = 1803 К) —0,72
MnO 40
FeO 10
36
исследовали влияния добавок в чугун Si и Мп и изменения соотноше-
ния между компонентами шлака на характер электрокапиллярных
кривых. При этом установили, что при любом составе изученных
систем электрокапиллярные кривые имели максимум, катодную и
анодную ветви, в отличие от работ [112, 180], где получены лишь ка-
тодные ветви.
Однако новые опыты [85, 87, 88], проведенные А. А. Дерябиным
и С. И. Попелем и дополненные, в отличие от работ [112, 180], комму-
таторным измерением потенциала капли, также обнаружили лишь
катодные ветви электрокапиллярной кривой для системы чугун —
шлак (А12О3 —SiO2 —СаО). Лишь для стали ШХ-15 и сплава, со-
держащего 1,3 % углерода, наблюдались максимум и анодная связь
[87]. Существование анодных ветвей электрокапиллярной кривой при
поляризации этих металлов авторы объяснили пониженным содер-
жанием в них углерода и, как следствие этого, возможностью рас-
творения в них кислорода. Чтобы подтвердить это предположение,
проводили опыты по изучению электрокапиллярных явлений на гра-
нице меди, серебра и золота со шлаком А12О3 — СаО — SiO2. Выбор
металлов продиктован различной растворимостью в них кислорода.
При этом для золота, которое почти не растворяет кислород, не по-
лучено анодной ветви, в то время как для меди, которая растворяет
кислород, получили и анодную, и катодную ветви электрокапилляр-
ной кривой [85]. Результаты исследования позволили авторам ут-
верждать, что метод рентгеносъемки лежащей капли пригоден для
изучения электрокапиллярных явлений, а вид полученных при этом
электрокапиллярных кривых объясняется не недостатками методики,
а особенностями исследуемых систем.
Кроме влияния постоянного тока на величину межфазного натя-
жения в системе металл — шлак исследовано и влияние переменного
тока [88]. Оказалось, что величина межфазного натяжения практи-
чески не зависит от переменного тока, протекающего через границу
металл — шлак.
Таким образом, большинство работ проведено для системы чугун —
шлак и лишь в работе [87] исследовались электрокапиллярные яв-
ления для систем, где металлической фазой были сталь ШХ-15 и же-
лезоуглеродистый сплав с 1,3 % С. Однако при сварке чаще всего
применяются низкоуглеродистые стали, такие, как Св-08, Св-08Г2С
и Св- 10ГС и т. д., а системы имеют другой состав шлака и другие, более
высокие температуры. Важной особенностью этих систем в условиях
дуговых и электрошлаковых сварочных процессов является наличие
на межфазных границах внешнего электрического поля. В связи с этим
рассмотрение влияния электрического тока, протекающего через
границу металл — шлак, на межфазное натяжение представляет для
сварщиков особый интерес. Очевидно, что такие исследования помо-
гут понять некоторые явления в сварочных процессах, которые до
сих пор не имеют достаточно обоснованных объяснений. К ним
относятся, например, зависимость размера электродных капель от
полярности тока, влияние полярности на пористость сварных швов
и т. д.
37
Чтобы исследовать электрокапиллярные явления в системе ме-
талл — шлак применительно к сварочным процессам, необходимо
знать плотность тока на различных участках границы металл — шлак.
Экспериментальные методы, применяемые для нахождения вели-
чины тока, протекающего через шлак при сварке под флюсом [151],
не позволяют найти плотность тока на различных участках границы
между расплавленными металлом и шлаком. Между тем именно от
плотности тока зависит интенсивность изменения величины межфаз-
ного натяжения. Поэтому для определения плотности тока в этом
случае целесообразно применять расчетные методы.
Ранее [71 ] нами рассмотрено распределение тока на границе рас-
плавленный электродный металл — шлак при условии, что расплав-
ленный флюс является однородной изотропной средой, а рассматрива-
емая область — цилиндрической. Однако в реальных условиях элек-
тропроводность шлака, которая зависит от его температуры, в разных
точках различна. Поэтому целесообразно определить, как распреде-
ляется ток на границах электродного металла и металла сварочной
ванны со шлаком с учетом, что рассматриваемая область является ко-
нической, а электропроводимость флюса х изменяется от 0,4 до
2,2 См/мм (это отвечает 1132] электропроводимости флюса 48-ОФ-6
соответственно при 1773 и 2573 К)-
Приняв, что область существования расплавленного шлака огра-
ничивается точками, имеющими температуру 1773 и 2573 К, получим
что при режимах сварки 1СВ = 750 А, (7Д = 30 В, VCB = 20 м/ч,
ф = 5 мм ячейки имеют [237] приблизительно следующие размеры:
= 3 мм, Ну = 2 мм, Н2 = Ю мм. Как и в работе [71], примем, что
нерасплавленный флюс является изолятором, расплавленный элек-
тродный металл имеет форму цилиндра, поверхности металла явля-
ются поверхностями равных потенциалов и поляризации электродов
не происходит. Кроме того, допустим, что изменения температуры
на поверхности электрода и сварочной ванны от 2573 до 1773 К и
удельной электропроводности шлака в этом интервале температур
линейны и что столб дуги имеет форму цилиндра с радиусом, равным
радиусу электродной проволоки. Задача нахождения распределения
тока на границах шлака с расплавленным металлом электрода и сва-
рочной ванны сводится к интегрированию уравнения
1 д Г , „ dU 1 . д Г , „ dU 1 „ ,,
_2)__| 2)_| = 0 (1.21)
В областях lull (рис. 14) при следующих краевых условиях:
Г Us = Un, ЙЦИЛ = 0; 0 < г < (1.22) (1 23)
дИ/дгц = 0; (1 24)
^- = 0; 0<г</71; (1 25)
,, dU,, dU.
Uu •— Uy = 0; хц —ч— = X] —ч— . дп дп (1 26)
У8
Поскольку строгое аналитическое решение задачи (1.21) —(1-26),
затруднено, решаем поставленную задачу приближенным методом,
а именно методом конечных разностей. Нанесем на рассматриваемую
область сетку (рис. 14, б), которая будет прямоугольной согласованной,
т. е. все граничные точки попадают в узлы сетки. Представим урав-
нение (1.21) в следующем виде:
Рис. 14. Схема электролитической ячейки:
•2 — общий вид; б — с нанесенной сеткой.
Аппроксимируя это уравнение
[262, 263], получим
где hj — i-й шаг по оси г; lt — j-ii шаг по оси
ац = (н.ц + Ьц = (х17 + xz>/_i)/2;
а = (ht — h(_i)/2; b = (I, 4- /,_i)/2
Обозначив
Р = V.ijl(ri — hi)- pi = (xl+u/ + Xf.,)//l;/lZl;-,
p2 = (*</ + ^i-i.f)/hi-ihhi; ps = (x,./+I + Hi^Ujllf,
P4 = (^ij 4~ —1)/^/'—hhj = hj 4~ hi—j, Uj = lj 4- —1*
после преобразований получим
Uj+\,i <P + Pi) 4- 4- uCjP3 +
P + Pl + Рг + Рз + Pl
(1.27)
39
Для решения найденной в результате аппроксимации системы
раических уравнений воспользуемся методом Зейделя [1371.
формула (1.27) примет вид
. ,v ^М-1.7 <Р + Pi) + ь/Рг + б'УуРз Т
Uh = -------------:---:---:---:------------ .
алгеб-
Тогда
(1-28)
где v — номер итерации.
Аппроксимация граничных условий даст [262, 2631: из условия
(1.22)
t/(7=0; i=l, /И;/=1; (1.29)
ИЗ условия (1.25) Ulf = Ui+i-, Q<z<H; i=l; /=1,М; (1.30)
из условия (1-23) Ulf = Ua; i=Mi, / = A/,M2; Иц = б/д; j =N, 1=1, Mi, (1.31)
из условия (1.24) dP dU dU . — „ = -Qi~ c°s (n. И + -fe- cos (n, z) = 0,
где (п, г) — а = 90° — <р; (п, г) = <р (рис. 15).
Тогда
г , . _ U l-l.l Sin 4>/hi-l + cos *P/Z/-1 ,, од.
v sin + cos ф/^—, ' ' ' '
Наконец, из условия сопряжения (1.26) на границе областей / и
fl имеем хп = (t71+i_, — Uifr/hi = и, (Utj —
где И|, хп —удельная электропроводность среды в областях 1 и II.
Тогда
if ~ х,|/Л( +
Учитывая, что хп -A const, получаем
,, __ (*Ш/ + +
li ^vuf+^w.i^i+^lh^
Таким образом, решение задачи ((1.21) —(1-26)) сводится к ре-
шению разностной задачи ((1.27) —(1.33)). Программа для решения
задачи составлена на алгоритмическом языке Фортран-4 и реализова-
на на ЭВМ-1022.
Расчеты по определению плотности тока на границе шлака с рас-
плавленными электродным металлом и металлом сварочной ванны по-
казали (рис. 16), что распределение тока на указанных границах
зависит 1721 от размеров ячейки Hi, Н2, R2, а также от удельной
электропроврлимости столба дуги хь В расчетах приняты значения
40
xi 20 и 30 см/мм, что близко к значениям, приведенным в работе-
1286]. Кроме того, принималось, что величина Х| в различных точ-
ках области / одинакова. Как видно, плотность тока в низкотемпера-
турной части границы металл — шлак при сварке под флюсом состав-
ляет тысячные доли ампера на квадратный миллиметр. Именно такая
плотность тока и принята при изучении электрокапиллярных явлений,
которые проводились методом лежащей капли [72].
Изменение межфазного натяжения в исследуемых системах в за-
висимости от полярности, плотности тока и температуры показано
на рис. 16.
Наблюдаемые изменения стм_„, при наложении внешнего постоян-
ного электрического тока объясняются следующим образом. Как
Рис. 15. Распределение тока на границах электродный металл — шлак (а) и металл;
сварочной ванны — шлак (б) при различной высоте расплавленного шлака (И] =
= 20 См/мм, = 2,5 мм, /?2 = 3 мм, //, = 3 мм).
известно, в общем случае электрокапиллярные кривые в расплавлен*
ных оксидных средах описываются уравнением 11281
rfoM_,u = edq> — £Ггт/р.; (1.34)
Однако, если при поляризации электрода концентрации всех компо-
нентов, кроме определяющих потенциал, остаются неизменными, то
уравнение (1.34) переходит в известное уравнение Лиипмана
Атм-ш = — е<Др (135)
Из этого уравнения следует, что для катодной ветви, у которой с ростом
положительных значений <р величина ом_ш также повышается,
е < 0. Следовательно, для систем, содержащих шлаки SiO2 —СаО,
SiO2 — К2О и SiO2 — Na2O, поверхность металла имеет отрицатель-
ный заряд [195]. Образование избыточного отрицательного заряда
при этом связано с переходом ионов железа из металла в шлак [179]
и ионов кислорода из шлака в металл. Поскольку металл имеет отри-
цательный заряд, то со стороны шлака на межфазную границу ад-
с рбируются катионы, присутствующие в шлаке. В зависимости от
сое г; в । шлака это ионы Са2+, Na+ или К+: и в меньшей мере, вследствие
малой концентрации в шлаке, ионы Fe2+. В исследуемых шлаках
4L
Ьм-li;,МДЖ/М2
а
0
Рис. 16. Зависимость межфазного натяжения в системе сталь Св-08 —
шлак от величины н направления тока, протекающего через границу:
1 — 83 % S1O„ П % К,О, Т = 1903 К; 2 — 83 % SiOs. 17 % К,О. Т =
= 1803 К; S — 83 % SlO„ 17 % Na,O. Т = 1803 К; 4 — 60 % S1O„
40 % MnO. Т = 1803 К; 5—50 % S1O,. 50 % СаО. Т = 1853 К: 6-50 %
S1O,. 50 % СаО, Т = 1803 К.
из-за высокого содержания в них SiO2 будут находиться также катио-
ны Si2+, которые становятся устойчивыми при концентрациях SiO2
свыше 30 % [1131, катионы Si4+. В отсутствие поляризации катионы
кремния адсорбируются в слои, прилегающие к металлу, и в неболь-
ших количествах восстанавливаются в нем.
Наложение на систему металл — шлак внешнего электрического
поля приводит как к изменению плотности заряда на металле, так
и к изменению адсорбции компонентов в приэлектродные слои, а
это вызывает изменение межфазного натяжения. Для рассматривае-
мых систем изменение энергии двойного слоя, по-видимому, может
иметь несколько большее значение, чем отмечено в работе [881.
Известно [1811, что энергия двойного слоя зависит от заряда по-
верхности металла е и емкости слоя С следующим образом: W —
= е2/2С. Уменьшение содержания углерода в металле и увеличение
содержания в шлаке SiO2 при отсутствии в последнем FeO приводит
к росту величины заряда 1111]. Кроме того, наличие в шлаках боль-
шого количества SiO2 должно привести к снижению емкости двойнсго
электрического слоя [111]. Рост заряда поверхности металла и сниже-
ние емкости вызовут повышение электрической энергии двойного слоя
и увеличение ее роли в изменении межфазного натяжения при нало-
жении на рассматриваемые системы внешнего электрического поля.
Однако основную роль в изменении ом_ш и для данных систем, по-
видимому, играет изменение состава приэлектродных слоев фаз.
Если в системах с оксидными расплавами поляризация носит кон-
центрационный характер, то на величину поляризации электрода
должны влиять факторы, способные изменить скорость диффузии
ионов от электрода или к нему. К таким факторам относится и темпе-
ратура. Как видно из рис. 16, и при повышенных температурах (1853,
1903 К) электрокапиллярные явления имеют место, однако они про-
являются в меньшей мере, и при тех же плотностях тока межфазное
натяжение изменяется на меньшую величину. Отмеченное влияние
температуры на электрокапиллярные явления — это дополнительнее
подтверждение положения о значительной роли концентрационной
поляризации в системах с оксидными шлаками.
Для исследованных систем переменное внешнее электрическое
поле практически не влияет на величину ом_ш [76], что объясняется
следующим образом При малых токах амплитуды переменной кон-
центрационной поляризации 13161 Дср_ = 1шКТ1пвРс0 F Z?wT, а
П'Г / _______________________________________________________
при поляризации границы постоянным током А<рп = ,
ПВ^ 'пр
где /м_ш —ток, протекающий через границу металл —шлак; /пр —
предельный ток; пв —валентность; с0 —концентрация раствора.
Тогда отношение А<р^/Л<р„ при одинаковой плотности тока будет
Лф^/Лср,, = 1пр/пв Fc0 К Дсот. Величину /пр можно определить из сле-
дующего выражения 1661:
/np = nBED-^-[l + 2£ ехр(-л2^-^-
43
При достаточно больших значениях времени т величина /пр =»
— nBFDC0/&, где 6 — толщина диффузионного слоя.
В этом случае
Лф_/Д<рл = -g- КDii)T. (1.36)
Для неподвижной жидкости 6=1- 10—1...1 • 10~3 мм 1148]. а зна-
чения D имеют порядок 10—8...10-9 мм2/с [315].
Поскольку в условиях сварки расплавленные металл и шлак
непрерывно перемешиваются, то примем 6 = 1- 10~3 мм. Если под-
ставить эти значения в уравнение (1.36), то получим, что Д<р^ зна-
чительно меньше, чем Д<рп.
Это свидетельствует о том, что при поляризации переменным то-
ком границы металл —шлак концентрационные изменения вблизи
ее будут незначительны, а потому и не происходит существенного из-
менения величины межфазного натяжения.
Факторы, влияющие на смачиваемость и расчеканив. Как,известно,
величина равновесного угла смачивания определяется соотноше-
нием значений удельных поверхностных энергий cos 0 = (от_г —
— ст_ж)/ож_г. Следовательно, все факторы, оказывающие влияние на
удельные поверхностные энергии контактирующих фаз, должны вли-
ять и на смачиваемость твердого тела расплавом. К таким факторам
относятся прежде всего химический состав твердой подложки и рас-
плава, состав газовой среды, температура системы и химическое вза-
имодействие твердого тела с расплавом, поскольку взаимодействие
изменяет межфазную энергию границы раздела твердое тело — рас-
плав, а также поверхностное натяжение расплава вследствие изме-
нения химического состава последнего. Рассмотрим вкратце влияние
перечисленных выше факторов на смачиваемость твердых тел распла-
вами.
Влияние состава материала подложки и расплава на смачиваемость
подтверждается многочисленными экспериментами. Уже в первых
опытах по изучению смачиваемости твердых подложек расплавленными
металлами отмечено 1175], что непереходные металлы, не дающие
соединения с углеродом, не смачивают графит. Переходные же ме-
таллы, а также металлы, образующие карбиды (Al, Si), хорошо сма-
чивают графит. Изменение состава металлического расплава, напри-
мер, добавки в олово и медь хрома и титана, резко улучшает смачи-
ваемость графита. Насыщение металла (Fe, Ni, Со, Pd) углеродом
приводит к резкому увеличению краевого угла смачивания. Влияние
составов подложки и расплавленного металла на смачиваемость от-
мечено также в работах [150, 280].
Нужно отметить, что изменение краевого угла смачивания при
изменении состава подложки или металлического расплава во мноюм
зависит от изменения величины от_ж, причем существенное влияние,
на межфазную энергию границы раздела и смачиваемость твердого
металла расплавом оказывает химическое взаимодействие между
контактирующими фазами [98, 114, 174].
44
Известно [114], что понижение межфазного натяжения в нерав-
новесной системе является функцией разности химических потенци-
алов компонентов системы. Это следует из выражения для определе-
ния межфазной энергии [176]. <тт_ж = Oj (Рт —Рж) —<т2 (pi — рж),
где Oj, о2 — вклады в от_ж, определяющиеся различием свойств
твердой и жидкой фаз, условно обозначенных Рт —Рж, и разностью
химических потенциалов компонента. Оба фактора зависят от темпе-
ратуры и с ее изменением оказывают противоположное влияние на
величину от_ж.
Поскольку величина угла 0 зависит от величины от_ж, то стано-
вится понятным изменение смачиваемости графита при изменении кон-
центрации углерода в расплавах Fe—С, Ni—£, Со-С, Pd—С.
Так, при низком содержании углерода в расплавах высокая сте-
пень смачивания обусловлена протеканием процесса растворения уг-
лерода в расплаве. Однако при контакте расплава с твердой фазой
смачиваемость зависит и от химической активности контактирующих
фаз. Например, при изучении смачивания тугоплавких металлов
(W, Mo, Ni) теллуром, сурьмой и их сплавами отмечено [276], что хо-
рошо смачивается теллуром молибден, а вольфрам при тех же темпе-
ратурах 1723 —923) не смачивался теллуром. Наблюдаемое различие
•объясняется различной химической активностью теллура по отноше-
нию к этим металлам. Так, реакция теллура с молибденом начинается
в твердой фазе при 703 К [189], а с вольфрамом — лишь при 903—
923 К [119]. Поскольку значения о-1Ж, оЖ!, от_г зависят от
температуры, то и угол 0 связан с изменением температуры системы ра-
сплав—твердое тело.
Как правило, с ростом температуры наблюдается снижение крае-
вого угла смачивания [121, 283]. Однако в некоторых случаях, осо-
бенно тогда, когда в результате взаимодействия расплава с твер-
дой подложкой образуются интерметаллиды, возможно, что начи-
ная с некоторой температуры произойдет увеличение угла 0. Так,
при смачивании стали расплавом цинка в интервале 748—873 К
наблюдается снижение во времени угла 0 до нуля. При 923 К в резуль-
тате интенсивного образования интерметаллидов конечное значение
0 составило 10°, поэтому снижение скорости образования интерметал-
лидов, например, введением в расплав межфазно активных элемен-
тов, может позволить добиться лучшей смачиваемости твердых ме-
таллов расплавленными и в условиях образования интерметаллидов
на межфазной границе.
Существенное влияние на смачиваемость твердых тел расплавлен-
ными металлами оказывает газовая среда. Это влияние особенно за-
метно в том случае, когда на границе с применяемым газом происхо-
дит существенное снижение величины поверхностного натяжения
металлического расплава. Например, в наших исследованиях [ПО] от-
мечено, что замена Аг на СО, или воздух снижает величины 0 при
смачивании оксидных подложек (А12О3) расплавом армко-железа
и стали СтЗ (Т = 1803 К) через 5 с соответственно от 130 и 124° до
60 и 72°. Улучшение смачиваемости при замене аргона на СО2 наблю-
далось и в системе чугун — проволока Св-08.
Изменить смачиваемость твердых подложек расплавленными ме-
таллами можно и созданием вакуума. Обычно считают, что с увели-
чением степени вакуумирования смачиваемость улучшается. Это
связывают с удалением оксидной пленки с поверхности твердого
металла, наличие которой ухудшает [225] растекание металлических
расплавов. Однако проведенные исследования [127] свидетельствуют
о том, что с увеличением разрежения смачиваемость вначале улучша-
ется, а затем начинает расти. Подобные зависимости наблюдались
в различных системах (Fe — Ag, Си — Ga, Си — In и т. д.). Наблюда-
емый эффект объясняется, по-видимому, изменением активности окси-
дов твердой фазы с изменением степени вакуумирования.
Помимо наличия оксидной пленки на смачиваемость твердых тел
расплавами оказывает влияние и шероховатость поверхности подлож-
ки. Влияние микрорельефа на смачиваемость, впервые объясненное
Р. Венцелем, отмечено многими исследователями [1, 111]. Эту зави-
симость связывают с наличием на поверхности твердого тела микро-
выступов и микровпадин, что приводит к увеличению фактической
поверхности твердого тела по сравнению с идеальной гладкой по-
верхностью. В этом случае целесообразно ввести разграничение между
макроскопическим краевым углом 0 и микрокраевым углом 0О, обра-
зуемым расплавом на идеально гладкой поверхности.
Согласно [89], между углами 0 и 0О существует зависимость
cos 0 == k cos 0О = -f- cos 0O, (1-37)
где k — коэффициент шероховатости; S и So — истинная и кажу-
щаяся поверхности твердого тела. Иногда значение k определяют
из следующего выражения; k = 1/cos р, где cos р —среднее значе-
ние косинуса крутизны микрорельефа.
Уравнение (1.37) справедливо для случая, когда высота и рассто-
яние между соседними гребнями микрорельефа малы по сравнению
с капиллярной постоянной и радиусом микрокривизны мениска вбли-
зи стенок. Из этого уравнения следует, что если 0 < 90°, то наличие
шероховатости ослабляет смачиваемость, а если 0 > 90°, то, наобо-
рот, усиливает ее.
Позднее Б. В. Дерягиным и Л. М. Щербаковым показано, что крае-
вой угол зависит не только от величины свободных поверхностных
энергий и микрорельефа поверхности твердого тела, но и ст массы
капли. Однако результаты исследований смачиваемости в условиях
невесомости [1901 свидетельствуют о том, что в этом случае значение
краевого угла такое же, как и в земных условиях. Гравитационные си-
лы, очевидно, не оказывают существенного влияния на величину 0.
Следует отметить, что в системе твердая подложка — расплав —
электролит на величину 0 влияет внешнее электрическое поле, на-
кладываемое на систему. В определенной степени со смачиваед о.'тью
связано растекание расплава по поверхности твердого тела. Однако
хорошее смачивание является необходимым, но еще недостаточным
условием растекания жидкости на твердой поверхности.
Распространение расплавленных металлов по поверхности твердых
может происходить в результате течения фазового жидкого слоя,
46
вследствие поверхностной диффузии (миграции) атомов, а также испа
рения и последующей конденсации частиц на твердом металле и рас-
творении расплава в твердом металле, объемной диффузии его атомов
в направлении меньших концентраций и последующей адсорбции их
на поверхности. Соотношение каждого из указанных путей в объем
процессе распространения расплава зависит от свойств жидкой фазы»
кривизны ее поверхности, температуры, давления, времени контакта.
Для сварочных процессов вследствие быстротечности их протека-
ния в наибольшей степени характерно растекание сравнительно тол-
стых слоев расплавленного металла по поверхности твердого. По-
этому более подробно рассмотрим влияние различных факторов имен-
но для этого случая, и прежде всего условия, необходимые для рас-
текания расплава, полученные на основании экспериментов.
Как отмечено выше, растекание возможно, если выполняется не-
равенство от_г > ож_г + от_ж. Однако чисто термодинамическое-
рассмотрение процесса растекания, даже при известных значениях
г, ож_г, От—ж, не дает возможности точно ответить на вопрос,
будет ли данный металлический расплав растекаться по поверхности
твердого металла. Это связано с тем, что при контактировании рас-
плавленного и твердого металлов вследствие взаимной диффузии
компонентов и протекания химических реакций на межфазной границе
могут существенно измениться химические составы контактирующих фаз,
а значит, и величины от_г, ож.,, от_ж и соотношение между ними.
Процесс растекания условно можно разделить на три последова-
тельных этапа. Первый этап, который обычно продолжается в тече-
ние долей секунды, npi ведит к расплющиванию капли металла под
действием капиллярных сил и силы тяжести. В этом случае растека-
нию препятствуют в основном инерционные силы. Для второго этапа,
являющегося основным, характерно вовлечение в движение основного
количества расплава. На этом этапе увеличивается роль вязких сил, и
размер капли для кругового и линейного растекания определяется
соответственно в виде [188] г = (6тД(т/лт)'ух)1/< т*Д; к = (ЗтАо/
t,‘/s где г, х — расстояния от центра капли, нанесенной
на поверхность твердого тела; х — безразмерный коэффициент,учи-
тывающий влияние кривизны поверхности жидкости на ее вязкое
сопротивление, х 10; а — ширина прямолинейной дорожки, по
которой растекается жидкий металл; До — результирующая сил
натяжений поверхностей раздела, отнесенная к единице длины пери-
метра, До = от_г — от_ж — ом . cos 0. Величина До может ме-
няться от максимального значения, равного 2сгмг при 0 = л, до нуля.
С учетом шероховатости поверхности До = k (от_г — от_ж) —
— ом-г cos0. При этом при растекании по жидкости k = 1, а при
растекании по твердому телу k > 1. На третьем этапе скорость расте-
кания быстро уменьшается и растекание прекращается.
Таким образом, на процесс растекания расплавленного металла
по поверхности твердого оказывают влияние, помимо поверхностных
сил, вязкость, плотность расплава, его масса, состояние поверхности.
На процесс растекания влияют наличие дугового разряда, длитель-
ность его воздействия на расплав, сила сварочного тока и т. д.
Глава вторая
ВЛИЯНИЕ ПОВЕРХНОСТНЫХ СВОЙСТВ МЕТАЛЛОВ
НА СВАРОЧНЫЕ ПРОЦЕССЫ
Поверхностные явления играют весьма важную роль в сварочных
процессах. С ними в той или иной мере связаны процессы насыщения
металлов газами, кристаллизации металла, формирования сварного
шва, переноса электродного металла, образования пор, неметалличе-
ских включений, кристаллизационных трещин, отделимости шлаковой
корки и т. д. Особенно велика их роль при сварке в условиях микро-
гравитации, поскольку в этом случае поверхностные силы становятся
преобладающими.
В данной главе рассмотрено влияние поверхностных свойств и
явлений на ход различных процессов, протекающих при сварке.
1. Перенос электродного металла
Как известно, под переносом электродного металла понимают
совокупность явлений, определяющих агрегатные состояния элек-
тродного материала, переходящего на изделие, характер переноса
расплавленного электродного материала, размеры и форму электрод-
ных капель, частоту их перехода.
Перенос электродного металла оказывает значительное влияние
на различные стороны сварочного процесса. От характера переноса
зависят, в частности, возможность сварки в различных пространствен-
ных положениях, стабильность процесса сварки, величина потерь
электродного металла на угар и разбрызгивание, формирование свар-
ного шва, физико-химическое взаимодействие расплавленного элек-
тродного металла с газовой средой и шлаком.
Общепризнано, что основная часть электродного материала пере-
ходит в сварочную ванну в виде капель. Различают две основные
формы капельного переноса электродного металла: без коротких
замыканий и с замыканиями дугового промежутка. Первый вид пере-
носа наблюдается при сварке сравнительно длинной дугой, когда в
условиях непрерывной подачи электрода к детали капли успевают
сформулироваться и оторваться от электрода прежде, чем электрод-
ная капля, находящаяся на торце электрода, войдет в соприкоснове-
ние с металлом сварочной ванны.
Перенос электродного материала с короткими замыканиями про-
исходит в том случае, когда соответствующее заданному среднему
сварочному току время свободного формирования капли на конце
48
электрода оказывается больше времени, в течение которого исчезает
дуговой промежуток в результате подачи электрода к детали. Данный
вид переноса характеризуется частотой возникающих коротких замы-
каний.
Форма переноса определяется способом, режимом сварки, соста-
вами металла, защитного газа, флюса или покрытия. Зачастую обе фор-
мы переноса существуют одновременно. В этом случае часть электрод-
ных капель переходит в сварочную ванну без замыканий, а часть —
с замыканиями дугового промежутка.
Размеры, форма и поведение капли на конце электрода определя-
ются главным образом действием сил поверхност ого (или межфаз-
ного) натяжения, силы тяжес-
ти, электромагнитных сил и
сил реактивного давления па-
ров и газов, отделяющихся
от поверхности капли, сил дав-
ления газа в газовых пузырь-
ках, возникающих в каплях
во время их образования. При
этом основными силами, удер-
живающими каплю на конце
электрода, являются силы по-
верхностного и межфазного на-
тяжений. Если принять, что
капля имеет форму шарового
сегмента с радиусом основа-
ния г3 (рис. 17, а, б), то сила
поверхностного натяжения
Рис. 17. Вид образующихся электродных ка-
пель (штриховой линией показана линия от-
рыва).
Рп = 2л/'эом_г cos а.
г2
Поскольку cos а = гэ/гк, то Рп — 2л ом_г.
Однако в связи с тем, что гк определить довольно
личину Рп часто определяют по формуле
Р^ — 2лгэом—ГА\
(2.1)
сложно, ве-
(2.2)
где k = cos а = гэ/гк. При этом, поскольку гк > гэ, величина k < 1.
Исследования, посвященные изучению процесса переноса элек-
тродного металла, показали [105, 206, 2361, что от электрода отрыва-
ется не вся капля расплавленного металла, а только ее часть
(рис. 17, в). В этом случае обычно происходит образование шейки,
и сила поверхностного натяжения находится из уравнения
Р„ = 2лгшом_г. (2.3)
Из-за трудностей определения гш для нахождения величины Рп
чаще пользуются формулой (2.2). Согласно выражениям (2.2) и (2.3),
при уменьшении поверхностного натяжения, а при сварке покрыты-
ми электродами или с использованием флюсов —межфазного натя-
4 1-635
49
жения — снижается величина о, что должно привести к уменьшению
размеров капель. При этом все факторы, влияющие на поверхностные
свойства металла, и прежде всего состав металла, газовой среды, флю-
са, температура, будут влиять и на размеры капель. При сварке по-
крытыми электродами, под флюсом и электрошлаковой сварке меж-
фазное натяжение в системе металл — шлак может заметно зависеть
от электрокапиллярных явлений.
Влияние сил поверхностного натяжения на перенос электродного
металла подтверждается многими экспериментальными данными. Так,
при ручной дуговой сварке толстопокрытыми электродами, когда ре-
активные силы играют меньшую роль, чем при сварке в активных
защитных средах, в работе [238] отмечено, что при наличии в покрытии
CaF2 и СаСО3 рост соотношения CaF2/CaCO3 приводит (рис. 18) к
Рис. 18. Зависимость размеров (а)
и длительности существования (6)
электродных капель [236, 337] от
содержания в электродном покры-
тии CaF2 и СаСО3:
1 — CaF2 во внутреннем слое; 2 —
равномерно распределен по слоям;
,3 —’В наружном слое.
б
увеличению диаметра капли и длительности коротких замыканий.
Между тем известно [312], что наличие в шлаке CaF2 увеличивает
величину межфазного натяжения в системе низкоуглеродистая сталь —
шлак. Повышение содержания СаСО3 вследствие диссоциации послед-
него при нагревании приводит к окислению металла капель, что,
в свою очередь, способствует уменьшению сил поверхностного натя-
жения и размеров капель. Одним из примеров улучшения технологи-
ческих свойств электродов с основным типом покрытия является при-
менение двухслойных покрытий [337], в которых внутренний слой
выполняется из материала, снижающего поверхностное натяжение
металла.
Применение электродов [177], у которых внутренний слой, при-
легающий к металлическому стержню, состоял из СаСО3, а наруж-
ный — из CaF2, позволило получить значительное измельчение капель
при высоком общем содержании CaF2 в покрытии. -A
60
Снижением величины межфазного натяжения объясняется и мень-
шая масса капель при сварке электродами с кислым покрытием по
сравнению с электродами с основным покрытием [201, 236].
По данным А. Г. Мазеля, который проводил опыты по сварке в
среде азота и оксида углерода электродами с тонкими покрытиями
из оксидов (Fe2O3, MnO2, TiO2, SiO2), а также СаСО3 и CaF2, с увели-
чением межфазного натяжения на границе шлак — электродный ме-
талл частота коротких замыканий уменьшалась (рис. 19), следова-
тельно, с ростом ом—ш увеличивались размеры капель.
Следует отметить, что при сварке с короткими замыканиями связь
между поверхностными свойствами металла и переносом металла име-
ет более сложный характер.
Рис. 19. Зависимость числа коротких замыканий при сварке покрытыми
электродами от величины межфазного натяжения:
а — в атмосфере азота: б — в атмосфере оксида углерода.
Перенос электродного металла с короткими замыканиями дугово-
го промежутка можно условно разделить на три стадии: формирова-
ние капли на торце электрода; образование короткого замыкания и
растекание капли по поверхности ванны; уменьшение диаметра жид-
кого м<сгика между электродом и ванной и его взрывообразное раз-
рушение.
О влиянии сил поверхностного и межфазного натяжения на фор-
мирование капли уже говорилось. Однако ясно, что на второй стадии
процесс перехода капли в сварочную ванну зависит от смачиваемос-
ти металла ванны каплей и интенсивности растекания капли по поверх-
ности ванны.
В некоторых работах отмечено влияние поверхностных свойств
металла на разрушение перемычки жидкого металла. По данным [2991,
силы поверхностного натяжения до определенного момента препят-
ствуют сжатию перемычки, а затем, изменяя направление действия,
могут разрушить перемычку самостоятельно.
При сварке в защитных газах существенное влияние на перенос
электродного металла оказывают состав и свойства применяемого
газа [4, 206, 236 , 251, 2721. При аргонодуговой сварке перенос метал-
ла в основном зависит от соотношения сил поверхностного натяжения
и электромагнитных сил. С увеличением величины сварочного тока
значительно возрастают электромагнитные силы и вследствие повыше-
4*
51
ния температуры капель несколько уменьшаются силы поверхностно-
го натяжения. При некотором значении тока, называемом крити-
ческим, наблюдается струйный перенос электродного металла. Вели-
чина критического тока, согласно данным А. В. Петрова [206], опреде-
ляется из выражения /кр = k ] о„_ггэ, где k — коэффициент
пропорциональности, определяемый экспериментально.
Существенное влияние на величину 1кр оказывают примеси, вво-
димые в защитный газ. Так, добавки в аргон азота при использовании
проволок из хромоникелевых нержавеющих сталей приводят [1711
к росту /кр, причем в этом случае происходит и увеличение значения
ом—г [801.
Заметно снижается величина критического тока при добавке к ар-
гону кислорода. Согласно [2511, это связано с совместным действием
таких факторов, как магнитные свойства кислорода, и снижением по-
верхностного натяжения расплавленного электродного металла.
Известно [186, 251], что при сварке в СО2 или смесях газов, со-
держащих СО2, не удается получить струйного переноса электродного
металла даже при высоких значениях силы сварочного тока. При
сварке в углекислом газе весьма большое влияние на перенос элек-
тродного металла оказывают реактивные силы. В. И. Дятлов объяс-
няет это более высокой степенью сжатия дуги, горящей в СО2, обус-
ловленной усиленным ее охлаждением из-за теплопроводности газа
и диссоциации молекул СО2 [95]. Крупнокапельный перенос элек-
тродного металла при сварке в СО2 связан еще и с тем, что проволоки,
применяемые обычно в этом случае, содержат около 1 % кремния.
Наличие последнего в металле, как показали наши исследования [811,
приводит к незначительному снижению поверхностного натяжения
металла, контактирующего с окислительной газовой средой. Умень-
шить размер капель можно введением в проволоку активирующих
добавок [601, снижающих поверхностное натяжение металла и сте-
пень сжатия дуги.
В результате сильного охлаждающего действия, приводящего
к росту реактивных сил, а также незначительного влияния Н2 на
величину ом_г добавки водорода в аргон приводят к росту /кр. По
этим же причинам, а также вследствие затрат тепла на диссоциацию
молекул воды наблюдается крупнокапельный перенос электродного
металла и при сварке в среде водяного пара [265].
Общие закономерности переноса металла при дуговых способах
сварки характерны и для порошковых проволок. И в этом случае,
несмотря на некоторые особенности [317], процесс плавления носит
периодический (капельный) характер. Поэтому так же, как и при
сварке покрытыми электродами или при сварке в защитных газах,
снижение поверхностного натяжения металла электродной капли
приводит к уменьшению массы капли [46, 236]. Так, воздействие леги-
рующих компонентов на массу капель электродного металла соответ-
ствует поверхностной активности данных компонентов [46].
Межфазное натяжение на границе металл — шлак оказывает су-
щественное влияние на перенос электродного металла и при электро-
шлаковой сварке, причем оно проявляется в большей мере при исполь-
Б2
зовании пластинчатых электродов, чем при сварке проволочными
электродами. Перенос металла при сварке пластинчатым электродом
в наибольшей мере определяют силы тяжести и межфазного натяже-
ния [1331. _
Столь существенное влияние поверхностных сил на перенос элек-
тродного металла при электрошлаковой сварке объясняется следую-
щими причинами. Прежде всего, вследствие сравнительно низкой
температуры электродных капель перенос металла практически не
зависит от реактивных сил паров и газов. Кроме того, с увеличением
диаметра электродов и снижением на нем плотности тока уменьшается
Рис. 20. Зависимость средней массы капель от величины сварочного тока
при сварке электродами УОНИ-13/45 диаметром 8 мм [236] (а) и ОММ-5
диаметром 5 мм [201] (б):
/ — прямая полярность; 2 — обратная полярность.
роль электромагнитных сил. Все это способствует повышению роли
поверхностных сил в переносе электродного металла при электро-
шлаковой сварке.
При сварке толстопокрытыми электродами, под флюсом, электро-
шлаковой сварке через межфазную границу металл — шлак на стадии
капли протекает электрический ток. При определенных составах
металла и шлака это может привести к появлению электрокапилляр-
ных явлений, что вызовет изменение величины межфазного натяже-
ния в зависимости от полярности тока. Изменение величины межфаз-
ного натяжения вследствие электрокапиллярных явлений должно
изменить величину поверхностных сил, а следовательно, массу и раз-
меры капель при изменении полярности сварочного тока. Такой вывод
подтверждается экспериментальными данными, показывающими, что
во многих случаях размеры электродных капель при сварке на пря-
мой полярности меньше, чем на обратной.
53
В качестве примера на рис. 20 показано изменение массы капель
с ростом тока при сварке на прямой и обратной полярности электрода-
ми марок УОНИ-13/45 и ОММ-5.
Влияние полярности тока на массу капель металла отмечено так-
же А. А. Ерохиным (табл. 3). В упомянутых исследованиях исполь-
зовались стержны из проволоки Св-08, на которую наносились с по-
мощью жидкого стекла покрытия. Масса покрытия составляла 3—
5 % массы стержня. При таком сравнительно тонком покрытии обра-
зование «втулочки» на конце электрода, направляющей поток выде-
ляющихся во время плавления электрода паров и газов, обычно не
наблюдается. В то же время данная толщина покрытия вполне до-
статочна для образования на каплях слоя шлака.
Как видно из табл. 3, во всех случаях масса капель на прямой по-
лярности меньше, чем на обратной. Масса капель при сварке на пря-
Таблица 3. Средняя масса капли электродного металла» мг мои полярности меньше и при при- менении электродов УОНИ-13/45, основу покрытий которых состав- ляют CaFn — СаО. Такое же воз-
Покрытие Полярность
прямая | обратная действие полярности на массу элек- тродных капель наблюдается и при сварке электродами ОММ-5 с кис- лым покрытием, хотя в этом случае оно выражено значительно слабее. Наблюдаемые зависимости невоз-
Мрамор Кварцевый песок Плавиковый шпат Диоксид титана 46 71,5 31,1 18,2 100 74 124,2 46,6
можно объяснить [2031 действием
электромагнитных и реактивных сил или местом расположения на кап-
ле активного пятна. Вместе с тем эти результаты отлично согласуют-
ся с установленным (см. рис. 16) действием внешнего электрического
поля на величину межфазного натяжения в системе металл — шлак.
Так, в системе сталь Св-08 —шлак, состоящей из SiO2 и МпО,
изменение знака потенциала на металле практически не влияет |751
на величину ом_ш. Очевидно, по этой причине масса капель почти
не зависит от изменения полярности при сварке электродами ОММ-5,
покрытие которых состоит в основном из ^'Oj и МпО.
Электрокапиллярные явления оказывают влияние па перенос
электродного металла и при сварке под ч.люсом. Так, при сварке
на обратной полярности проволокой Св-08 с использованием флюса,
содержащего SiO2 (75 %) и Na2O (25 %) значительный ростом_ш при-
водил к такому увеличению размеров образующихся электродных
капель, что при скорости сварки 40 м/ч и выше не происходило фор-
мирования сварного шва, а на пластине из стали СтЗ кристаллизова-
лись отдельные капли металла. При сварке жена прямой полярности
шов формировался и при скорости сварки 82 м/ч.
Влияние электрокапиллярных явлений на перенос электродного
металла при электрошлаковых процессах отмечено в работах Б. И. Ме-
довара и Ю В. Латаша [146].
Воздействие поверхностных сил на перенос электродного материа-
ла не ограничивается рассмотренными случаями. Значительный прак-
тический интерес представляет изучение влияния поверхностных яв-
54
олений на плавление и перенос присадочных материалов. Например,
при газовой сварке, аргонодуговой сварке и сварке сжатой дугой,
при плазменной наплавке порошковыми присадочными материалами
и других способах. Изучение этого влияния будет способствовать бо-
лее эффективному регулированию переноса электродного и присадоч-
ного материалов.
2. Формирование зоны проплавления
Работоспособность сварного соединения во многом зависит от
формы и размеров сварного шва. При этом имеют значение размеры
и форма выпуклости шва и зоны проплавления. Конфигурация и раз-
меры последней влияют на склонность металла шва к образованию
горячих трещин, удалению газовых пузырей, неметаллических вклю-
чений и т. д. При сварке плавящимся электродом от площади проплав-
ления зависит также количество основного металла, участвующего
в формировании сварного шва. Это определяет химический состав
металла шва и его механические свойства.
На размеры и форму зоны проплавления влияют многие факторы.
При дуговых способах сварки это величина сварочного тока, напря-
жение на дуге, скорость сварки, вылет электрода, положение детали
и электрода в пространстве и т. д. Однако наряду с перечисленными
факторами для самых различных типов сварных соединений и спосо-
бов сварки плавлением конфигурация и размеры зоны проплавления,
в частности глубина проплавления, должны зависеть и от поверхност-
ных свойств металла 113, 255]. В какой-то мере об этом свидетель-
ствуют данные [53, 1971 об уменьшении глубины и увеличении шири-
ны зоны проплавления при аргонодуговой сварке вольфрамовым элек-
тродом сталей, подвергшихся рафинирующему переплаву.
Между тем экспериментальные исследования по влиянию поверх-
ностных свойств металла на форму и размеры зоны проплавления про-
ведены ли нь в работах [69, 203,334, 341, 342]. При этом обнаружено,
что введение в основной металл поверхностно-активных элементов
приводит к заметному повышению глубины проплавления при свар-
ке неплавящимся электродом, лазерной сварке, сварке электронным
лучом.
Поскольку формирование зоны проплавления в какой-то мере
зависит от вида применяемого электрода, рассмотрим отдельно связь
формы зоны проплавления с поверхностными свойствами металла для
случая применения плавящегося и неплавящегося электродов.
При сварке неплавящимся электродом без присадочной проволоки
форма зоны проплавления при неполном проплавлении металла
(рис. 21) характеризуется размерами /7пр и В,„, а при полном проплав-
леши —Вш, Вш, h и h'.
При изучении влияния поверхностных свойств металла на размеры
зоны проплавления опыты проводили на автомате АДСВ-5 в среде
аргона Ц7-электродом, источник тока —выпрямитель ВДМ-1601.
В качестве основного металла использовались пластины из стали
03 толщиной 4 мм. Для изменения поверхностных свойств металла
55
на пластину наносились FeO и FeS, содержащие поверхностно-активные
элементы кислород и серу.
Как показали исследования, изменение поверхностного натяжения
основного металла мало влияет на ширину шва при сварке неплавя-
щимся электродом. Рассмотрим более подробно влияние поверхност-i
ных свойств металла на значения /7пр, а также h и h'.
Рис. 21. Форма свар-
ного шва при сварке
неплавящимся элек-
тродом без присадоч-
ного материала:
а — при неполном про-
плавлении; б — при пол-
ном проплавлении.
Один з наиболее
важных показателей
проплавления основного металла. Согласно
лениям о механизме проплавления [208], при дуговой сварке расплав-
ленный металл под давлением дуги вытесняется из передней части сва-
рочной ванны в ее хвостовую часть. Вследствие этого под дугой от-
крывается основной металл, кото-
рый расплавляется и продолжает
вытесняться в хвостовую часть сва-
рочной ванны. В результате тако-
го перемещения расплава жидкий
металл в начале и в конце свароч-
ной ванны находится на различных
уровнях,что обусловливает наличие '
в ванне гидростатического давле-
ния. Перемещение поверхности жид-
кого металла, оказывающее влия-
ние на процесс проплавления, за-
висит от кривизны поверхности
и величины поверхностного натя-
жения.
Согласно работе [2551, где рас-
сматривалось динамическое равно-
весие между давлением дуги Ря,
гидростатическим давлением Рг =
= ^прУы и поверхностным натяже-
нием, существует зависимость Нпр =
— Л1)/ум, где ум — плотность металла. Тогда при сварке какого-
либо определенно о металла глубину проплавления можно увеличить
путем уменьшения поверхностного натяжения металла или увеличения
давления дуги. Последнего при неизменном диаметре электрода можно
щобиться, увеличив величину сварочного тока или концентрацию энер-
гии в пятне нагрева. Однако изменить глубину проплавления можно
|также изменением величины поверхностного натяжения металла.
Рис. 22. Зависимость глубины проплав-
ления металла от величины сварочно-
го тока при дуговой сварке (U„ — 16 В,
VCB = 15,6 м/ч, Т = 1803 К):
1 — <JM_r = 1264 мДж/м2. Т = 1803
f — ом__г = 918 мДж/м2, поверхностно-
I активный компонент — 02; 3 — °м—г =
I =«= 926 мДж/м2, поверхностно-активный
компонент — S.
К:
= (Рд
формы шва — глубина
современным представ-
Б6
Введение кислорода и серы в сварочную ванну из низкоуглеродис-
той стали СтЗ и связанное с ним снижение величины ом-г приводят
к росту глубины проплавления (рис. 22), причем эффект этот усили-
вается с ростом сварочного тока. Аналогичные данные о влиянии
содержания кислорода и серы в основном металле на изменение глу-
бины проплавления отмечены в работах [53, 2181.
Введение поверхностно-активных элементов, очевидно, не оказы-
вает влияния на характеристики дугового разряда, поскольку содер-
жание их в металле очень невелико. Это подтверждается, в частнос-
ти, опытами по сварке
электронным расфокуси-
рованным лучом. Такой
луч использовался для
получения зоны проплав-
ления, по форме близкой
к случаю сварки непла-
вящимся электродом.
И в этом случае снижение
величины поверхностно-
го натяжения основного
металла приводит к рос-
ту глубины проплавле-
ния.
По-видимому, введе-
ние поверхностно-актив-
ных элементов в основ-
Рис. 23. Зависимость температуры, поверхностного
натяжения и направления потоков металла в свароч-
ной ванне от отсутствия (а) и наличия (б) поверх-
ностно-активных элементов в металле.
ной металл изменяет гид-
родинамическую картину
сварочной ванны (рис. 23),
что подробнее рассмотре-
но в параграфе 7 данной
главы. В результате этого и происходит изменение формы зоны про-
плавления.
В случае полного проплавления металла значения h и h' при од-
них и тех же значениях Вш и Вш зависят от массы сварочной ванны
Pg, давления дуги Рд и поверхностных свойств металла Рп. Равно-
весие сварочной ванны под действием всех перечисленных сил при
условии изотермичности системы запишется следующим образом:
А„ + Рд-Р”-Ркп = 0,
(2.4)
где Рп: Рп —силы поверхностного натяжения соответственно на на-
ружной и корневой частях сварочной ванны.
Силу поверхностного натяжения можно найти из уравнения
Рп = ом_г(1/г1 + 1/г2),
(2.5)
где rlt гг — главные радиусы кривизны.
Как видно из выражения (2.5), величина Рп зависит от поверх-
ностно о натяжения металла и значений радиусов кривизны.
57
Поскольку форма сварного шва определяется в основном процес-
сами, происходящими в хвостовой части сварочной ванны, то можно
пренебречь силами давления дуги и, считая форму наружной и корне-
вой частей шва частью цилиндра,
и (2.5) представить в
следующем
Ра- (Рп + Рп) = 0;
принять r2 = 0, а выражения (2.4)
виде:
(2.6)
(2.7)
Вш > Вш,
р"
' п
Ом_г с ростом
Так как
ниях ом_г
уменьшения
Рис. 24. Зависимость величии
h и h' от поверхностного натя-
жения металла (/св =210 А,
Un = 15 В, 1'сп = 19,2 м/ч).
то а значит при, одинаковых значе-
Р“. Однако пренебречь величиной вследствие
температуры, как принято, например,
в работе 11061, по-видимому, не совсем
верно. Это объясняется следующими
причинами. Во-первых, при нагреве ме-
таллических расплавов даже в тех слу-
чаях, когда с ростом температуры про-
исходит снижение величины ом_г, пере-
грев металла свыше температуры плав-
ления на 300—700 К не вызывает боль- =
шого снижения поверхностного натяже- :
ния металла, и ом_г имеет довольно
значительную величину. Во-вторых, при
наличии в металле элементов, отличаю-
щихся высокой поверхностной актив-
ностью, с ростом температуры величина
поверхностного натяжения расплава сни-
жается в меньшей мере, чем таковая
чистого металла. Последнее происходит
вследствие уменьшения адсорбции по-
верхностно-активных элементов при по-
вышении температуры. Подобное явление
наблюдалось, например, при исследовании поверхностного натяжения
армко-железа при различных температурах в окислительной газовой «
среде 1701. |
Как следует из выражения (2.6), чем меньше Р„ + Рп, а это
при тех же значениях zf и возможно при уменьшении ом_г, тем
больше будет разность Ра — (Р“ Рп), а значит, увеличатся значе-
ния h и /г'.
Эксперименты по сварке образцов из стали СтЗ, поверхностное
натяжение которой изменяли путем введения серы, подтверждают
это положение (рис. 24). Следует отметить, что изменить форму
и размеры зоны проплавления при сварке неплавящимся электродом
можно также введением поверхностно-активных элементов в состаз
защитного газа [3401.
Влияние поверхностных свойств металла на формирование зоны
проплавления при сварке плавящимся электродом исследовали в за-
щитных газах и с использованием флюсов. Первую серию опытов
58
проводили на автомате АДПГ-500 проволоками Св-08 и Св-08Г2С в
среде Аг, СО2 и смеси СО2 + N2. Валики наплавлялись на пласп ны
из сталей СтЗ и ЭЗА. Пластины были отшлифованы и имели толщину
5,5 мм. Диаметр проволок 1,6 мм, расход защитного газа 900- 2,8 X
X 10-7 м3/с.
Выбор основного и электродного металлов обусловлен следующи-
ми причинами. Для сталей СтЗ и Св-08 при замене аргона на СО2
наблюдается, как показали наши исследования [701, снижение по-
верхностного натяжения соответственно на 510 и 543 мДж/м2. Для
стали Св-08ГС подобное изменение состава газовой среды приводит
к уменьшению ом_г только на 98 мДж/м2, а для стали-ЭЗА — даже
к росту ом_г.
Применение смеси СО2 + N2 вызвано тем, что при замене СО2
на N2 меняется окислительный потенциал газовой среды, но вслед-
ствие близости теплофнзических свойств и потенциалов ионизации
не должны существенно измениться свойства дугового разряда.
Все опыты по сварке в защитных газах проводились при обратной
полярности, /св = 320...340 А, U„ = 26...28 В.
Во второй серии опытов сварку проводили на автомате АБС про-
волокой Св-08 диаметром 4 мм. Валики наплавлялись на пластины
из стали СтЗ толщиной 8 мм. В этих экспериментах применяли флю-
сы следующих составов (по массе): SiO2—75 %, Na2O — 25 % и
SiO2 — 60 %, МпО — 40 %. Флюсы получали путем сплавления в гра-
фитовых тиглях в атмосфере аргона SiO2 с Na2CO3 и SiO2 с МпО.
Выбор флюсов, основного и электродного металлов обусловлен раз-
личным влиянием внешнего постоянного электрического поля на
межфазное натяжение ом_ш на границе металл — шлак для данных
систем. Согласно нашим данным [75], изменение полярности для
системы низкоуглеродистая сталь — шлак SiO2 — Na2O приводит
к заметному изменению межфазного натяжения. При отрицательном
потенциале на металле величина ом_ш снижается, а при положитель-
ном возрастает. Для системы со шлаком из SiO2 и МпО изменение по-
лярности тока мало влияет на ом_ш.
При сварке под флюсом /св = 470...490 А, Ua — 34...36 В.
Прежде всего отметим, что замена Аг и N2 на СО2 привела к уве-
личению ширины зоны проплавления Вш всего на 4—16 %, причем
наибольшее увеличение наблюдалось при наплавке проволокой Св-08
на пластины из стали СтЗ. Наименьшее увеличение Вш было в случае
наплавки на сталь ЭЗА проволокой Св-08Г2С. Незначительно изменя-
лась ширина зоны проплавления и при сварке под флюсом, состоящим
из SiO2 и МпО. В этом случае при изменении полярности величина
Вш изменялась всего на 2—9 %. При сварке под флюсом из SiO2 и
Na2O ширина зоны проплавления при сварке на прямой полярности
выше, чем при сварке на обратной полярности. Разность эта достигла
40-43 %.
При сварке в среде аргона глубины проплавления основного металла
при различном сочетании исследованных проволок и пластин сравни-
тельно мало отличаются друг от друга. На рис. 25, а представлено
изменение глубины проплавления металла в зависимости от скорости
59
сварки для следующих систем: проволока Св-08 — сталь СтЗ (кривая
1) и проволока Св-08Г2С —сталь ЭЗА (кривая 2). При сварке прово-
локой Св-08Г2С пластин из стали СтЗ и Св-08 пластин из стали ЭЗА
Япр имели промежуточные значения. Видно, что глубина проплавле-
ния больше в случаях сварки проволокой Св-08Г2С пластин из стали
ЭЗА.
Рис. 25. Зависимость глубины и ширины зоны проплавления металла от
скорости сварки:
а — сварка в среде аргона; б — в среде COZ; 1 — проволока Св-08, сталь СтЗ; 2 —
проволока Св-08 Г2С, сталь СтЗ; 3 — проволока Св-08, сталь ЭЗА; 4 — проволока
Св-08Г2С, сталь ЭЗА.
Значительнее изменяется величина Нпр в изученных системах при
сварке в СО2. Наибольшая глубина проплавления наблюдается при
наплавке валиков на пластины из СтЗ проволокой Св-08 (рис. 26),
наименьшая — в случае наплавки валиков на сталь ЭЗА проволокой
Рис. 2С. Зависимость ширины и глу-
бины зоны проплавления от объемного
содержания СО2 в смеси N2 + СО2 при
наплавке проволокой Св-08 на стали
СтЗ (/) и ЭЗА (2).
сварке на прямой полярности под флюсом
Св-08Г2С.
О том, что изменение размеров
зоны проплавления связано с окис-
лительным потенциалом среды, сви-
детельствуют данные по сварке в
смеси N2 4- СО2. Чем выше окис-
лительный потенциал газовой фазы,
тем больше глубина и ширина зоны
проплавления (см. рис. 26), причем
в большей мере это характерно для
случая наплавки проволокой Св-08
на сталь СтЗ и в меньшей — при
наплавке на сталь ЭЗА.
Результаты сварки под флюсом
свидетельствуют о том, что при
SiO2 — Na2O глубина
проплавления значительно больше, чем при сварке на обратной по-
лярности (рис. 27). В последнем случае при скоростях сварки больше
40 м/ч шов не формировался, а наплавлялись отдельные капли метал-
ла, о чем говорилось в предыдущем параграфе.
60
При сварке под флюсом из SiO2 и МпО глубина проплавления и не
прямой, и на обратной полярности была практически одинаковой.
Анализ полученных данных свидетельствует о том, что размеры
зоны проплавления связаны с поверхностными свойствами основного
и электродного металлов. Это в большей мере относится к глубине
проплавления. Так, при сварке в среде аргона глубина проплавления
больше, когда наплавка ведется проволокой Св-08Г2С на сталь ЭЗА.
Это согласуется с тем, что упомянутые материалы имеют меньшие зна-
чения ом-г в аргоне по сравнению со сталями Св-08 и СтЗ (см. табл. 1).
При сварке в СО2, в контакте с которым наименьшие значения
сгм—г имеют стали Св-08 и СтЗ, именно в случае наплавки проволокой
Св-08 на СтЗ наблюдаются наи-
большие глубина и ширина
зоны проплавления. Увеличе-
ние содержания СО2 в смеси
N2 + СО2 также приводит к
заметному росту Япр и Вш при
наплавке проволокой Св-08 на
сталь СтЗ.
Четкая связь между по-
верхностными свойствами ме-
талла и размерами зоны про-
плавления наблюдается и при
сварке под флюсом. При ис-
пользовании флюса, состояще-
го из SiO2 и МпО, когда из-
Рис. 27. Зависимость глубины проплавления
металла от скорости сварки на прямой (7)
и обратной (2) полярности при наплавке под
флюсами SiO2 • Na2O (/) и SiO2 — МпО
(77).
менение полярности не оказы-
вает влияния на величину межфазного натяжения на границе ме-
талл — шлак, не наблюдается практически изменения и Йпр и Вш.
При сварке под флюсом из SiO2 и Na2O на прямой полярности, когда
значение о„_ш невелико на границе электродный металл — шлак, глу-
бина проплавления и ширина ее зоны значительно больше по сравне-
нию со сваркой на обратной полярности.
Изменение глубины проплавления, как известно [78, 105], во мно-
гом зависит от гидродинамических явлений в сварочной ванне. Одни
считают, что появление потоков обусловлено различными значениями
поверхностного натяжения в отдельных участках сварочной ванны
[106], другие связывают это с механическим воздействием дуги [78],
со скоростью сварки или с электромагнитными силами.
Проведенные нами опыты свидетельствуют о том, что при одних
и тех же скоростях сварки и практически неизменном давлении дуги,
одинаковых электродинамических силах изменение поверхностного
натяжения электродного металла сварочной ванны может существен-
но влиять на величину Впр- Однако этот эффект зависит от скорости
сварки и особенно заметно проявляется при малых значениях Усв.
Кроме того, этот эффект усиливается при увеличении сварочного то-
ка. Таким образом, вероятно, поверхностные свойства металла, дав-
ление дуги, электродинамические силы и скорость сварки влияют на
форму и размеры зоны проплавления.
(
61
* Влияние поверхностных свойств электродного и основного метал-
лов на размеры зоны проплавления, по-видимому, определяется
двумя факторами. Во- первых, изменение поверхностного натяжения
электродного металла приводит к изменению размеров капель и вида
переноса. Это, согласно данным [207, 3381, оказывает существенное
влияние на размеры зоны проплавления. Во вторых, как уже ука-
зывалось, размеры зоны проплавления зависят от наличия участков
в сварочной ванне, имеющих различное поверхностное натяжение.
Таким образом, проведенные исследования свидетельствуют о том,
что при разработке технологии сварки необходимо учитывать поверх-
ностные свойства основного и электродного металлов с целью обеспе-
чения необходимых размеров и формы зоны проплавления.
3. Формирование валика и корня шва
Форма и размеры выпуклости сварного шва. а также плавность
перехода от основного металла к наплавленному оказывают суще-
ственное влияние на работоспособность сварного соединения. Роль
данных факторов особенно велика при изготовлении ответственных
конструкций, работающих при переменных и динамических нагруз-
ках.
Вопросы формирования стыковых швов и разработки методов рас-
чета их размеров в зависимости от режимов сварки рассмотрены в
работах Б. Е. Патона, А. И. Акулова, Г. А Бельчука, А. А. Ерохина,
В. И. Демянцевича, а также других отечественных и зарубежных ис-
следователей. Эти работы показали, что форма и размеры выпуклос-
ти сварного шва в значительной мере определяются режимом сварки
и теплофизическими характеристиками свариваемого металла. Од-
нако наряду с этими факторами на процесс формирования валика
сварного шва оказывают влияние и силы поверхностного натяжения.
Одним из первых, кто обратил внимание на влияние поверхностного
натяжения металла на формирование валика сварного шва, был
Г. 3. Волошкевич [59], который показал, что форма и размеры вы-
пуклости зависят от величины капиллярной постоянной межфазной
поверхности
ak = V
где Ду — разность плотностей контактирующих фаз.
Согласно [59] профиль поверхности валика описывается уравне-
нием, связывающем кривизну профиля шва с поверхностным натяже-
нием металла шва и гидростатическим давлением o/r = gAz + Со (г —
радиус кривизны поверхности валика в рассматриваемой точке; z —
координата рассматриваемой точки; Со — постоянная, зависящая
от выбора начала координат). Для случая, когда начало координат
совпадает с наивысшей точкой кривизны поверхности Со = g/R0,
где Ro — радиус кривизны поверхности в этой точке.
Решение данного уравнения методами графического интегрирова-
ния [263] показало удовлетворительное совпадение теоретической и
62
действительной формы наплавленного валика. Однако реальные ус-
ловия формирования сварного шва из-за проплавления дугой основно-
го металла отличаются от условий растекания жидкой капли по твер-
дой поверхности. Это затрудняет применение метода графического
интегрирования для исследования влияния различных факторов на
форму и размеры валика.
Необходимо отметить, что данное и последующие уравнения полу-
чены для условия термодинамического равновесия при постоянной
температуре. Действительно, для сварочной ванны, в том числе и
хвостовой ее части, характерна значительная неравномерность в рас-
пределении температуры, что может повлиять на форму и размеры
усиления сварного шва.
Представляя поверхность расплавленного металла сварочной ван-
ны в районе фронта кристаллизации как цилиндрическую и считая,
что валик формируется только под действием сил тяжести и поверх-
ностного натяжения, получено уравнение [961, описывающее профиль-
поперечного сечения усиления шва
р х2/2«,' -Г x/R0 — 1
В = I —-- ---- ах + С,
J У 1-(х2/2^ + *//?,>- 1)2
где В — ширина валика при данном /г; h — расстояние от верхней
точки профиля до горизонтальной плоскости; х — координата высо-
ты какой-либо точки профиля валика; Ro — радиус кривизны по-
верхности валика в наивысшей точке.
И. Л. Емельяновым предложена также методика определения фор-
мы и размеров наплавленного валика с учетом как поверхностных
свойств металла, так и режимов сварки (величины сварочного тока,,
напряжения на дуге, скорости сварки и т. д.). Однако в работах 159,
96] использованы приближенные методы графического интегрирова-
ния уравнения капилярности, что существенно затрудняет изучение-
процесса формирования выпуклости шва, особенно при сварке в раз-
личных пространственных положениях. Тем не менее в этих работах
показана хорошая сходимость расчетной и действительной форм вы-
пуклости сварного шва.
Расчетные уравнения, позволяющие определить основные геомет-
рические параметры выпуклости шва, получены в работе [18]. Для
сварки стыковых швов в нижнем положении эти уравнения имеют вид.
С = ]/го + 2 (1 — cos фк) — г0; (2.8)
% ____________________________
Ьо = 2 j cos q>Kd<p/ ]/~ Zo + 2 (1 — cos <рк); (2.9).
О
f0 = b0 (С + z0) — 2 Sin Фк. (2.10)
Здесь С —безразмерное усиление шва, С = с/ак; z0 —безразмерное-
расстояние от вершины усиления до начала координат; z0 = c^/R^
b0 — безразмерная ширина усиления, Ьо = В/а* — безразмерная,
площадь усиления; f0 = FJaK-
63
Решая систему уравнений ((2.8) — (2.10)), можно расчетным п, тем
определить высоту выпуклости С и угол перехода <рв от основного
металла к направленному при известных зничениях f0 и Ьо. Последние
определяются расчетным путем по заданному режиму сварки. Не-
обходимо отметить, что угол <рк не равен [344] краевому углу смачи-
вания, как*указано в работе [18].
Расчетные зависимости ((2.8) —(2.10)) получены в предположении,
что выпуклость шва формируется в хвостовой части сварочной ванны
и давление дуги оказывает несущественное влияние на ее форму.
Однако в ряде случаев, например, при сварке теплопроводных металлов
маломощной дугой, сварочная ванна может иметь небольшую длину.
В этом случае давлением дуги нельзя пренебречь.
Достоинством модели, предложенной в работе 118], является воз-
можность использования ее для расчета формы и размеров валиков
для различных типов сварных соединений. Так, при сварке в щеле-
вую разделку форма мениска в зазоре описывается [193] той же систе-
мой уравнений, что и в случае формирования усиления при сварке
стыковых швов, только для определения f0 используют выражение
f0 = ± (Л, - BL)/a«, (2.11)
где Fu — площадь поперечного сечения наплавленного металла;
L — 1Л?и/лесу7’пл — В2/4 (дп — погонная энергия; с — удельная
объемная теплоемкость). При этом знак плюс берется для выпуклого
мениска, а знак минус — для вогнутого.
Влияние поверхностных свойств металла на формирование усиле-
ния сварного шва при сварке в нижнем положении подтверждается
и данными других авторов [171, 320, 323]. Существенное влияние
на формирование валика оказывает [51] и поверхностное натяжение
шлака.
Роль поверхностных сил в формировании валика сварного шва
увеличивается при сварке или наплавке в вертикальном, горизонталь-
ном и особенно потолочном положениях. Это связано с изменением
соотношения сил, действующих на металл сварочной ванны. Так, при
сварке горизонтальных швов на вертикальной плоскости на металл
сварочной ванны действуют прежде всего силы тяжести и поверхност-
ные силы. Силы механического воздействия дуги на поверхность
хвостовой части сварочной ванны, где происходит формирование ва-
лика, относительно невелики, и поэтому их влиянием можно прене-
бречь. Особенностью формирования горизонтальных швов является
частое образование в верхней части шва подреза, а в нижней части —
наплыва (рис. 28).
Рассматривая в равновесии сварочную ванну под действием сил
тяжести и поверхностного натяжения и пренебрегая силой давления
дуги и перемещением металла в сварочной ванне, авторы работы [247]
получили зависимость
^шах = — у£>3/18о]/3. (2.12),
Видно, что для уменьшения высоты наплыва необходимо снизить ши^ ’
44
рину сварного шва В и повысить поверхностное натяжение металла
сварочной ванны Аналогичные результаты по влиянию поверхност-
ных свойств металла и ширины сварного шва на образование наплывов
при выполнении горизонтальных швов получены вариационно-энер-
гетическим методом в работе [21].
Роль сил поверхностного натяжения на формирование сварного
шва при сварке в потолочном положении отмечено в [20, 309, 195.
В работе [20]. при тех же допущениях [18], получены уравнения,
позволяющие определить основные размеры вы-
пуклости шва:
с = zo — V го — 2 (1 — cos ч к);
Рис. 28. Схема форми-
рования горизонталь-
ного сварного шва на
вертикальной плоскос-
ти.
о
fo= bo(c — г0) + 2 sin (рн,
где обозначения те же, что и в уравнениях
((2.8) - (2.10)).
Отличительной особенностью сварных и вов,
полученных при сварке в потолочном положе-
нии, является то, что при достижении свароч-
ной ванной определенных размеров силы тяжести
не могут компенсироваться силами поверхност-
ного натяжения. В этом случае происходит выте-
кание металла из сварочной ванны. Как пока-
зали эксперименты [309], вытекание металла из
сварочной ванны происходит в ее хвостовой
части. Это связано с тем, чтоб головной части
сварочной ванны металл помимо сил поверхностного натяжения
удерживается еще и силами давления дуги. Расчеты свидетельствуют
о том [309], что при сварочном токе 220—230 А примерно 50 % рас-
плавленного металла сварочной ванны удерживается силами поверх-
ностного натяжения. В связи с этим для удержания металла сварочной
ванны обычно прибегают [158] к различным технологическим приемам,
которые усложняют процесс сварки и повышают ее стоимость.
Согласно [20], существует предельная ширина выпуклости Втах>
превышение которой делает невозможным свободное формирование
шва при любой площади наплавленного металла F„. Аналогично су-
ществует и предельная площадь выпуклости F™ax, причем и Втах,
и дн зависят только от капиллярных свойств жидкого металла.
Нарушение формирования сварного шва может произойти и при вы-
полнении условия устойчивости межфазной поверхности, если из-за
чрезмерной глубины проплавления гидростатические силы не урав-
новешиваются силами поверхностного натяжения.
Нормальное формирование шва при сварке в потолочном положе-
нии происходит в том случае, если выпотняется неравенство [20]
-Вв + С где Нс—средняя глубина сварочной ванны в
5 1-635
65
хвостовой части; С — высота выпуклости; Ro — радиус кривизны
профиля усиления в верхней 'точке.
При односторонней сварке с полным проплавлением работоспособ-
ность сварного соединения во многом зависит от формы и величины
обратного валика шва. Обеспечение его формирования и устранения
прожогов, которые часто возникают при сварке подобных швов,
достигается применением различных подкладок.
При использовании расплавляемых подкладок баланс сил, действу-
ющих на расплавленный металл, можес быть выражен равенством
[2]
Рд + РГС "Ь Рцб = Рш + Рм + Радг> (2.13)
где Ргс — гидростатическое давление массы сварочной ванны, отне-
сенная к площади сквозного проплавления; РЦб — сила, возникающая
при движении жидкого металла из головной части сварочной ванны
в хвостовую; Рм — сила поверхностного натяжения зеркала свароч-
ной ванны; Рш — сила поверхностного натяжения шлака, образующе-
гося при расплавлении подкладки; Радг — работа адгезии и между
жидким шлаком и твердой поверхностью металла и подкладки.
Условием отсутствия характерных для обратного валика шва де-
фектов (макронатеков, шлаковых включений, вмятин) является вы-
полнение неравенства Рд + Рцб ф Ргс <Z Рш + Рм + Рааг.
Анализ сил, действующих на расплавленный металл, показал [2],
что противодействовать сумме сил Рд ф Ргс ф Рцс, может в основ-
ном сила поверхностного натяжения шлака. Как показали расчеты, не-
обходимо, чтобы величина поверхностного натяжения шлака была не
менее 500 мДж/м2.
Качественное формирование обратного валика сварного шва воз-
можно, если выполняется [44] следующее неравенство: Рм.н ф Рм
Рл.Раб + Pre, где Рмн — сила межфазного натяжения на гра-
нице расплавления металл — шлак.
Таким образом, подбор подкладки, обеспечивающей получение
шлака, на границе с которым велика величина <тм_ш, позволяет улуч-
шить формирование обратного валика шва.
Влияние поверхностных явлений на формирование сварного шва
отмечено [293, 343, 362] для различных способов сварки плавлением.
Известно [7, 287], что работоспособность сварных соединений час-
то зависит не только от конфигурации шва, но и от плавности перехода
от наплавленного металла к основному. В настоящее время широко
применяется аргонодуговая обработка сварных соединений, которая
позволяет, наряду с изменением структуры в зоне термического влия-
ния, дегазацией металла, изменением размеров и формы неметалли-
ческих включений, повысить угол перехода до 160—180°.
Согласно работе [141, угол перехода фк связан с радиусом перехо-
да R зависимостью R = И/фк. Рассмотрение особенностей формирова-
ния зоны перехода от основного металла к наплавленному позволило
[19] найти выражение R — AL ctg <рк/2, где AL = (Bs —Bl)/2i
Bs, Bl — ширина изотермы с температурой соответственно солиду-
са и ликвидуса.
66
Для многих сталей и металлов величина AL = 0,1...0,4 мм [19].
Угол фк, как показано в работе [18], зависит от ширины усиления, пло-
щади наплавленного металла и капиллярной постоянной, т. е. свя-
зана с поверхностными свойствами расплавленного металла.
4. Возникновение дефектов формы шва
При сварке плавления наиболее характерные дефекты формы свар-
ных швов — это подрезы, непровары, несплавления, кратеры, про-
жоги и чешуйчатость. Рассмотрим влияние поверхностных свойств
и явлений на образование этих дефектов.
Из практики известно, что подрезы получаются чаще всего при
автоматических способах сварки, особенно при сварке угловых швов.
Однако довольно часто они образуются и при сварке стыковых швов,
как правило, при высоких скоростях сварки. Причиной их образова-
ния может быть смещение электрода относительно оси шва или завы-
шенные значения напряжения на дуге. В том и другом случае проис-
ходит более глубокое проплавление одной из кромок, что приводит
к образованию канавки, которая остается после затвердевания метал-
ла сварочной ванны. Незаполнение канавки и образование подрезов
обычно не вызвано недостатком металла, а определяется соотношением
скоростей кристаллизации мегалла и заполнения канавки металли-
ческим расплавом. В последнее время некоторые исследователи [107,
157, 306, 312] связывают образование подрезов с гидродинамическими
процессами в сварочной ванне. Это подтверждается, например, данными
о влиянии угла заточки электрода [1071, применения комбинирован-
ного электрода [312] и многоэлектродной сварки [157] на образова-
ние подрезов. Во всех перечисленных выше случаях изменяется сило-
вое воздействие дуги на металл сварочной ванны, что приводит к изме-
нению гидродинамических характеристик расплавленного металла.
На практике пользуются различными приемами для устранения
подрезов, которые направлены в основном на уменьшение скорости
кристаллизации или увеличение скорости заполнения канавки метал-
лом. В последнем случае при растекании расплава по поверхности
твердого тела общее изменение энергии на единицу поверхности со-
ставляет: при сварке в газовой среде
Дог = ом_г -ф ат_ж — от_г; (2.14)
при сварке под флюсом
Д<тш = ом—ш -ф ат—ит—ш. (2.15)
Видно, что свободная энергия системы уменьшается только в том слу-
чае, если выполняются неравенства
о,—г о,—ж 2-> ом—г, о,—ш о,—ж 2--* пм—ш. (2.16)
Следовательно, процесс растекания проходит самопроизвольно, ес-
ли соблюдаются указанные в уравнениях соотношения между величи-
нами поверхностных энергий.
5*
67
Из уравнений ((2.14) — (2.16)) следует, что связанная с уменьше-
нием свободной поверхности энергии движущая сила растекания ме-
талла по поверхности твердого тела АДПм_г = от-г — от—ж — о„_г;
^двм_ш = от—ui — от_ж — ом—ш- С учетом уравнения cos 6 =
= (От—Г — От—ж)/ Ом—Г МОЖНО ЗЭПИСЭТЬ
^ДВц,—г = Ом—г (COS 6М—г 1), ^ЭДВМ_Ш — ом_ш (cos 0м_ш 1). (2.17)
Таким образом, величина движущих сил растекания зависит от
величины 6, а следовательно, от состояния поверхности твердого
тела, ее шероховатости, от наклона поверхности и т. д.
Растеканию жидкого металла препятствуют главным образом си-
лы инерции Рин и силы Ръ, обусловленные вязкостью металла. Величи-
на этих сил определяется в первую очередь плотностью и вязкостью
металла, а также геометрическими характеристиками системы. При
наличии шлака значения Р„„ и зависят также от вязкости и плот-
ности шлака. Кроме того, на процесс растекания расплава может
повлиять и наличие поверхностно-активных элементов в металле или
шлаке, так как они будут участвовать в формировании адсорбцион-
ных слоев, которые могут заметно отличаться по вязкости и плотнос-
ти от объема жидкости.
В условиях сварки влияние массы расплавленного металла на
процесс растекания малозаметно. Это связано с тем, что при сварке
длительность процесса растекания мала, а объем жидкости, участву-
ющей в движении, в первый момент времени незначителен. Об этом
свидетельствуют и данные о повышении высоты наплавленного вали-
ка при увеличении скорости плавления электродной проволоки с со-
хранением подрезов.
Нами проверено влияние величины ом-ш на образование подрезов.
На автомате АБС наплавляли валики проволокой Св-08 на пластины
из стали СтЗ под флюсом SiO2 83 % — Na2O 17 % и SiO2 60 % — МпО
40 % на прямой полярности. Установлено, что подрезы появлялись
при меньших значениях скоростей сварки при использовании флюса,
состоящего из SiO2 — Na2O. В этом случае значение ом_ш на границе
металл сварочной ванны — шлак значительно больше, чем при приме-
нении флюса SiO2 — МпО. С уменьшением межфазного натяжения
металла сварочной ванны улучшалась и форма наплавленного ва-
лика.
Непровары в сварных швах могут быть по толщине основного метал-
ла, в вершине угла и по кромкам свариваемых деталей. Наиболее час-
то наблюдаются непровары по толщине металла. Между тем, как
показано выше, глубина проплавления во многом зависит от соотно-
шения поверхностных энергий расплава, твердого металла и межфаз-
ного натяжения на границе расплав — твердый металл. Поэтому
образование непровара по толщине основного металла зависит и от
поверхностных явлений. При этом устранению непроваров способ-
ствуют приемы, направленные на повышение глубины проплавления,
т. е. снижение <тм—г или ом-ш.
Когда температура плавления электродного металла ниже, чем тем-
пература плавления основного металла, образование непроваров за-
68
висит и от смачиваемости основного металла расплавом электродного,
а также его вязкости и зазора между деталями.
Согласно выражению (2.4), для случая сварки в нижнем положе-
нии стыкового соединения вероятность образования прожогов зави-
сит от массы сварочной ванны и ее формы, давления дуги и поверх-
ностных свойств металла.
Рис. 29. Зависимость тока прожога от
скорости сварки (сварка в СО2):
1 — проволока Св-08, сталь СтЗ; 2 —
проволока Св-08Г2С, сталь СтЗ; 3 — про-
волока Св-08, сталь ЭЗА; 4 — проволока
Св-08Г2С. сталь ЭЗА.
При повышении погонной энергии увеличивается объем расплав-
ленного металла, а значит, и Ро, из-за увеличения ширины шва,
что, в свою очередь, приводит к увеличению главных радиусов кри-
визны /у и г2. Кроме того, если увеличение погонной энергии произо-
шло вследствие роста величины сварочного тока, то заметно возрастет
и давтение дуги. Поэтому при по-
вышении погонной энергии воз-
можно, что давление дуги и гидро-
статическое давление станут больше
сил поверхностного натяжения, что
приведет к вытеканию металла и об-
разованию прожогов. Последние
особенно часто образуются при свар-
ке деталей небольшой толщины, ког-
да ширина сварочной ванны велика
и превышает порой толщину дета-
лей, а значения г, и г2 также велики.
Счезидно, что образования прожо-
гов при сварке на весу можно избе-
жать или уменьшением давления
дуги и объема сварочной ванны, на-
пример используя импульсно-дуго-
вую сварку, или повышением по-
верхностного натяжения металла.
Влияние поверхностного натяжения расплава на образование про-
жогов подтверждается опытами по сварке, которые проводились на
автомате АДПГ-500. При этом использованы пластины толщиной 3 мм
из сталей СтЗ и ЭЗА и проволоки Св-08 и Св-08Г2С. Сварку вели на
постоянном токе обратной полярности в СО2 при £/д = 24...26 В,
расход газа 15 л/мин. Для материалов, поверхностное натяжение
которых заметно снижается при контакте с окислительной газовой
средой, образование прожогов происходит при меньших значениях
сварочного тока (рис. 29).
При сварке на больших токах и при высоких скоростях сварки иног-
да отмечается отсутствие зоны сплавления между основным и наплав-
ленным металлом. Однако образование этого дефекта зависит и от
поверхностных свойств металла. Так, при сварке на одних и тех же
режимах (/св = 450 А; (7Д — 35 В; ПСв = 82 м/ч; d3 = 4 мм) зона не-
сплавления образуется при наплавке проволокой Св-08 на пластины
из СтЗ при применении флюса SiO2 — Na2O и не образуется при свар-
ке под флюсом SiO2 — МпО. Это можно объяснить следующим обра-
зом. При наплавке на постоянном токе прямой полярности, а именно
при таких условиях проводились опыты, величина ом_ш на границе
69
металл сварочной ванны — шлак при использовании флюса SiO2 —
МпО значительно меньше, чем при применении флюса, содержаще-
го SiO2 и Na2O. По-видимому, это и является причиной образования
зоны несплавления.
Влияние величины межфазного натяжения в системе металл —
шлак на образование несплавлений отмечено также в работе [2661.
Поверхностные свойства металла оказывают определенное влия-
ние и на образование кратеров в сварнохм шве, которые образуются
Рис. 30. Зависимость глубины кратера сварного шва от величины
сварочного тока (Рсв = 15 м/ч):
а — проволока Св-08Г2С, сталь СтЗ; б — проволока Св-08Г2С, сталь ЭЗА;
/ — U = 40 В; 2 — U =35 В; 3 — U = 30 В.
д д и
под действием следующих сил. Давление дуги Ра и реактивная сила
Рр, возникающие в результате испарения металла в зоне активного
пятна, стремятся прогнуть поверхность металлической ванны. Силы
поверхностного натяжения Рт и гидростатического давления Рг.д
стремятся выровнять поверхность ванны. Кратер образуется в слу-
чае
Рд+Рр>Рин + Рг.д. (2.18)
После преобразования с учетом того, что при дуговых способах свар-
ки Рр невелико,
Рл > 2ом_г/гк 4- 7д//1к. (2.19)
где гк — радиус кривизны дна кратера; hK — максимальная глубина
|кратера. Из этого уравнения следует, что глубина кратера тем боль-
ше, чем меньше плотность металла и поверхностное натяжение и чем
больше давление дуги и реактивные силы. Подобное влияние плот-
ности металла и давления дуги подтверждается экспериментально
70
[3511. Однако отмечено [235, 351], что с увеличением тока опускание
поверхности металла существенно увеличивается. Это связано как
с ростом давления дуги, так и с появлением вихревых потоков ме-
талла.
Согласно принятой в работе [351] математической модели, влия-
ние поверхностного натяжения металла на форму кратера невелико.
Однако проведенные нами эксперименты свидетельствуют о том, что
это влияние довольно заметно. При сварке под флюсом АН-348А
проволокой Св-08 стали СтЗ, поверхностное натяжение которой изме-
нялось путем введения серы, глубина кратера увеличилась с 0,7 до
1,5 мм при повышении содержания серы в стали от 0,052 до 0,43 %.
При сварке в углекислом газе проволокой Св-08Г2С глубина кратера
больше (рис. 30), когда основным металлом была сталь СтЗ.
Таким образом, образование дефектов формы шва (подрезов, не-
сплавлений, прожогов, кратеров, непроваров, чешуйчатости, наплы-
вов) в той или иной мере связано с поверхностными свойствами ме-
талла.
5. Образование пор и неметаллических включений
Связь процессов образования пор и неметаллических включений
с поверхностными свойствами и явлениями отмечена многими иссле-
дователями [9, 78, 203, 227, 233, 249]. Довольно подробно эти вопросы
изложены в монографиях [220, 221, 236]. Поэтому здесь вкратце рас-
смотрим лишь влияние и место среди других действующих факторов
поверхностных свойств и явлений на отдельных этапах процесса обра-
зования пор и неметаллических включений.
Образование пор и неметаллических эндогенных включений, кото-
рые составляют основную долю включений в сварных швах, во мно-
гом схоже. Поэтому и влияние отдельных факторов на процессы их
зарождения, укрупнения и удаления из сварочной ванны во многом
идентичны. При этом на каждой стадии процесса образования пор и
неметаллических включений роль отдельных факторов может изме-
ниться. Так, на стадии образования устойчивых зародышей основны-
ми факторами, влияющими на этот процесс., будут пересыщение рас-
плава веществом новой фазы, поверхностные свойства на границе
металл — газ (неметаллические включения), а также наличие меж-
фазных границ и смачиваемость этих границ расплавленным металлом.
Роль каждого из этих факторов видна из рассмотрения уравнений
для определения критического радиуса гкр зародыша новой фазы и ин-
тенсивности образования’ устойчивых зародышей / в гомогенной
О
о лл / П'Т' 1 / I л — 16no»Mf l^R‘T*an:lc, )2 о
среде: гкр = 2оМф/у/?Т In c/cs; 1 = Ае * * . Здесь
Л1ф — молекулярная масса вещества образующейся фазы; c/cs —
пересыщение расплава веществом новой фазы; А — коэффициент,
определяемый расчетным путем.
Расчеты по приведенным уравнениям показали [78], что образо-
вание устойчивых зародышей газовых пузырьков и неметалличе-
ских включений в значительной мере зависит от величины ом_г и ом_ш.
71
Как видно из приведенных формул, критический радиус зароды-
шей газовых пузырьков и неметаллических включений снижается, а
интенсивность образования зародышей увеличивается при снижении
поверхностного (межфазного) натяжения. Это подтверждается и эк-
спериментальными данными. Так, введение поверхностно-активной
серы в сталь приводит, согласно [264], к увеличению числа пор в
сварном шве. Наши исследования показали (рис. 31), что при приме-
Рис. 31. Зависимость числа пор и пористости
сварного шва от объемного содержания СО2
в смеси N2 + СО2 при сварке сталей СтЗсп
(а) и ЭЗА (б).
нении проволоки Св-08 увели-
чение окислительного потен-
циала защитной среды (N2 +
+ СО2) приводит к росту числа
пор при сварке стали СтЗсп
и практически не влияет на
число пор при сварке стали
ЭЗА. Между тем в первом
случае происходит снижение
величины ом_т стали СтЗсп,
а во втором случае — для
стали ЭЗА — этого не наблю-
дается.
Металлографический ана-
лиз неметаллических включе-
ний в сварных швах и прове-
денные расчеты показали [359],
что хорошая сходимость рас-
четов и экспериментальных
данных наблюдается в том слу-
чае, если ом-ш = 405 мДж/м2.
Такие включения должны со-
держать около 60 % FeO [77,
791 — компонента, который
понижает величину ом_Гш.
Существенное влияние на
образование зародышей газо-
вых пузырьков и неметалли-
ческих включений оказывают
наличие в сварочной ванне
границ раздела, смачиваемость поверхности раздела веществом новой
фазы, межфазное натяжение на границе раздела. При образовании
зародышей неметаллических включений улучшение смачиваемости,
а при образовании зародышей газовых пузырьков — повышение меж-
фазного натяжения на границе раздела облегчают выделение вещества
новой фазы.
Заметную роль, особенно при образовании газовых зародышей,
могут сыграть гидродинамические процессы в сварочной ванне [781.
Из уравнений гидромеханики следует, что при установившемся дви-
жении несжимаемой жидкости распределение давлений в потоке за-
висит от распределения скоростей ее перемещения. При этом давление
может стать даже отрицательной величиной, если скорости потоков
72
будут достаточно большими. Поскольку металлические расплавы не
способны воспринимать растягивающие напряжения, возникновение
в отдельных участках объема сварочной ванны отрицательного дав-
ления должно привести к нарушению сплошности и образованию
полостей, заполняемых газом, выделяющимся из расплава. В этом
случае процесс образования зародышей газовых пузырьков носит
кавитационный характер. Возможность подобного образования за-
родышей газовых пузырьков подтверждается данными работы [6],
согласно которой образование газовых пузырьков происходит в зоне
активного пятна дуги, где имеет место интенсивное перемешивание
металла сварочной ванны. К тому же в этой зоне благодаря высокой
температуре наблюдаются [42] высокая концентрация газов, а также
снижение величины поверхностного натяжения расплава.
Таким образом, на стадии образования устойчивых зародышей
газовых и неметаллических включений основную роль играют по-
верхностные свойства и явления, пересыщение металла выделяющей-
ся фазой, гидродинамические процессы в сварочной ванне.
Рост газовых пузырьков и неметаллических включений в металле
сварочной ванны имеет свои особенности. Так, рост неметаллических
включений происходит в основном в результате коагуляции и коалес-
ценции включений, а рост газовых пузырьков — вследствие коалес-
ценции и диффузии газов из расплава в пузырек.
Интенсивность процессов коагуляции и коалесценции неметалли-
ческих включений и коалесценции газовых пузырьков зависит от
того, как часто будут сталкиваться между собой неметаллические
включения или газовые пузырьки.
Вероятность столкновения частиц увеличивается при перемешива-
нии металла, что следует из выражения [781 117лам/Ц70 = Г|м/^о ,
kT dz
где 1^лам, Wo — число столкновений частиц соответственно в лами-
нарном потоке и в спокойном металлическом расплаве; т]м — вязкость
металла; Ri, = r( + г, (riy rt — радиусы i и /-й частиц). Расчеты,
проведенные по данному уравнению, свидетельствуют о том, что если
в расплаве находятся частицы размером около 10 мкм, a dV/dz = 1 с-1,
то 1Рлам/Г0> 104.
Таким образом, рост неметаллических включений вследствие коа-
гуляции и коалесценции, имеющий особенно важное значение / л i
оксидных включений, и рост газовых пузырьков в результате коа-
лесценции в первую очередь определяется гидродинамическими про-
цессами в сварочной ванне.
На процесс укрупнения расплавленных неметаллических включе-
ний влияют также вязкость включений и величина межфазного натя-
жения на границе включение — металл, поскольку от них зависит
скорость слияния частиц, определяемая из выражения [233] К =
= где kn — коэффициент пропорциональности; цв — вяз-
кость материала включения.
Влияние вязкости в этом случае преобладающее. Это объясняет-
ся тем, что вязкость меняется при изменении состава включений го-
раздо более заметно, чем межфазное натяжение.
73
Вязкость расплавленного включения окажет существенное влия-
ние и в случае объединения расплавленного и твердого неметалли-
ческих включений, хотя в этом случае существенную роль играет
и смачиваемость твердого включения расплавленным [233].
При коагуляции твердых неметаллических включений влияние
поверхностного натяжения и смачиваемости включений расплавленным
металлом более заметно. Это следует из выражения [10], согласно
которому сила сцепления твердых сферических включений Р =
= 2лам_ггЕтг, где гв — радиус включения; тг — безразмерная ко-
ордината, зависящая от поверхностных свойств металла и смачивае-
мости включений металлическим расплавом.
Из аналитического рассмотрения и результатов проведенных иссле-
дований следует [78], что при диффузионном росте газового пузырька
основное влияние на увеличение его размеров оказывают содержание
газов в металле, величина внешнего давления, скорость массопереда-
чи газа из металла в пузырек, которая зависит от наличия в металле
поверхностно-активных элементов.
Преобладающая роль концентрации газа объясняется тем, что
поток газа из расплава в пузырек, от величины которого зависит рост
пузырька, определяется градиентом концентрации газа на границе
пузырек — расплав и в объеме расплава. При этом поток газа в пу-
зырек тем больше, чем выше содержание газа в металле.
Как известно, газовый пузырек растет, если выполняется соотно-
шение Рн Рви — ом_г/г, где Рк, Рт — соответственно наружное
и внутреннее давление на стенку пузырька; г — радиус пузырька.
В условиях сварки наружное давление, препятствующее росту
газового пузырька, состоит из атмосферного давления, давления дуги
и давления, обусловленного вязкостью расплава, поэтому повышение
атмосферного давления препятствует росту газовых пузырьков. Этот '
прием используется на практике для снижения пористости сварного шва.
В меньшей мере на рост пузырьков влияет введение в металл по-
верхностно-активных элементов. Адсорбируясь на поверхности пу-
зырек — расплав, эти элементы снижают величину активной поверх-
ности контакта и уменьшают поток газа из расплава в пузырек.
Удаление неметаллических включений из сварочной ванны ста-
новится заметным, если последняя покрыта шлаком. В этом случае
процесс удаления состоит из следующих этапов: подход включения
к границе металл — шлак; переход включения через данную грани-
цу; отвод частицы в объем шлака.
Подход включений к границе металл — шлак в условиях сварки
происходит не в спокойном, а в заметно перемешиваемом металле.
Наличие потоков в сварочной ванне существенно влияет на доставку
включений к границе металл — шлак, что следует из выражения
[300] где /<к, Кс — константы скоростей соот-
ветственно конвективного и седиментационного подъема включений;
Vn — скорость потока металла на границе со шлаком; гв — радиус
перемещающегося включения; V — скорость подъема неметалличе-
ского включения, определенная по формуле Стокса; Вш — ширина
•сварочной ванны.
74
Как видно, эффект влияния перемешивания металла усиливается
с ростом скоростей потоков, причем на скорость подхода частиц к
межфазной границе не окажет особого влияния разность плотностей
частиц и металла, так как скорости потоков металла сварочной ванны
во много раз выше скоростей подъема частиц, определяемых по фор-
мулам Стокса и Рыбчинского — Адамара. Не повлияет на подъем частиц
и разница в величинах адгезии их к металлу, поскольку включения
в перемешиваемом металле перемещаются без проскальзывания 12011.
Таким образом, на первом этапе удаления неметаллических вклю-
чений из сварочной ванны основным фактором, определяющим достав-
ку включений к границе металл — шлак, является интенсивность пе-
ремешивания металла.
Анализ всех этапов показал, что в условиях сварки удаление неме-
таллических включений определяется скоростью самого медленно-
го — второго этапа. При этом эффективность удаления неметалли-
ческих включений определяется скоростью поглощения частиц шла-
ком, которая должна быть не меньше скорости потоков в металле.
В противном случае включения будут снова затянуты в объем свароч-
ной ванны.
Скорость поглощения включений шлаком зависит от размеров
включений, их агрегатного состояния (твердые или жидкие), смачи-
ваемости включений шлаком, вязкости и плотности шлака, химиче-
ского взаимодействия между шлаком и включением, направления и
величины скорости, с какой частица подходит к границе металл —
шлак. Если в момент приближения частицы к поверхности раздела
вектор скорости направлен по касательной к границе, то центро-
стремительные силы увлекут частицу вновь в объем металла. Если
же вектор скорости пересекает поверхность раздела, то скорость
перехода включений будет выше, чем скорость перехода такой же
частицы из неперемешиваемого расплавленного металла.
Поскольку переход неметаллических включений из металла сва-
рочной ванны в шлак приводит к уменьшению величины поверхност-
ной энергии системы, это предопределяет стопроцентную термодина-
мическую вероятность перехода. Наличие же неметаллических вклю-
чений в металле шва является следствием гидродинамических
процессов, происходящих на границе металл — шлак. Это может быть
результатом кратковременности контакта включения и шлака, малой
удельной поверхностью контакта, значительной скорости движения
металла вдоль поверхности контакта и т. д.
Важная роль гидродинамических процессов в переходе неметал-
лических включений через границу металл — шлак подтверждается
также следующими фактами.
Исследование влияния поверхностных и гравитационных сил на
переход частиц через границу металл — шлак показало, что поверх-
ностные силы преобладают при удалении мелких включений (гБ
10~4 м). Однако из практики известно, что лучше удаляются круп-
ные включения. Это свидетельствует о том, что в условиях сварки
переход неметаллических включений через границу металл — шлак
прежде всего зависит от гидродинамических процессов.
75
Из других факторов, влияющих на переход неметаллических
включений из металла в шлак, наибольшее влияние окажут вязкость
металла и шлака, поверхностные свойства металла и шлака и смачи-
ваемость включений шлаком. При переходе включения до миделева
сечения наибольшее влияние окажет вязкость металла, а затем —
вязкость шлака.
На третьем этапе удаления неметаллических включений из сва-
рочной ванны важное значение имеет перемешивание шлака, что об-
легчает [201] ассимиляцию включений шлаком.
Итак, из анализа процесса удаления неметаллических включений
из сварочной ванны, проведенного при условии постоянства времени
ее существования, можно сделать следующий вывод. По-видимому,
первостепенное значение в этом процессе имеют гидродинамические
процессы в сварочной ванне и в расплавленном шлаке, а затем, в за-
висимости от размера включений, их агрегатного состояния, стадии
перехода частиц через границу металл — шлак,— вязкость шлака
(включения) или поверхностные свойства и явления.
Удаление газовых пузырьков из металла сварочной ванны состо-
ит из двух этапов: перемещения газовых пузырьков к поверхности
металл — шлак (газ) и переход газового пузырька через межфазную
границу.
Подход газовых пузырьков к межфазной границе, как и в случае
неметаллических включений, определяется прежде всего гидродина-
мическими процессами в сварочной ванне. Переход же пузырьков че-
рез межфазную границу зависит от соотношения кинетической энер-
гии поднимающегося пузырька, энергии поверхностного натяжения
и потенциальных энергий перемещаемой металлической оболочки,
а при сварке под флюсом — и столба шлака. Кинетическая энергия
пузырька равна g- r3yr V2 (г — радиус пузырька; уг — плотность газа).
Поскольку плотность газа гораздо меньше (в тысячи раз) плотности
неметаллического включения, то кинетическая энергия пузырька зна-
чительно ниже энергии неметаллического включения. В наибольшей
мере она зависит от размеров пузырька и от скорости перемешивания
металла. Поскольку толщина перемещаемой пузырьком металлической j.
оболочки мала, то потенциальной энергией оболочки можно прене- F
бречь. Тогда переход пузырьков через границу металл — газ будет
в меньшей мере определяться гидродинамическими процессами, а в
большей степени — поверхностными свойствами металла, так как из-
вестно [354], что скорость разрушения пленки металла существенно
зависит от поверхностных свойств металла, что следует из выражения
Ир = К2ом_.г/ум6п, где fn — толщина пленки. Поэтому в случае
перехода пузырька через границу металл — газ самым важным фак-
тором, влияющим на этот процесс, являются поверхностные свойства
металла, а затем — гидродинамические процессы в сварочной ванне.
Как показали наши исследования [81], удаление газовых пузырь-
ков может стать причиной разбрызгивания металла сварочной ванны.
Введение в сварочную ванну кислорода или серы, приводящее к
уменьшению величины поверхностного натяжения металла сварочной
76
ванны, снижает массу разбрызгиваемого металла. Это связано с повы-
шением устойчивости пленки металла вследствие уменьшения его
поверхностного натяжения.
В случае перехода газового пузырька через границу металл — шлак
условие перехода запишется в виде [84] r3yrV2 > 2/7iinoM_ш sin 0 4-
+ у г2ЯшТш sin2 6 fg (Зг2 sin2 0 + Дш), где hw, Нш — высота
соответственно шлакового купола, образующегося при переходе
пузырька через границу металл — шлак, и толщина флюса; 0 —
угол между вектором межфазного натяжения и направлением подъ-
ема пузырька.
Анализ данного неравенства и проведенные эксперименты свиде-
тельствуют о том, что преобладающую роль в этом случае и на этой
стадии играют величины Нш и /гш, о г которых зависит потенциальная
энергия системы. Меньшее влияние оказывают величина ом_ш и за-
тем кинетическая энергия пузырька.
Следует отметить, что образование пор и неметаллических включе-
ний взаимосвязано. Наличие неметаллических оксидных включений
в сварочной ванне способствует образованию газовых пузырьков,
а наличие газовых пузырей — появлению неметаллических включе-
ний. Первое объясняется наличием межфазных границ, а второе —
повышением концентрации О2 и S вследствие поверхностной активно-
сти этих компонентов вблизи поверхности раздела металл — пузырек.
6. Образование кристаллизационных трещин
Кристаллизационные трещины, которые относятся к горячим,
довольно часто встречаются в сварных швах. Изучению процесса об-
разования кристаллизационных трещин посвящены многочисленные
исследования, проведенные Б. И. Медоваром, Б. А. Мовчаном,
В. В. Подгаецким, Н. Н. Прохоровым, Д. М. Бабкиным, И. И. Фру-
миным, Д. Борлендом и их сотрудниками, а также другими исследо-
вателями.
В настоящее время общепризнано, что образование кристаллиза-
ционных трещин происходит в момент, когда сварной шов находится
в двухфазном, твердожидком состоянии. Правда, при этом высказы-
ваются различные мнения о составе и свойствах жидкой фазы. Одни
авторы считают [153, 219, 220, 245], что возникновению трещин спо-
собствуют легкоплавкие прослойки, оставшиеся между кристаллами
после затвердевания металла сварочной ванны, другие [29, 68, 242]
придерживаются взгляда о появлении трещин во время кристаллиза-
ции металла, а следовательно, связывают процесс их образования с
наличием расплавленного металла, его объемом, низкой прочностью
и пластичностью твердожидкой среды.
Начиная с работ И. А. Липецкого 1153], все авто >ы стлечпот,
что при сварке конструкционных сталей с увеличением содержания
серы в металле шва его склонность к образованию кристаллизацион-
ных трещин резко возрастает. Это объясняют способностью серы
77
образовывать легкоплавкие сульфидные эвтектики, в первую очередь
Fe — FeS, которые остаются расплавленными в момент, когда растяги-
вающие напряжения, возникающие при охлаждении металла шва,
достигают существенной величины.
Известно также [327, 331], что улучшение смачиваемости зерен
металла жидкой фазой повышает вероятность появления кристалли-
зационных трещин в металле. Поэтому вполне возможно, что наличие
Рис. 32. Схемы взаимодействия атомов металла в вершине трещины:
а — при отсутствии расплава; б — при коррозионном воздействии расплава; в — прн диф-
фузионном его воздействии; г при адсорбционном воздействии.
жидкой фазы способствует образованию трещин вследствие физико-
химического взаимодействия ее с твердым металлом. Результатом та-
кого взаимодействия может быть проявление эффекта Ребиндера, что
отмечено в работах [184, 185, 203, 2211.
К настоящему времени довольно подробно изучено лишь влияние
расплавленных металлов на механические свойства твердых метал-
лов 1178, 254] и отсутствуют данные о влиянии неметаллических рас-
плавов. Необходимо отметить, что в упомянутых работах изучено
влияние только легкоплавких металлов, когда температура опытов не
превышает 1023 К- При этом отмечено, что с ростом температуры эф-
фект адсорбционного понижения прочности и пластичности снижается
и может совсем исчезнуть.
Поскольку температура плавления FeS, который составляет основу
сульфидных включений и наиболее ответствен за образование кристал-
лизационных трещин, гораздо выше, то возникает вопрос о возмож-
78
ности проявления эффекта Ребиндера в системе расплав FeS — ме-
талл. Ответить на этот вопрос можно только проведя соответствующие
эксперименты, но прежде рассмотрим, какие факторы определяют
взаимодействие расплавленных металлов с твердыми, так как, по-
видимому, они же имеют место и при взаимодействии твердых метал-
лов с расплавом FeS.
Присутствие металлического расплава способствует образованию
трещин в твердом металле по причине [1781 коррозионного, диффузи-
онного или адсорбционного воздействия. Каждый из этих процессов
может протекать самопроизвольно, так как приводит к уменьшению
свободной энергии в системе металл — расплав.
Природа влияния каждого из названных факторов становится по-
нятной из рассмотрения схемы взаимодействия атомов жидкого и
твердого металлов в вершине трещины (рис. 32). При условии, что
вершина трещины, как принято П. А. Ребиндером, имеет клиновид-
ную форму, устойчивость трещины обусловливается силами связи
атомов в ее вершине. Приближенно можно считать [178], что она оп-
ределяется силами связи {аа той пары атомов А—А, энергия взаимо-
действия которых максимальна. При этом из клиновидной формы
вершины трещины следует, что на участке от вершины до полностью
разошедшихся краев трещины должен происходить постепенный пе-
реход от целых межатомных связей к полностью разорванным связям.
При коррозионном воздействи и расплава в результате растворе-
ния или образования химического соединения связи двух однородных
атомов А—А в вершине трещины разрываются, причем этот разрыв
облегчается, если в расплав переходи-т один из атомов твердого ме-
талла. Условия коррозионного влияния среды записываются в виде
ГУАА<?АА, (2.20>
где индекс «у» указывает, что данные силы являются проекциями век-
торов на ось у, совпадающую с направлением действия внешней силы.
Из выражения (2.20) следует, что эффект коррозионного воздействия
тем больше, чем меньше концентрация атомов А в расплаве и чем
выше концентрация насыщения жидкой фазы.
При диффузионном воздействии, поскольку при этом происхо-
дит проникновение расплава в твердый металл, образование трещины
вызовет разрыв связи не атомов А—А, а разнородных атомов В—А.
Вследствие этого условие диффузионного влияния имеет вид
ffAB<f°AA (2.21)
и будет тем заметнее, чем больше неравенство (2.21).
Проникновение атомов адсорбционно-активного расплава в тре-
щину приводит к ослаблению силы связи f°AA до [АА и к установлению
новых связей fAB. При наличии адсорбционно-активного расплава для
продвижения трещины на одно межатомное расстояние необходимо
разорвать связи [АА и fAB, а не fAA, поэтому условие адсорбционного
влияния среды запишется в виде
$в+/5л</&- (2.22)
7»
Следует отметить, что эффект адсорбционного понижения прочности
и пластичности твердых тел обнаруживается при любом типе взаимо-
действия: на металлах, на ионных и молекулярных кристаллах, на
полупроводниках. Так, установлено, что сильными поверхностно-
активными средами по отношению к твердым металлам являются рас-
плавы ртути для цинка и латуни, галлия для алюминия и его сплавов,
цинка для железа и сталей, кадмия для титана и т. д. 1154, 178, 2541.
При этом отмечено, что в ряде случаев влияние расплавов тем сильнее,
чем выше прочность металла в исходном состоянии [178]. Существен-
ное влияние оказывают температура и скорость деформации, при ко-
торых проводятся эксперименты. При значительном повышении тем-
пературы, если твердый металл оказывается пластичным даже при
| сильном снижении поверхностной энергии, может наблюдаться ис-
чезновение эффекта понижения прочности и пластичности металла
под действием расплавленного металла. Аналогично повышению тем-
пературы может влиять и уменьшение скорости деформации 1184].
Необходимо отметить, что до настоящего времени нет единой точки
зрения на механизм взаимодействия жидких металлов с твердыми
' [234]. По-видимому, это связано с тем, что во многих случаях измене-
। ние механических свойств твердого металла под воздействием распла-
ва является следствием влияния всех трех факторов, действующих
одновременно. Однако необходимо учесть, что для проявления кор-
розионных и диффузионных эффектов необходим некоторый промежут. к
времени, обеспечивающий развитие физико-химических процессов, в
результате которых происходят необратимые структурные изменения
в металле. Несомненно также, что диффузионные и коррозионные
троцессы протекают более интенсивно с увеличением температуры.
I При одних и тех же условиях скорости диффузионного, коррози-
онного и адсорбционного влияния на свойства твердого металла раз-
личны. Самый медленный процесс, поскольку он связан с диффузией
атомов расплавленной среды в твердом металле,—диффузионный.
Коррозионный процесс, который определяется диффузией атомов
твердого металла в расплаве, более быстрый, а самый быстрый —
। процесс адсорбционного влияния.
| По сравнению с коррозионным и диффузионным воздействием
расплава на механические свойства твердого металла адсорбцион-
ное влияние имеет ряд специфических особенностей. Среди них осо-
бенно важны для условий сварки быстрота проявления эффекта по-
нижения прочности и пластичности, достаточность чрезвычайно мало-
го количества адсорбционно-активного расплава. Важным фактором
проявления эффекта Ребиндера является также процесс распростра-
нения адсорбционно-активного расплава, поскольку с ним связано
проникновение атомов или молекул расплава к новой поверхности,
образующейся в результате роста трещины. При этом различают 1203]
следующие основные виды распространения адсорбционно-активной
среды: 1) капиллярное течение внутри трещины от поверхности к вер-
шине; 2) растекание по поверхности стенок трещины; 3) поверхностная
диффузия монослоев по стенкам в узком зазоре вблизи от вершины
трещины; 4) нерегулярная диффузия по дефектам структуры в зоне
«0
предразрушения. В зависимости от вида распространения активно-
адсорбционной среды роль расплава в развитии трещины и ее зарож-
дении различна. Однако в любом случае перемещение активно-ад-
сорбционной среды является необходимым условием проявления
эффекта адсорбционного понижения прочности и пластичности мате-
риала. Кроме того, известно 167), что этот эффект проявляется при
наличии нормальных растягивающих напряжений и скалывающих
напряжений, хорошем смачивании твердого металла металлическим
расплавом в малой растворимости расплава в твердом металле.
Наши исследования показали [83], что сульфид железа хорошо сма-
чивает многие металлы. Поскольку на металл сварного шва действу-
ют растягивающие напряжения и сульфид железа плохо растворим
в твердом металле, становится ясным, что все факторы, которые не-
обходимы для проявления эффекта Ребиндера, характерны для слу-
чая образования сварного шва.
Между тем совершенно отсутствуют данные о влиянии легкоплав-
ких неметаллических расплавов, и в частности FeS, на механические
свойства твердых металлов. С целью изучения характера этого влия-
ния, поскольку это может помочь разобраться в механизме обра-
зования кристаллизационных трещин сульфидного происхождения,
исследовано влияние расплава FeS на прочность и пластичность арм-
ко-железа и сталей 15ХМНФ, 9ХФ, 10Х18Н10Т, 10X17H13M3T
и трансформаторной стали ЭЗА. Опыты проводились на образцах
трубчатой формы (наружный диаметр 9 мм, внутренний диаметр 6 мм,
длина рабочей части 64 мм). Внутреннюю рабочую поверхность обра-
батывали разверткой вручную, наружную шлифовали. Перед испыта-
нием образцы промывали в этиловом спирте, заполняли порошком
чистого FeS, масса которого составляла 5 г, а затем отверстия образ-
цов закрывались пробками из того же металла, что и образец, и зава-
ривали в барокамере, наполненной аргоном.
Одноосное растяжение образцов проводили на переоборудованных
машинах типа МП-4Г и УМ-5 в вакуумной камере при остаточном
давлении 6 мПа или в аргоне высшего сорта, применение которого
при трехкратной прокачке камеры не влияло на результаты экспери-
мента. Такая методика проведения исследований позволила устранить
влияние активных элементов воздуха. Опыты проводили при темпе-
ратуре 1373 К.
Наличие расплава FeS снижает 1252] пластичность армко-железа
при всех изученных скоростях деформирования, а при уменьшении
величины ед заметно, хотя и в меньшей мере, снижается и прочность
металла. Охрупчивающее действие расплава FeS на армко-железо под-
тверждается внешним видом образцов и металлографическими иссле-
дованиями. При температуре испытания происходят контактное плав-
ление образования эвтектики Fe — FeS и смачивание ею поверхности
образца. Однако в силу неоднородности структуры и приложенных на-
пряжений взаимодействие с железом происходит избирательно, что
способствует образованию трещин и ускоренному разрушению. Струк-
тура заполнителя трещины характерна для эвтектических систем и,
вероятно, представляет эвтектику Fe — FeS.
в 1-635
81
Заметно снижается [253] пластичность и трансформаторной стали,
контактирующей с сульфидом железа, причем снижение это несколько
усиливается с увеличением темпа деформации, т. е. с уменьшением
времени контакта расплава с металлом. Прочность, как и в случае арм-
ко-железа, снижается больше при низких значениях ед.
Снижение пластичности и прочности металла наблюдается [73, 74J
и в случае контакта расплава FeS с образцами из сталей 15ХМНФ,
9ХФ и 10X17H13M3T, при этом более заметное снижение пластично-
сти происходит у стали 9ХФ и менее заметно — у сталей 10Х17Н13M3T
и 15ХМНФ. С увеличением темпа деформации снижение пластичности
под воздействием расплава FeS уменьшается для стали 10X17H13M3T
и увеличивается для сталей 9ХФ и 15ХМНФ. Для всех этих сталей,
хотя и в разной степени, наблюдается и уменьшение прочности метал-
ла под воздействием сульфида железа.
Практически никакого изменения прочности металла не происхо-
дило при контакте стали 10Х18Н10Т с расплавом FeS. Влияние по-
следнего на пластичность данной стали уменьшалось с увеличением
скорости деформирования.
Сопоставив полученные данные, нетрудно заметить, что эффект
снижения прочности и особенно пластичности под воздействием FeS
проявляется тем сильнее, чем лучше смачивается данный металл ра-
сплавом сульфида.
Для проверки влияния вещества расплава на прочность и пластич-
ность металла проведены дополнительные эксперименты, в которых в
качестве расплава использовали бинарный сплав, состоящий из 80 %
SiO2 и 20 % Na2O (по массе). При воздействии силикатного расплава
на армко-железо, которое не полностью им смачивается (0 = 46°), пла-
стичность металла не изменяется. Такая же зависимость отмечена и
для сталей.
Таким образом, при контакте с расплавом FeS наблюдается [52]
изменение прочности и пластичности металла.
В связи с тем что в условиях сварки время контакта расплавленной
среды с твердым металлом не превышает нескольких секунд, очевидно,
что на процесс образования кристаллизационных трещин в металле
шва могут повлиять только два наиболее быстротечных фактора: кор-
розионный и адсорбционный. Чтобы выявить роль каждого из них в
процессе разрушения твердых металлов, нами исследовалось корро-
зионное влияние расплава FeS на металл.
Эксперименты проводились следующим образом. Из исследуемого
металла готовились таблетки толщиной 2,5 мм и диаметром 7 мм, ко-
торые полировались и помещались в стаканчик из нержавеющей ста-
ли, куда насыпалось 3 г FeS. После этого в барокамере в среде аргона
стаканчик заваривался и помещался в больший стаканчик из нержа-
веющей стали, который также заваривался. Подготовленная таким об-
разом герметичная ампула помещалась в печь Таммана, нагретую до
1373 К. Обычно после 25—30 с порошок полностью расплавлялся, по-
этому время 30 с принималось за начало отсчета. После заданной вы-
держки ампулу вынимали из печи, охлаждали на воздухе и разреза-
ли. Из таблетки готовили шлиф для металлографических исследований.
82
Изучалось коррозионное воздействие расплава FeS на армко-же-
лезо и стали 9ХФ, 15ХМНФ, 10Х18Н10Т, 10X17H13M3T и трансфор-
маторную сталь ЭЗА. Обнаружено, что при 1373 К сульфид железа вы-
зывает коррозионное поражение всех исследованных металлов, при
этом минимальное время взаимодействия составляет около 15 с.
В случае сталей, содержащих значительное количество углерода
(9ХФ, 15ХМНФ), процесс проникновения FeS в металл в большой ме-
ре «подавляется» диффузией углерода из металла в расплавленный
сульфид. Это приводит к обезуглероживанию поверхностного слоя и
в итоге к образованию избыточной ферритной фазы. С увеличением со-
держания углерода в металле этот процесс становится более за-
метным.
В аустенитных сталях 10Х18Н10Т и 10X17H13M3T, содержащих
сравнительно мало углерода и достаточно много сильного карбидооб-
разующего элемента хрома, процесс обезуглероживания поверхност-
ного слоя металла заметно не проявляется.
Как уже указывалось, при взаимодействии расплава с твердым ме-
таллом разрушение последнего в условиях сварки обусловлено кор-
розионным и адсорбционным воздействием расплава. Преобладание
того или иного процесса определяет и механизм разрушения.
Коррозионное воздействие может быть вызвано следующими фак-
торами [1781: растворением твердого металла в расплаве; термиче-
ским переносом массы; изотермическим переносом массы; межкристал-
литным разрушением; образованием твердых растворов и соединений;
взаимодействием с примесями в расплаве. Из перечисленных процес-
сов при сварке незначительную роль должны играть термический
перенос массы, так как в расплаве FeS нет существенного перепада тем-
ператур, а также изотермический перенос массы, поскольку в рассмат-
риваемом случае отсутствует одновременный контакт расплава с дву-
мя твердыми металлами, способными образовывать друг с другом твер-
дые растворы или интерметаллиды. Остальные четыре процесса могут
протекать при взаимодействии расплавов с металлами.
Растворение твердого металла в расплаве FeS, связанное с разру-
шением кристаллической решетки твердого металла, по-видимому,
имеет место при взаимодействии всех изученных систем, однако оно
различно для различных металлов. Наиболее характерен этот вид кор-
розионного воздействия для стали ЭЗА.
В первый период контакта расплава FeS с металлом равномерная
коррозия наблюдается и для сталей 9ХФ и 15ХМНФ. В этих случаях
в результате взаимодействия с FeS происходит обезуглероживание по-
верхностного слоя металла. Проникновение расплава FeS по границам
зерен для этих сталей начинается только после обезуглероживания по-
верхностного слоя, длительность которого зависит от содержания уг-
лерода в металле. Поэтому для стали 15ХМНФ этот процесс начинается
уже через 15 с выдержки, а для стали 9ХФ, содержащей значительно
больше углерода,— только через 5 мин.
Таким образом, из всех видов коррозионного воздействия распла-
ва на твердый металл наибольшую опасность представляет не общая
коррозия, а локальная и микролокальная. Последние могут начать-
6*
83
ся в неравновесных в термодинамическом отношении участках струк-
туры: на границах зерен, в местах выхода на поверхность полос сколь-
жения и т. д. При этом вследствие того, что в вершине образовавшейся
трещины всегда имеется концентрация напряжений, атомы, находящие-
ся в этой области, обладают значительно большей потенциальной
энергией, чем атомы на соседних участках трещины и на остальной по-
верхности металла. Поэтому вероятность перехода в расплав атомов,
находящихся в вершине образовавшейся трещины, значительно выше,
чем у остальных. В результате при сравнительно небольшой скорости
общей коррозии возможна заметная локализация ее по границам зе-
рен. В силу этого обстоятельства становится ясной опасность межкри-
сталлитной коррозии, которая наблюдается для армко-железа и ста-
лей 10Х18Н10Т и 10X17H13M3T.
То, что межкристаллитная коррозия протекает гораздо быстрее,
чем общая, видно, из выражения [178] (/r//3)max exp (&Qr/RT), где
4» — глубина соответственно межкристаллитной и общей коррозии;
AQ, — свободная энергия зерен. Для у-железа, по данным [155], сред-
няя величина AQ, = 33,633 • 103 Дж/(моль град). Тогда при Т =
= 1373 К отношение /г//3 ж 19, т. е. глубина межкристаллитной кор-
розии значительно больше глубины общей.
Разрушение твердых металлов по границам зерен в значительной
мере зависит от соотношения свободной поверхностной энергии грани-
цы двух зерен и двугранного угла смачивания. Из условия равновесия
о е сч
.системы следует, что от_г = 2от_ж cos у Ото уравнение справед-
ливо и при 180° >0> 0°, если от_ж от—т, и при 0 = 120°, если
от_>к = от_т. Однако это равенство не соблюдается ни при одном
значении 0, если стт_ж < от_т. В этом случае равновесие в системе
может установиться только в том случае, если расплав проникает по
границам зерен, при этом чем больше значение хт .т и чем в большей
степени понижает эту величину наличие расплава, тем более интенсив-
но происходят проникновение расплава по границам зерен и разделе-
ние их. Отметим, что при малых значениях краевой угол смачивания
примерно равен двугранному углу смачивания [172].
Согласно данным, приведенным в работе В. Миссола [170], для у-
железа при 1653 К энергия границ зерен от_т = 770 мДж/м2, для
сплава Fe — 3 % Si при 1473 К от-т = 346 мДж/м2, а для сплава
Fe — 18 % Сг — 9 % Ni при 1433 К от_т = 735 мДж/м2. Тогда вви-
ду хорошей смачиваемости армко-железа расплавом FeS и высоких
значений стт_т наиболее заметно расплав должен проникать по гра-
ницам зерен армко-железа, что подтверждается металлографически-
ми исследованиями. Сравнительно худшая смачиваемость и более низ-
кие значения для трансформаторной стали объясняют наблюдаемое
для данной стали снижение вероятности межкристаллитной кор-
розии.
Отмеченная межкристаллитная коррозия для стали 10Х18Н10Т
связана с высоким значением от_т, а также, вероятно, с образованием
NiS, который, по-видимому, хорошо смачивает зерна этого металла.
84
Межкристаллитная коррозия стали 10X17H13M3T вызвана достаточ-
но хорошей смачиваемостью этой стали расплавом FeS и, вероят-
но, довольно высоким по аналогии со сталью 10Х18Н10Т значени-
ем От-т-
Межкристаллитная коррозия сталей 9ХФ и 15ХМНФ, наблюдае-
мая после обезуглероживания поверхностного слоя металла, по-ви-
димому, также связана с улучшением смачиваемости обезуглеро-
женного металла расплавом FeS и ростом величины от_т в этом ме-
талле.
Таким образом, преобладание того или иного вида коррозионного
воздействия во многом зависит от смачиваемости твердого металла рас-
плавом и величины межфазной энергии на границах зерен.
Необходимо также отметить, что данные по коррозионному воз-
действию расплава FeS на металлы получены для случая, когда по-
следние находились в ненапряженном состоянии. В реальных условиях,
когда металл находится в напряженном состоянии, коррозионное воз-
действие, определяемое теми же процессами, может существенно изме-
ниться [178].
Как уже отмечалось, под действием расплава FeS снижаются и
прочность, и пластичность материалов.
Прочность металла под воздействием адсорбционно-активной сре-
ды может быть определена из уравнения Гриффитса, в котором поверх-
ностная энергия представлена в виде двух составляющих: межфазной
поверхностной энергии от_ж и энергии оп, затрачиваемой главным
образом на пластическую деформацию металла в вершине трещины.
Тогда условие разрушения металла, контактирующего с адсорбцион-
но-активной средой, можно записать так [250]:
os = р J Е (о ,_ж + о,,)//, (2.23)
где р, — коэффициент пропорциональности, для плоского напряжен-
ного состояния р = [ 2/л; I — размер дефекта. Из выражения (2.23)
следует, что os тем меньше, чем в большей мере среда понижает поверх-
ностную энергию металла, а при одинаковом снижении поверхност-
ной энергии металлов эта величина ниже для более хрупкого ме-
талла.
Рассматривая влияние расплава FeS на прочность исследованных
металлов, следует отметить, что величина os изменяется в меньшей
мере, чем пластичность металлов. Это, в частности, отмечено и при изу-
чении влияния расплавленных металлов на твердые [178].
Гораздо более заметно изменяются пластические свойства метал-
лов под воздействием адсорбционно-активных сред. Остановимся на
влиянии расплава FeS на пластичность металлов.
Для армко-железа и сталей 15ХМНФ, 9ХФ и ЭЗА е повышением
скорости сформирования снижение пластичности металлов при на-
личии FeS становится более заметным. Для стали 10X17H13M3T из-
менение величины ед мало изменяет разницу в пластичности металла
при наличии и отсутствии FeS, лишь для стали 10Х18Н10Т с увеличе-
нием скорости деформирования разница в пластичности при испыта-
ниях с FeS и без FeS уменьшается.
85
Поскольку при увеличении скорости деформирования снижается
время контакта расплава FeS с твердым металлом, наблюдаемые зави-
симости свидетельствуют о преобладающей роли адсорбционного воз-
действия FeS на армко-железо и стали 15ХМНФ, 9ХФ и ЭЗА. Для ста-
ли 10XI8H10T преобладающий фактор — коррозионное воздействие, а
в случае применения стали 10Х17Н13МЗТ, по-видимому, действуют
оба фактора. Этот вывод подтверждается также тем, что пластичность
изученных металлов снижается при наличии FeS тем сильнее, чем луч-
ше металл смачивается расплавом FeS. Между тем хорошая смачивае-
мость металла адсорбционно-активным расплавом является одним из
Рис. 33. Размеры трещин, образу-
ющихся в сварном шве при сварке
стали ЭЗА в зависимости от коли-
чества FeS, введенного в сварочную
ванну:
/ — при непрерывном введении: 2 —
при прерывистом введении.
условий проявления адсорбционного
эффекта.
Как известно, адсорбционное воз-
действие расплава проявляется уже
при кратковременном контакте среды
с металлом. Однако для того, чтобы
трещина росла, важно, чтобы среда
успевала проникать в зону предраз-
рушения в вершине трещины. По-
скольку распространение среды по
стенкам трещины обусловлено дейст-
вием капиллярных сил 1203], размеры
трещин должны зависеть от скорости
растекания среды по металлу и от ко-
личества среды.
Для проверки данного предполо-
жения проведены исследования влия-
ния FeS на образование трещин при
сварке армко-железа и сталей
15ХМНФ, 9ХФ, 10X18HI0T и ЭЗА.
Все опыты по сварке выполняли на
автомате АДСВ-5 неплавящимся элек-
тродом в среде аргона при /св — 195 А,
67д = 13,5...14,5 В, VCP == 16... 18 м/ч. Пластины имели размеры
120 X 60 X 2,5 мм. Перед сваркой пластины зачищали и обезжири-
вали. Сульфид железа вводили в шов через корень шва или с помощью
порошковой проволоки, наполненной FeS.
В первом случае сварку производили на медной пластине, в кото-
рой имелся продольный паз глубиной 1 мм и радиусом 6 мм. Перед свар-
кой паз заполняли заданным количеством порошка FeS, который рав-
номерно распределялся по всей длине. После этого на пластину
укладывали образец из исследуемой стали так, чтобы ось получаемого
сварного шва совпадала с осью паза. Размеры трещин при этом в ос-
новном зависели от количества FeS и в меньшей мере от способа его
введения.
Вначале проводилась сварка армко-железа и сталей 15ХМНФ,
9ХФ и 10Х18Н10Т, при этом обнаружено, что при непрерывном введе-
нии FeS в шов наибольшие размеры трещин получались при сварке
армко-железа, а наименьшие — при сварке стали 10X18HI0T. Для
86
последней первые трещины появлялись при содержании FeS около
0,15 г на 100 мм шва. С увеличением содержания FeS длина трещин в
сварных швах росла, причем в армко-железе в сварных швах появля-
лись и небольшие поперечные трещины.
Для стали ЭЗА проведены опыты с непрерывным и прерывным вве-
дением FeS в металл шва. В последнем случае в паз медной пластины
порошок FeS помещался участками длиной 30 мм с промежутками меж-
ду ними длиной 20 мм. Размер промежутка был выбран из условия,
чтобы он был больше длины сварочной ванны при данных режимах
сварки.
10
О 0,5 1,0 1,5 1,С
О
Рис. 34. Изменение во времени контактного угла смачивания (а) расплавом меди
Ml стали СтЗ и прочности и пластичности этой же стали (б) в зависимости от скорости
деформирования (7" = 1373 К):
/ — без контакта с расплавом меди; 2 — при контакте с расплавом меди.
При сварке с прерывистым введением FeS трещины не выходили за
пределы участка, где находился сульфид железа, а длина трещины не
превышала 20 мм (рис. 33). При непрерывном введении FeS длина тре-
щины гораздо больше.
Введение легкоплавкого бинарного сплава SiO2 — Na2O в металл
шва при сварке стали 15ХМНФ и армко-железа не привело к образова-
нию трещин.
Таким образом, характер разрушения металла и образование тре-
щин в сварном шве зависят от количества адсорбционно-активной сре-
ды и от того, как смачивает эта среда данный металл. При этом чем луч-
ше смачивается твердый металл расплавом, тем в большей мере снижа
ется пластичность металла и тем больше размеры трещины при том же
количестве FeS.
Последняя зависимость позволяет по смачиваемости металла оце-
нить легкоплавкой средой склонность данного металла к образованию
кристаллизационных трещин. Еслиа0 ->0 и значение это достига-
ется за несколько секунд, то такой металл будет склонен к образованию
87
кристаллизационных трещин при наличии этой среды в металле шва.
Подобный метод оценки может быть использован и при сварке разно-
родных металлов, когда один из них имеет низкую температуру плав-,
ления, например при сварке меди со сталью.
Проведенные эксперименты свидетельствуют также о том, что об-
разование кристаллизационных трещин при наличии в металле шва
легкоплавкой среды связано не с низкой прочностью этой среды, о чем
довольно часто говорится в литературе [68, 242], а с физико-химиче-
ским взаимодействием среды с металлом. Так, и сульфид железа, и
бинарный сплав SiO2 — Na2O имеют близкие значения поверхностного
натяжения (при Т = 1373 К, opes = 318 мДж/м2, osio2-Na2o =
= 324 мДж/м2), а значит, и близкую когезионную прочность. Однако
влияние их на механические свойства металлов и образование кристал-
лизационных трещин резко различается вследствие разной смачивае-
мости металлов этими расплавами и неодинакового физико-химиче-,
ского воздействия их на металлы.
Хорошей смачиваемостью низкоуглеродистых сталей расплавом
меди (рис. 34, а) и снижением прочности и пластичности (рис. 34, б)
стали, контактирующей с расплавленной медью, в какой-то мере объ-
ясняется образование кристаллизационных трещин и при сварке ме-
ди со сталью.
7. Гидродинамические процессы
' Из предыдущего материала видно, что гидродинамические процес-
сы в сварочной ванне влияют на различные стороны сварочного про-
цесса Так, с ними связаны проплавление металла, образование подре-
зов, пор, неметаллических включений и т. д. Однако до настоящего вре-
мени нет единого мнения о причинах возникновения в сварочной ванне
потоков металла. Одни объясняют их появление механическим воздей-
ствием дуги [78, 129], другие связывают конвекцию металлического
расплава с электромагнитными силами [117, 3551, третьи — с различ-
ной величиной поверхностного натяжения металла в отдельных участ-
ках сварочной ванны [194, 322, 345].
Не отрицая влияния различных факторов на гидродинамические
процессы в сварочной ванне, рассмотрим более подробно роль поверх-
ностных явлений в перемешивании металла.
Разные авторы, используя разнообразные модели, получают раз-,
личные данные о влиянии сил поверхностного натяжения на переме-
шивание металла в сварочной ванне. Согласно данным Г. Г. Чернышо-
ва с соавторами [307], влиянием поверхностного натяжения жидко-
сти на ее движение можно пренебречь, если выполняется неравенство
(2.24)
где А — масштаб движения, который может быть принят равным дли-’
не сварочной ванны. Из этого уравнения следует, что при A V
поверхностные силы не влияют на движение жидкости.
При однопроходной сварке стали толщиной 10 мм величина А близ-
ка к 10~2 м, а Кo/yMg — 4,5 • it)-3 м. Следовательно, в этом случае.,
88
поскольку X на порядок больше |/ c/yMg, влиянием поверхностного на-
тяжения на перемещение расплавленного металла, согласно [307], мо-
жно пренебречь. Только при сварке тонколистового металла, когд;
X » Ю ~3 м, влияние поверхностного натяжения на движение металла
станет заметным. Однако в реальных условиях сварки величина по-
верхностного натяжения металла сварочной ванны не является по-
стоянной величиной, как принято в работе [307]. Известно, что поверх-
ностное натяжение расплавленного металла зависит от его температу-
ры и содержания в нем поверхностно-активных элементов. Поскольку
различные участки сварочной ванны имеют различную температуру
и могут отличаться по содержанию поверхностно-активных элементов,
эти участки будут иметь и разную величину поверхностного натяжения.
Наличие значительного градиента поверхностного натяжения должно
привести к перемещению поверхностных слоев металла, причем это
перемещение при положительной кривизне поверхностного слоя ван-
ны направлено от мест с большим поверхностным натяжением к ме-
стам с меньшим поверхностным натяжением. Если изменения поверх-
ностного натяжения связаны с различной температурой поверхности
сварочной ванны, возникнет так называемая термокапиллярная кон-
векция, возможность которой предсказана Марангони. Интенсивность
данной конвекции определяется безразмерным параметром — числом
Марангони
(2'25>
где а — коэффициент температуропроводности; L — характерный ли-
нейный размер.
Рассмотрим, как может повлиять распределение температуры по
поверхности сварочной ванны на конвекцию расплавленного металла.
При дуговых способах сварки температура в зоне активного пятна
дуги при небольшом токе (4—17 А) достигает на аноде 2600 К, а на ка-
тоде — 2400 К [5, 2961. При токе, характерном для сварочных процес-
сов (100 А и более), температура в активных пятнах достигает темпе-
ратуры кипения металла [151, 2431. Вблизи границы сплавления тем-
пература близка к температуре плавления металла.
Известно [144], что поверхностное натяжение расплавленного ме-
талла становится равным нулю при критической температуре, опреде-
ляемой по формуле 7кР = 1,7 ТИ1П (Лип — температура кипения дан-
ного металла). Температура кипения железа, по различным данным'
[315, 3291, колеблется в пределах от 3043 до 3473 К. При линейной за-
висимости поверхностного натяжения расплава от температуры вели-
чину поверхностного натяжения при любой температуре можно найти
из выражения <т7 = о0 (Др — Т)7(7'кр — То), где а„ — поверхностное
натяжение металла при температуре То. Для температуры То = Т пл=
= 1812 К величина о0 = 1800 мДж/м2 [2141; тогда в зоне активного
пятна Оз47зк = 1069 мДж/м2.
Поскольку размеры сварочной ванны невелики, градиент поверх-
ностного натяжения, возникающий вследствие перепада темпера-
тур, довольно заметен. Так, для сварочной ванны шириной 10 мм,.
89>
длиной 30 мм этот градиент составит по ширине сварочной ванны
146 мДж/(м2 • мм), а подлине — 48,7 мДж/(м2 • мм). Поэтому наиболь-
шее влияние градиент поверхностного натяжения окажет на переме-
щение расплавленного металла по ширине сварочной ванны и в меньшей
мере — по ее длине.
Возникновение конвекции металла в сварочной ванне из-за сил
поверхностного натяжения возможно при различных способах сварки
плавлением. Так рассмотрение перемещения расплавленного металла
при электронно-лучевой сварке движущимся лучом показало, что для
жидкой пленки толщиной h при данном распределении температуры и
поверхностного натяжения скорость термокапиллярных потоков [194]
,, Ч2, д I f>\ , у да
VTK = j -^,г — радиус кривизны пленки металла в сече-
нии, перпендикулярном к оси кратера. Расчеты [194] показали, что
основная масса металла переносится из зоны нагрева в зону кристалли-
зации вследствие термокапиллярного эффекта.
Связь процесса переноса металла с термокапиллярным эффектом
отмечена и при сварке лазерным лучом [144, 285, 324].
При рассмотрении, как и в работе [194], действия лазерного луча
на плоский слой несжимаемой жидкости толщиной h для глубокой сва-
рочной ванны (h d, где d — размер источника тепла) получено [144,
285], что в первоначальный момент времени функция тока течения ме-
талла имеет вид
•P 11 оУ dT |[(d_z)2_|_x2]2 •
а стационарная функция тока для того же распределения температу-
ры на поверхности расплава
яЬ = Л- d ™_____
* 2ц dT Jx2+ (d. — г)2
Данные выводы о роли эффекта Марангони в гидродинамических
процессах подтверждаются экспериментальными результатами [329].
Глава третья
СМАЧИВАЕМОСТЬ ТВЕРДЫХ МЕТАЛЛОВ РАСПЛАВАМИ
В УСЛОВИЯХ ДУГОВОЙ СВАРКИ (НАПЛАВКИ]
При создании современных ответственных конструкций к сварным
швам подчас предъявляются требования не только высокой прочнос-
ти, пластичности, вакуумной плотности и др., но и соблюдения вполне
определенной конфигурации. Выдерживание заданного профиля швов
особенно важно в судостроении, авиационной промышленности и дру-
гих областях. Как указывалось выше, форма валика зависит от вели-
чины поверхностного или межфазного натяжения жидкого металла
ванны на границе с газовой средой или шлаком. Поверхностные явле-
ния здесь играют решающую роль в образовании прочных связей. По-
этому удовлетворительное смачивание поверхности твердого тела рас-
плавом — одно из основных предварительных условий получения на-
дежных соединений при сварке.
1. Моделирование процесса
Неизотермические процессы растекания и смачивания, имеющие
место при сварке, сварке-пайке и пайке, в настоящее время изучены
недостаточно, что существенно затрудняет выбор оптимальных усло-
вий реализации технологического процесса соединения различных ма-
териалов, в том числе разнородных и композиционных.
Основной современный метод комплексной оценки контактного вза-
имодействия фаз в условиях дуговой сварки — температурно-времен-
ное моделирование процесса растекания в условиях, наиболее близких
к условиям сварки-пайки. Этот метод заключается в нанесении капли
расплавленного металла на поверхность твердой подогретой подлож-
ки и оценке кинетической зависимости краевого угла [256]. Накоплен-
ный с помощью данного метода экспериментальный материал свиде-
тельствует о значительном влиянии на процесс растекания таких фак-
торов, как удельная межфазная энергия на различных поверхностях
раздела фаз, температура, состояние подложки (шероховатость, на-
личие покрытий), взаимная растворимость и химическая активность
контактирующих фаз и т. д. В то же время ценность этих данных для
практических приложений в значительной мере определяется адекват-
ностью такой физической модели реальному процессу смачивания и
растекания, существенно осложненному в условиях сварки резкой не-
равномерностью температурного поля. Серьезный недостаток данного
метода — пренебрежение влиянием сварочной дуги, которая может
91
Рис. 35. Расчетная схема определения
формы поверхности плоской капли,
растекающейся в условиях сварки-
пайки.
существенно воздействовать на поверхностные явления, во-первых,
вследствие ее силового воздействия на поверхность жидкой фазы, во-
вторых, в результате излучения, вызывающего фотокапиллярный эф-
фект [30], в-третьих, создавая условия для проявления электрокапил-
лярного эффекта [203]. В некоторых случаях существенной может
оказаться неизотермичность процесса смачивания, т. е. наличие
значительных градиентов температуры на поверхности изделия в зоне
растекания жидкой фазы.
Для физического и математического моделирования поверхностных
явлений, происходящих при сварке разнородных и композиционных
материалов, принципиальным является вопрос о граничных условиях
растекания жидкой фазы, или, иными словами, о факторах, лимитиру-
ющих перемещение периметра сма-
чивания. В работе [16] показано,
что при дуговой сварке однородных
или мало отличающихся по физи-
ко-химическим свойствам металлов
ширина растекания полностью со-
впадает с шириной шва, величина
которой может быть рассчитана по
известным параметрам режима свар-
ки и зависит главным образом от
напряжения на дуге и скорости
сварки. При этом краевые углы
смачивания могут изменяться в ши-
роких пределах при мало изменяющихся условиях сварки.
При сварке в нижнем положении основные параметры шва (высота
выпуклости С и краевой угол 0) могут быть определены по номограм-
мам [17, 18] в зависимости от ширины шва В, площади наплавленного
металла F„ и капиллярной постоянной йк. В другом случае, когда сва-
риваемые металлы существенно отличаются по свойствам, лимитиру-
ющее влияние ширины шва не проявляется. При этом нанесение при-
садочного металла осуществляется в режиме сварки-пайки без рас-
плавления поверхности основного металла. Для расчета размеров
выпуклости шва в этом случае также могут быть использованы номог-
раммы [17, 18], однако здесь исходными параметрами являются FH,
ок, 0, а конечными — С и В. Значение 0 должно задаваться на основе
данных по температурно-временному моделированию процесса рас-
текания или по результатам статистической обработки основных пара-
метров шва в широком диапазоне режимов сварки.
Расчетные зависимости и упомянутые номограммы получены в пред-
положении, что выпуклость шва формируется в хвостовой части сва-
рочной ванны и давление дуги слабо влияет на ее форму. Однако в ря-
де случаев (сварка маломощной дугой теплопроводных металлов) сва-
рочная ванна может иметь малую протяженность вдоль оси шва, в этом
случае влиянием дуги на процесс растекания пренебрегать нельзя.
Для оценки этого влияния рассчитывалась форма поверхности рас-
текающегося жидкого металла, находящегося под действием сил тя-
жести, сил поверхностного натяжения и силового воздействия дуги.
92
Принимая допущения, которые обычно используются при подобных
расчетах (181, и задавая распределение давления дуги по нормальному
закону [961
р = роехр(— kx2), (3.1)
где р0 — максимальное давление на оси дуги, a k — коэффициент со-
средоточенности, получаем следующее дифференциальное уравнение
равновесия поверхности жидкой фазы в виде плоской (двухмерной)
капли:
+ Ро [ 1 — exP (— kx2)], (3.2)
где 7? — радиус кривизны выпуклости на оси симметрии при х — О
(рис. 35).
При р0 — 0 (отсутствие дуги) уравнение (3.2) описывает форму вы-
пуклости шва, которую он принимает под действием только сил тя-
жести и поверхностного натяжения.
Вводя безразмерные координаты
х = Х/ак; z = Z/aK (3.3)
и’’безразмерные параметры
Р* = А/Кшр; х = г„ = Пк/7?п; fn = Fja2; b0 = B/aK, (3.4)
Рис. 36. Профилограмма поверхности жидкой фазы капли, растекаю-
щейся под действием сил тяжести, давления дуги и сил поверхностного
натяжения:
с —/о = 2.2. х = 2.5; б — /<,_= 0,5, х = 10: в — f. = 0.5. 6 = 45°, Р = 1,
х = 10, х = 4 (р* — давление защитного газа).
93
получаем дифференциальное уравнение
г"
(1+z'V1
= z 4- 20 + р* (1 — exp (— хх2)].
(3.5)
Последнее уравнение решали численно методом Рунге — Кутта на
ЭЦВМ СМ-4. При этом задавали условие нормировки
fro/2
f0 = 2 J z(x)dx (3.6)
о
и значение краевого угла
z' = tgO при х = Ь„/2. (3.7)
выпуклости; f0 — безразмерная пло-
где Ьо — безразмерная ширина
Рис. 37. Зависимость ширины растека-
ния жидкой фазы от давления дуги:
I — f„ = 0,5; И — f„ = 0,25.
щадь наплавки.
В качестве примера на рис. 36
приведена расчетная форма выпук-
лости для /о = 2,2, 6 = 90°, х =
= 2,5 при различных значениях
параметра р*, характеризующего
осевое давление дуги. Из графиков
следует, что с ростом давления дуги
ширина зоны смачивания (пери-
метр смачивания) возрастает.
При сварке композиционных
материалов с алюминиевой матри-
цей толщиной 2,5 мм диапазон при-
меняемых режимов сварки таков,
что расчетные параметры модели
изменяются в следующих пределах:
/0 = 0,2...0,6; 0 = 40...50°; х =
= 8...20; р* = 1...3. Для оценки
ширины растекания швов этих свар-
ных соединений выполнены расчеты для 0 = 45° и 0,25 и 0,5; зна-
чение х варьировали от 10 до 20, параметр р* изменяли в пределах
0,5—-2. На рис. 36 приведена форма выпуклости шва для некоторых
соотношений этих параметров, а на рис. 37 —- зависимость ширины
шва от значений /0, р*, х.
Из полученных данных следует, что растекание возрастает с уве-
личением размеров жидкой фазы (это объясняется действием сил тя-
жести) и с возрастанием осевого давления дуги. Поэтому для улучше-
ния растекания следует повышать количество присадки, подаваемой
в сварочную ванну, а также увеличивать сварочный ток или уменьшать
диаметр электрода, что приводит к росту осевого давления дуги. В то
же время тепловложение в свариваемое изделие должно быть ограни-
ченным из условия предотвращения интенсивного образования интер-
металлидов [256, 257] и разупрочнения армирующих волокон компо-
зиционных материалов. Концентрацию силового воздействия дуги
(параметр х) следует снижать, так как при этом, как следует из рис. 37,
84
ширина растекания возрастает. При р* = 0 уравнение решается ана-
литически, этот случай соответствует формированию капли в хвосто-
вой части сварочной ванны, когда давление дуги не действует на по-
верхность жидкой фазы. При этом основные геометрические параметры
шва могут быть определены в результате использования системы урав-
нений ((2.8) — (2.10)).
Для определения контактного взаимодействия, например алюми-
ниевых сплавов и алюминия со сталью, возникла задача составления
удобных для инженерного применения номограмм, построенных на
основе численного решения уравнений на ЭЦВМ «Наири-К». Такая
номограмма приведена на рис. 38. При известной капиллярной пос-
тоянной ок (для конкретного материала) необходимо в качестве ис-
ходных данных задать два параметра: либо FH и В, либо FH и 0.
По оси ординат отложена безразмерная площадь сечения выпуклости
f0, а по оси абсцисс — ее безразмерная ширина Ьо. На рис. 38, а эти
параметры связаны через краевой угол смачивания, достигающий при
взаимодействии алюминия со сталью вполне определенного значения,
на рис. 38, б — с помощью высоты выпуклости шва С. Область левее
0 = 90° соответствует несмачиваемости.
Например, необходимо обеспечить краевой угол смачивания 0 = 55° при свар
ке материалов толщиной 1—1,2 мм. Задаемся следующими параметрами режима
аргонодуговой сварки: 1СВ = 50 A; d3 = 2 мм; 4/д = 15 В; VCB = 10 м/ч; Vn пр =
= 20 м/ч. Определим основные параметры шва. Площадь сечения выпуклости FH =
пр
= —т---гг—= 6,3 мм2. По данным [214], принимаем <7= 860 Н/м; у = 2,38 г/см®
4 "св
(с учетом нагрева в процессе сварки); g = 9,81 м/с2. Капиллярная постоянная при
этом ак = 6,1 мм.
Находим безразмерный параметр fe= 6,3/6,12 = 0,17, а по номограмме на
рис. 38 определяем Ье = 0,98 (точка Л4). Ширина шва В = £>оак = 0,98 6,1 = 6 мм.
По рис. 38 находим, что безразмерная высота выпуклости С — 0,27, откуда высота,
выпуклости шва С = сак = 1,65 мм.
Такие обобщенные данные и построенные номограммы [192] поз-
воляют рассчитывать необходимые параметры швов из разнородных
металлов, обеспечивая заданную геометрию изделий. Эти значения
являются исходными для последующих расчетов прочности сварных
соединений.
Представляет интерес возможность расчетной оценки влияния на
ширину шва такого параметра, как давление потока защитного газа,
который, как известно, может усилить растекание жидкой фазы по
твердой подложке. Анализ показал, что этот фактор также может быть
учтен в рамках построенной модели.
Распределение давления потока защитного газа также описывается
кривой, близкой к закону нормального распределения [17, 141]. Кри-
вая давления газа по сравнению с кривой давления дуги характери-
зуется меньшим осевым давлением р0 и меньшим значением коэффи-
циента сосредоточенности k. С учетом сказанного для расчетной оценки
влияния давления защитного газа принимаем, что распределение дав-
ления защитного газа описывается законом рг = р0 ехр (—kx2).
95
й
J
1
(
5
1
Рис. 38. Расчетная схема определения формы и размеров выпуклости
шва при сварке (наплавке) разнородных металлов в нижнем положении
и номограмма для определения основных геометрических параметров шва.
Поскольку давление газа рг складывается с давлением дуги, ана-
логично выводу дифференциального уравнения (3.2) получаем урав-
нение равновесия
(1 +г'2)^~ = 72 + + р° [ 1 ~ ехр (Лх2^ + I1 — ехР (— kx2)]-
(3-8)
В этом случае в расчет входят безразмерные параметры
р* = plV су; и = kc&. (3.9)
Профилограммы капель для некоторых значений р* и х приведены
на рис. 36, в. Поскольку р* обычно в несколько раз меньше, чем осевое
давление дуги р*, то влияние, оказываемое давлением газа в реальных
условиях, незначительно. Заметное влияние этого фактора может иметь
место при повышенном расходе защитного газа, а в ряде случаев этот
метод воздействия на ширину растекания жидкой фазы может оказать-
ся оправданным.
2. Методика изучения смачиваемости
При сварке разнородных металлов, материалов волокнистого стро-
ения и других возникают значительные трудности, связанные с обес-
печением гарантированной смачиваемости волокон (например, сталь-
ных) расплавом (например, алюминиевым). При этом необходимо, что-
бы были обеспечены смачивание и проникновение алюминия внутрь
разнородного волокнистого материала, т. е. в те его области, которые
не поддаются визуальному контролю.
Обычные методики и устройства, с помощью которых определяется
краевой угол смачивания в изотермических условиях, непригодны,
так как они не учитывают реальных условий протекания сварочного
процесса.
В последнем случае на расплавленный металл действуют давление
дуги (луча), поток газа, неравномерность распределения температур
в подложке и другие параметры, свойственные и специфичные только
для сварочного процесса.
Схема устройства для исследования смачиваемости твердых тел
расплавами при сварке (2921 показана на рис. 39. Камера установки
содержит водоохлаждаемый корпус 1, с двух сторон закрывающийся
крышками 2 через уплотнители 12. Крышки плотно прижимаются к
корпусу с помощью стягивающих болтов 11, что обеспечивает необ-
ходимую герметичность камеры. Выбранное конструктивное решение
корпуса обусловлено тем, что в зависимости от вида материалов изде-
лия и покрытия возможно применение таких сварочных источников
нагрева, как электронный или ионный лучи, луч лазера и т. д., когда
необходимо наличие вакуума и требуется надежная защита оператора.
Для наблюдения за процессом смачивания и фотографирования од-
на из крышек имеет смотровое окно 3. Подложка 6 укладывается на
электрическую печь 4 и подогревается до необходимой температуры.
7 1-635
97
Питание печи — от трансформатора, ввод цепей которого осуществля-
ется через вакуумный электрический ввод 5. Устройство позволяет
нагревать подложку проходящим током от регулируемого источника
1тока через водоохлаждаемые вакуумно-плотные токовводы 15.
Для расплавления навески 7 в установке служит источник нагре-
ва — сварочная головка 9, установленная в сменном узле и снабжен-
ная устройством корректировки 8. Вакуум создается с помощью вве-
денного в устройство патрубка 14 вакуумной системы. Для контроля
за рабочей температурой в устройстве камеры используются термопа-
ры, которые вводятся через вводы 13. Наблюдение за процессом осу-
ществляется также через окно 10.
Длина дуги регулируется вращением рукоятки 8. Сварочная го-
ловка является съемным узлом, что необходимо для использования
68
других тепловых источников нагрева (луч лазера, электронный луч).
Контроль за температурами в рабочем пространстве, капли расплава,
материала подложки и в плавильной печи обеспечивается посредством
термопар.
Для возможности изучения процесса смачивания без включения
сварочной дуги и при температурах, когда свечение капли расплава
и подложки не позволяет достичь необходимой освещенности в рабочем
пространстве, устройство снабжено симметрично расположенными с
двух сторон окнами, через которые осуществляется подсветка рабочего
пространства.
Устройство работает следующим образом. Перед проведением ис-
следования смачиваемости расплавами твердых металлов на печь
4 устанавливается подложка из исследуемого материала, в зависимос-
ти от задач исследования выбирается способ нагрева подложки. На-
грев осуществляется либо непосредственно печью, либо проходящим
током от источника питания через водоохлаждаемые токовводы 5.
После этого устройство закрывается крышками 2 и посредством стя-
гивающих болтов 11 и уплотнителей 12 обеспечивается герметичность
в рабочем пространстве.
Работа осуществляется либо в контролируемой атмосфере, либо в
вакууме. Возможно использование тигля, в который загружается ис-
следуемый легкоплавкий металл. В этом случае по мере достижения
необходимого вакуума включается подогрев тигля от регулируемого
источника питания с рабочим напряжением 12 В через вакуумноплот-
ный токоввод 16. Одновременно ведется и подогрев подложки 6. По
мере достижения необходимой для проведения опытов температуры
подложки и расплава тигель подводится по направляющим к печи и
наклоняется посредством рычага, выведенного за пределы камеры че-
рез вакуумноплотное соединение. По капилляру одна капля чистого
расплава (так как отбор ведется из объема расплавленного металла)
поступает на подложку 6, далее тигель отводится в исходное положение,
одновременно включается осциллятор для поджигания электрической
Дуги.
• Весь процесс смачивания и растекания капли расплава фотографи-
руется с помощью кинокамеры, находящейся вне устройства. Съемка
ведется через смотровое окно 3. По окончании опыта камера охлажда-
ется до комнатной температуры, после чего вскрывается для извлечения
подложки и подготовки нового эксперимента.
Данные, полученные в результате проведения опытов с использова-
нием описанного устройства, могут быть основой для разработки про-
мышленной технологии сварки разнородных материалов волокнисто-
го строения.
3. Влияние смачиваемости сварных соединений
на их прочность
Хорошее смачивание поверхности является необходимым условием
получения монолитного бездефектного материала. С проблемой смачи-
вания тесно связана проблема термодинамической работы адгезии свя-
7*
99
Рис. 40. Схема наплавки алюминия на сталь-
ной образец для механических испытаний:
I/ — нагреваемый элемент; 2 — подложка; 3 —
расплав алюминия; 4 — вольфрамовый электрод;
' 5 — шток; 6 — термопара.
зующего материала к поверхности соединяемых заготовок. В прос-
текшем случае работа адгезии определяется уравнением Дюпре — Юн-
га (1.6), справедливым для жидкостей. Оно не может быть использова-
но для предсказания адгезии после затвердевания материалов, так как
величины поверхностного натяжения жидкого металла и твердого не
совпадают. В таком случае значительно лучшая корреляция между
термодинамической работой адгезии и прочностью достигается, если в
уравнение подставить вместо ож_г поверхностное натяжэние уже за-
твердевшего металла от_г, однако для многих металлов такие данные
отсутствуют [172, 2031. Помимо этого необходимо учитывать, что при
сварке, например, разнород-
ных металлов процесс обра-
зования адгезионного соеди-
нения протекает в условиях
постоянно нарастающей вяз-
кости легкоплавкого металла.
Это приводит к тому, что ис-
пользование понятий поверх-
ностного натяжения и крае-
вого угла как равновесных
величин становится неправо-
мерным [152, 172].
Механическая прочность
связи зависит от многих дру-
гих факторов: структурных
несовершенств, дефектов и
дислокаций в приконтактных
участках взаимодействующих
металлов, напряжений, в том
числе возникших из-за терми-
ческого расширения и сжатия
наплавленного металла и ма-
териала твердой фазы и др.
Имеется немало литературных
источников, в которых хоро-
шее смачивание поверхности *
считается главным условием
высокой адгезии, в других — обоснованность использования смачи-
вающей способности в качестве критерия для получения прочного ад-
гезионного соединения ставится под сомнение.
Отсутствие фундаментальной связи между условиями образования
и разрушением адгезионных соединений может быть объяснено в из-
вестной мере многочисленностью факторов, влияющих на адгезию раз-
нородных металлов. Влияние каждого из этих факторов детально пока
не установлено.
На примере изучения поведения жидкого алюминия по отношению
к твердой стали рассмотрим связь смачиваемости с прочностью соеди-
нения. Известно, что одной из основных трудностей при дуговых спо-
собах сварки алюминия со сталями является образование интерметал-
,100
лидов. Их появление на границе сплавления и вблизи ее снижает пла-
стичность и работоспособность сварного соединения. Уменьшить веро-
ятность образования интерметаллидов можно снижением времени кон-
такта расплавленного алюминия со сталью. В связи с этим улучшение
смачиваемости стали расплавом алюминия должно способствовать ро-
сту механических свойств сварного соединения алюминий — сталь [361].
Для технологических целей весьма важно знать величину факти-
ческой прочности соединения алюминий — сталь, а также выявить
условия, обеспечивающие ее наибольшее значение. Для изучения свя-
зи смачиваемости стали расплавом алюминия с механическими свой-
ствами сварного соединения разработана [115] следующая методика
Рис. 41. Зависимость краевого угла смачивания и площади контакта алю-
миний — сталь от сварочного тока, начальной температуры (а) и продолжи-
тельности горения дуги (б).
эксперимента (рис. 40). Подложка 2 из стали 12Х18Н10Т выполнялась
в виде диска с отверстием в центре, в которое вставлялся шток 5 из той
же стали и закреплялся таким образом, чтобы была обеспечена ровная
внешняя поверхность. В подложке укреплялась вольфрам-рениевая
термопара 6 марки ВР 5/20 в другом отверстии меньшего диаметра.
В таком виде подложка устанавливалась на нагреваемый проходящим
переменным током элемент 1. Сверху помещался алюминий 3 марки
ЧДА, масса которого была во всех опытах постоянной и равнялась
280 мг. Опыты проводили в специальном устройстве, описанном в па-
раграфе 2 настоящей главы, которое позволяло проводить экспери-
менты в контролируемой атмосфере, изменять температуру подложки
и фиксировать растекание алюминия с помощью кинокамеры.
Дугой прямого действия, горящей между вольфрамовым электро-
дом 4 (d3 = 2 мм) и алюминием, последний расплавлялся, очищался от
оксидной пленки и растекался по подложке. После остывания готовый
к механическим испытаниям сталеалюминиевый образец извлекался
из устройства. Результаты замеров краевого угла и площади контакта
приведены на рис. 41. На рис. 41, а показано влияние сварочного ток
а
101
(кривая /) и начальной температуры подложки (кривая 2) при оди-
наковом времени воздействия дуги на алюминиевый образец, рав-
ном )0 с.
Влияние тока на величину краевого угла объясняется воздейст-
вием тока на эффект очистки алюминиевого расплава от оксидной плен-
ки (274]; характер изменения кривой 2 подтверждает наблюдающе-
еся в условиях практики сварки положение о том, что растекание за-
твердевающего расплава по предварительно подогретой поверхности
твердого тела происходит тем лучше (на большую площадь), чем выше
температура подогрева основы (при
постоянной начальной температуре
жидкой фазы). Угол, образованный
затвердевшей каплей с подложкой,
при этом оказывается меньшим
и может наряду с площадью расте-
кающейся капли служить характе-
ристикой способности жидкой фазы
смачивать твердую в неизотерми-
ческих условиях [160]. Изменение
(рис. 41, б) площади контакта алю-
миний — сталь (кривая 1 — Т„ —
= 913 К, кривая 2 — Тп = 983 К
при одинаковом токе сварки /св =
= 38 А) и краевого угла смачива-
ния (кривая 3) находится в пря-
мой зависимости
действия дуги тд
миния.
Полученные комбинированные
образцы, отличающиеся профилем
наплавленного алюминия (краевым
углом 6), испытывали в специаль-
ном устройстве (рис. 42)’на разрыв-
ной машине. При приложении уси-
лия Р шток отрывал наплавленный алюминий, и по размеру кольцево-
го отпечатка на алюминии замерялась фактическая площадь контак-
та. Разрыв при испытаниях происходил либо по границе раздела, ли-
бо частично по наплавленному алюминию. Общая закономерность из-
менения прочности соединения алюминий — сталь в зависимости от
краевого угла смачивания (/св = 38...40 А. 7'г = 938 К) также пред-
ставлена на рис. 42. Зависимость о = f (0) является производной от
нескольких параметров. Экспериментально показано (рис. 43), что при
постоянной температуре подложки (Тп = 583 К) и времени воздействия
дуги на алюминиевый образец (тд = 10 с) с увеличением тока растет
как прочность соединений (рис. 43, а, кривая /), так и площадь кон-
такта (кривая 2).
При постоянном значении сварочного тока (/св = 38 А) и темпера-
туры подложки (Тп = 983 К) рост прочности соединения пропорцио-
нален времени воздействия дуги на алюминиевый расплав (рис. 43, б).
вого угла смачивания и схема испы-
тания образца.
от времени воз-
на расплав алю-
102
Хотя увеличение температуры подложки и способствует уменьшению
угла 6, однако оно приводит к уменьшению прочности соединения алю-
миния со сталью (рис. 43, в).
Таким образом, улучшение смачиваемости стали расплавом алю-
миния в результате действия дугового разряда способствует увеличе-
нию прочности соединения.
Следует отметить, что при определении основных соотношений меж-
ду смачиваемостью стали алюминием и прочностью соединения алю-
миний — сталь нас не интересовала абсолютная величина прочности.
Прочность соединения была довольно низкой. По-видимому, это свя-
зано прежде всего с ростом температуры исследуемой системы, проис-
ходящим вследствие действия электрической дуги. Замеры температу-
Рис. 43. Зависимость прочности соединения алюминий — сталь от сва-
рочного тока (о), времени воздействия дуги (б) и начальной температу-
ры подложки (в):
а — Тп = Э83 К. тс = 10 с; б — Тп = 983 К. /с„ = 38 А.
ры показали, что под действием дуги температра подложки возраста-
ла за 10 с на 300—600 К. Поэтому повышение начальной температуры
подложки приводило к более заметному росту температуры в контак-
те в конце опыта. Последнее создавало условия для более интенсивно-
го образования интерметаллидов, что снижало механические свойст-
ва соединения алюминий —- сталь. Технологические приемы повыше-
ния прочностных характеристик сварных сталеалюминиевых соедине-
ний подробно изложены в работе [2561.
4. Смачивание промышленных алюминиевых сплавов
собственными расплавами в неизотермических условиях
Исследование смачивания алюминия и сплавов на его основе алю-
миниевыми расплавами проводилось в неизотермических условиях
на установке растекания капли в вакууме не выше 10-4 мм рт. ст. [161).
Объектами исследования были алюминий гранулированный марки
ЧДА, алюминий листовой чистоты 99,99 % и некоторые промышлен-
ные алюминиевые сплавы, имеющие в качестве основного легирующего
компонента магний (5—6,5 % для сплавов 1 и 2; 2—2,5 % для спла-
ва 3). Кроме добавок магния сплавы имели: сплав 1 — добавки Zn,
Мп, Zr, Si, Fe, Си (суммарное содержание около 2 %); сплав 2 — дс-
103
бавки цинка (2—3 %) и добавки Мп, Сг и Zr (в сумме около 1 %),
сплав 3 — содержание цинка 4—6 % с добавками Мп, Cr, Zr (сум-
марное содержание 0,6—1 %). Образцы перед опытом полировались,
поверхность алюминия обезжиривалась, исследуемая подложка по-
мещалась на пластинчатый графитовый нагреватель. Навеска алюми-
ниевого сплава загружалась в цилиндрический графитовый нагрева-
тель-капельницу, и система откачивалась до необходимого вакуума.
Прямым пропусканием тока через пластину графита исследуемая под-
ложка нагревалась до заданной температуры, после чего пропуска-
нием тока через капельницу плавилась навеска, и температура жид-
кой фазы доводилась до необходимой (1023—1073 или 1273 К). Нажа-
тием на поршень, вставленный в капельницу, выдавливалась капля
алюминиевого расплава, входившая в контакт с твердой подложкой
и застывшая на ней. Процесс растекания сопровождался профильной
съемкой капли кинокамерой ПЕНТАФЛЕКС-16 со скоростью 32 кадра
в секунду. Углы, образуемые каплей с подложкой (контактные углы),
определялись по кинопленке на микроскопе УИМ-21 с точностью ±1°.
При изучении неизотермического растекания жидкого алюминия
по твердому обнаружена корреляция между временем выхода контакт-
ного угла на стабильный неизменяющийся угол и косинусом этого
угла:
COS 0к.к = G -р Атпост. (3.10)
Здесь 0К.К — конечный контактный угол; а и k — постоянные, не за-
висящие от температуры жидкой и твердой фаз; тПОСт — время выхо-
да на постоянное значение угла.
При температуре капли Тк = 1023 К время тпост = 0; при тем-
пературе подложки Тп — 403 К (0к.к = 135°) тПОст = 0,3 с; при Тп =
= 648 К (0к.к = 94°) тпост = 0,5 с; при Тп = 753 К (0к.к = 55°)
Тпост = 75 с; при 7'п = 853 К (6К.К — 27°), Тк = 1273 К тпост оо 0,3 с;
при Тп = 393 К (0к.к = 82°) тПОст « 0,5 с.
! Зависимость (3.10) можно объяснить, связав тПОСт со временем су-
ществования жидкой фазы (временем охлаждения капли до темпера-
туры Тпл).
Поскольку в неизотермических условиях время контакта твердая
фаза — незастывающая жидкая фаза тем больше, чем больше Тп при
Тк — const, и тем больше, чем выше Тк при 7'п = const, то при не-
которой скорости растекания, в первом приближении независящей от
температуры, смачивание твердого алюминия жидким тем лучше, чем
больше времени действует сила, растягивающая периметр капли, и с
ростом температур 7'п и Тк смачивание улучшается.
В то же время связь с температурами 7'п и Тк можно рассчитать тео-
ретически. Пусть в некоторый момент времени от жидкой капли твер-
дой подложке передается порция тепла. Поскольку движущей силой
процесса теплопереноса является разность температур Т — Тп, где
Т — температура жидкой фазы,
dQ — А(Т — Tn)dr, (3.11)
где А = const. Так как процесс передачи тепла является переходным
104
процессом, то для Q можно записать
Q = Qoo(l (3 12)
где Qoo = ст (Тн — Тср); ст — теплоемкость капли; Тк — начальная
температура жидкой фазы; Тер — установившаяся температура си-
стемы: а — постоянная.
Продифференцировав уравнение (3.12) по времени и использовав
выражение (3.11), получим
dQJdx = Qootxe~“M (Т — Тп) (3.13)
или
Г = + Тп, (3.14)
где В — Qxa/A.
Используем граничные условия: при т -► оо Т — Тп и прит-> О
Тк\ в таком случае В = Тк — Тп. Выразим из (3.14)
T^ln Т~ТТ ’ (3.15)
СС 1 и --- 1 п
где время застывания т определится уравнением (3.15) с подстановкой
вместо Т температуры плавления:
Тпост = 4- (3.16)
Используя (3.10) и (3.16), окончательно имеем
cos ек.к = а — b 1g Тк~-^ , (3.17)
где b = 2,3/г/а.
По экспериментальным величинам конечных контактных углов при-
разных температурах капли и подложки можно определить коэффи-
циенты а и Ь. Так, для пары твердый алюминий — жидкий алюминий
методом наименьших квадратов найдено
cos 6К.К = — 0,72 + (5,7 ± 2,1) 1g . (3.18).
Коэффициент b в уравнении (3.17) связан со способностью улуч-
шать смачивание твердой основы расплавом в неизотермических ус-
ловиях при повышении температур как твердой, так и жидкой фазы и-
зависит от многих свойств исследуемых материалов, среди которых по-
верхностное натяжение и вязкость расплава, разность поверхностных
энергий на границах раздела твердое тело — газ и твердое тело — жид-
кость пг_г — ож_г. При этом b тем больше, чем больше разность-
от_г — ож_г и чем меньше значение поверхностного натяжения рас-
плава от_ж. Таким образом, определение коэффициента b по экспери-
ментальным данным конечных контактных углов 6К.К при различных.
Тп и Тн может быть полезным для расчета температур основного мате-
риала и жидкой фазы с тем, чтобы обеспечить необходимый угол 6К.К
и служить комплексным показателем физико-химических величин,
определяющих поверхностные явления гетерогенной системы в неизо-
термических УСЛОВИЯХ. ад» • м
Экспериментальные зависимости конечных контактных углов и тем-
пературы твердой фазы для промышленных сплавов на основе алюми-
ния приведены на рис. 44. Наблюдается общая закономерность, выте-
кающая из анализа формулы (3.17). Обработка экспериментальных
данных методом наименьших квадратов позволила рассчитать значе-
ния коэффициентов а и b и оценить разброс данных по отклонениям от
зависимости (3.17).
Для жидкого сплава 2, растекающегося по твердому сплаву 2, зна-
чения коэффициентов в формуле (3.17) составили: а = —0,77, 5 =
= 1,5 ± 0,5; тот же расплав 2, растекающийся по твердому сплаву 1,
дает коэффициенты а = —0,28, b — 0,19 ± 0,08.
Рис. 44. Конечный контактный угол смачивания:
<а — твердых алюминия и сплавов на его основе собственными расплавами; б — промыш-
ленных сплавов алюминия жидкими сплавами на его основе; /, I/ — те.мпература капли
соответственно 800 и 1000 °C; Ct = сплав 1, С2 — сплав 2.
Жидкий сплав 1 растекается по твердому сплаву 1 с коэффициен-
тами а = —1,8, b = 3,2 ± 3,8; по твердому сплаву 2 — с а — —1,1,
b = 1,5 ± 0,8 и по твердому сплаву 3 — с а = —0,67, b = 0,15 ±
± 0,07.
Объяснить полученные результаты можно, рассматривая поверх-
ностные характеристики исследуемых сплавов. Поверхностное натя-
жение жидкого сплава 2 больше ож_г сплава 1, что скажется и на по-
верхностных энергиях твердых сплавов: от_г сплава 2 больше от_г
сплава 1. Тогда неизотермическое растекание жидкого сплава 1 по
твердому сплаву 2 вследствие больших значений от_г сплава 2 и ма-
лых значений ож_г сплава 1 должно происходить интенсивнее, чем
растекание жидкого сплава 2 по твердому сплаву 1. С другой стороны,
растекание расплава по твердому материалу того же состава (сплав 1
жидкий по сплаву 1 твердому, сплав 2 жидкий по сплаву 2 твердому)
должно происходить, согласно положению В. Е. Еременко «подобное
смачивает подобное», достаточно хорошо. Малое значение коэффици-
ента b (плохое растекание) в паре жидкий сплав 1 —твердый сплав 3
106
объясняется наличием в твердой фазе значительного (4—5 %) коли-
чества цинка, ухудшающего смачивание подложки расплавом на ос-
нове алюминия.
Практическую рекомендацию по сварке-пайке сплавов на основе
алюминия можно дать, опираясь на проведенные исследования: свар-
ку-пайку сплава 1 можно проводить, лишь используя в качестве при-
поя собственный расплав, сварку-пайку сплава 2 можно проводить
как расплавом 1, так и расплавом 2, сварка-пайка сплава 3 исследуе-
мыми сплавами затруднена из-за плохой способности смачивать твер-
дую фазу.
5. Особенности формирования стыковых швов
при сварке в защитных газах
Выполнение стыковых сварных соединений при односторонней свар-
ке связано с трудностью формирования жидкого металла в корне шва.
Существующие для этой цели всевозможные подкладки в ряде случаев
не обеспечивают качества и очень громоздки.
Условия, при которых расплавленный металл формируется на ве-
су, не имея твердой опоры, определяю ся соотношением сил, под дей-
ствием которых происходит формирование первого слоя стыкового со-
единения.
В процессе сварки на сварочную ванну действуют сила тяжести
расплавленного металла, давление сварочной дуги, а также поверх-
ностное натяжение на границе жидкого металла с окружающей сре-
дой. Величина и направление указанных сил зависят не только от ре-
жима сварки, вида подготовки свариваемых кромок, но и от прост-
ранственного положения сварочной ванны.
Механическое действие сварочной дуги (давление дуги) оказыва-
ет существенное влияние на формирование на весу первого слоя шва.
При сварке в нижнем положении давление дуги складывается с силой
тяжести расплавленного металла и способствует его протеканию (про-
валиванию). При сварке в потолочном положении, напротив, давление
дуги способствует удерживанию жидкой ванны.
Давление дуги, суммирующееся с силой тяжести (давлением массы
расплавленного металла), при условии полного проплавления притуп-
лений в процессе сварки должно уравновешиваться силой поверхност-
ного натяжения расплавленного металла. Для этого необходимо при-
дать жидкой поверхности сварочной ванны кривизну, направленную
вогнутостью вверх. В этом случае капиллярные силы, обусловленные
поверхностным натяжением, действуют в требуемом направлении.
Величина капиллярной силы определяется кривизной жидкой по-
верхности и коэффициентом поверхностного натяжения на границе
жидкости с окружающей средой.
Кривизна поверхности сварочной ванны при расплавлении притуп-
лений вольфрамовым электродом без применения присадки зависит
от ширины проплавления и угла разделки, а коэффициент поверхност-
ного натяжения определяется свойствами жидкого металла или спла-
ва, его температурой и характером граничной фазы.
107
1
Рис. 45. Схемы оплавления ско-
сов разделки кромок (а), сил,
действующих на сварочную ван-
ну (б) и соотношение в этом
случае краевого угла и ширины
проплавления шва с кривизной
поверхности сварочной ванны (в).
6
г , Первая зависимость регулируется технологическими условиями и
конструкцией подготовки кромок, коэффициент же поверхностного
натяжения в условиях сварочной ванны может иметь иное значение
по сравнению с имеющимися малочисленными данными о поверхност-
ном натяжении жидких сталей.
В работах [296, 291] экспериментально определены коэффициенты
поверхностного натяжения сталей марок 1Х18Н9Т и 12МХ непосред-
ственно в атмосфере сварочной дуги по разработанной специальной ме- .
тодике. На исследуемой пластине выполняется фаска V-образной раз- '
делки с углом раскрытия 70—80°. Скосы разделки пластины оплавля-
ются сварочной дугой неплавящимся вольфрамовым электродом
(рис. 45, а). Жидкий металл, стекая со скосов разделки в угол, образует
поверхность с некоторой кривизной. При определенном соотношении
мощности дуги, скорости ее передвижения и толщины кромок притуп-
ления последние расплавляются на всю толщину и образуют в корне
шва жидкий металл, заключенный между двумя твердыми стенками.
Жидкий металл, не имея твердой опоры снизу, не протечет, а будет
формироваться на весу в том случае, если сумма сил, действующих на
сварочную ванну, в процессе плавления находится в равновесии. На
рис. 45, б изображены указанные силы с учетом их направления. Здесь
Рт.м — сила тяжести металла жидкой ванны; Р^в} — поверхност-
ное натяжение, вызванное кривизной поверхности ванны со стороны
108
сварочной дуги; Рп.н<г) — поверхностное натяжение, вызванное кри-
визной поверхности с обратной стороны сварочной ванны; Рд — дав-
ление сварочной дуги; Рцг — давление защитного газа, подведенного
под ванну.
При условии равновесия действующих на сварочную ванну сил
можно записать
Рт.м Рат(в) Рп.н(г) + Рд Рдг — 0. (319)
При некотором значении прочих сил, входящих в формулу (3.19), си-
лу Рп.н(и) можно исключить обеспечением плоской поверхности обрат-
ной стороны ванны. В этом случае
РаТ(В) — Р-г.м 4* Рв, Рц.Г- (3.20)
Сварочная ванна со стороны дуги в поперечном сечении имеет боль-
шую кривизну, а в направлении сварки практически остается прямо-
линейной. Следовательно, сила поверхностного натяжения, вызван-
ная кривизной жидкой поверхности в одном направлении, может быть
определена по формуле
Ялв) = o/R, (3.21)
где R — радиус кривизны жидкой поверхности.
Объединив уравнения (3.20) и (3.21), можно записать формулу для
определения коэффициента поверхностного натяжения:
о= Я(РТМ +Рд —Рдг). (И2)
Вследствие трудности измерения кривизны жидкой поверхности мож-
но воспользоваться зависимостью этой величины от краевого угла сма-
чивания 0 и ширины сварочной ванны В согласно рис. 45, в.
Учитывая последнюю зависимость, можно окончательно записать
для определения коэффициента поверхностного натяжения на поверх-
ности сварочной ванны
° = 27БГ0 - ’3-23)
Точность определения коэффициента поверхностного натяжения
по применяемой методике, как это следует из формулы (3.29), зависит:
от точности определения сил, действующих на ванну в процессе свар-
ки; расстояния между линиями сплавления (ширины проплавления в)
на уровне образования кривизны; краевого угла смачивания 0, а так-
же от достаточного обеспечения плоской поверхности обратной сторо-
ны сварочной ванны.
Сила тяжести расплавленного металла Рт.„ определяется толщи-
ной слоя жидкой стали.
Учитывая, что уточненный размер ширины проплавления равен
сумме размера, полученного при охлажденном шве, и величины ли-
нейной усадки Ет, записываем
Ьу = Ь + гт. (3.24)
Исходя из сказанного, формулу (3.25) можно представить в виде
° = га+ Р*~ Р^' (3’25>
109
Значения краевых углов смачивания 0 в каждом конкретном случае
определялись по фотоснимкам поперечных сечений формирований с
пятикратным увеличением образцов, что, конечно, вносило определен-
ную ошибку, так как угол 0 менялся в процессе кристаллизации.
По отношению ширины проплавления Ьу к глубине мениска (см.
рис. 45, в) находится центральный угол а. а по центральному углу —
краевой угол смачивания 0.
Экспериментальное определение поверхностного натяжения про-
водилось на сталях 1Х18Н9Т и 12МХ, для чего на пластинах из ука-
занных сталей размером 300 x 200x10 мм выполнялись фаски с уг-
лом раскрытия 70—80° и притуплением 2—3 мм.
Пластины расплавлялись по разделке вольфрамовым электродом
диаметром 3 мм. В качестве защитных газов применялись технический
аргон и гелий высокой чистоты для стали 1Х18Н9Т и смесь химически
чистого аргона с СО2 — для стали 12ХМ.
Экспериментальные коэффициенты поверхностного натяжения для
стали 1Х18Н9Т, расплавленной сварочной дугой, не постоянны, а из-
меняются в зависимости от защитной атмосферы, так как коэффици-
енты поверхностного натяжения, полученные в атмосфере технического
аргона, колеблются в пределах 1320—1600 мДж/м2, а в атмосфере ге-
лия высокой чистоты — 700—920 мДж/м2.
Несмотря на более тонкий слой, формируемый в атмосфере гелия,
жидкий металл в этом случае провисает больше, чем в атмосфере арго-
на, при приблизительно одинаковых величинах кривизны поверхности
сварочной ванны. Повышенное значение коэффициента поверхностно-
го натяжения, полученного в атмосфере технического аргона, вероят-
но, можно объяснить влиянием содержащегося в техническом аргоне
азота.
По значению коэффициента поверхностного натяжения можно из
формулы (3.21) определить величину поверхностного натяжения, дей-
ствующего на поверхности жидкой ванны, а также толщину слоя рас-
плавленного металла, который может формироваться на весу, будучи
уравновешенным указанной силой, т. е.
Рат(Е1 - ~~ ° - ygH, (3.26)
иу
где Н — толщина слоя расплавленной стали, откуда допустимая тол-
щина формируемого слоя
Н = 2ocos 6/feyYg. (3.27)
Расчеты по приведенной формуле могут быть особо эффективны в
тех ответственных случаях, когда требуется гарантированное про-
плавление по толщине стыкуемых кромок притупления, а применение
средств, препятствующих протеканию жидкого металла, затруднено
или вовсе исключается. К подобным конструкциям относятся стыковые
соединения толстостенных трубопроводов высокого давления [291].
Особенность формирования на весу первого слоя кольцевых швов
при сварке в нижнем положении поворотных стыков труб состоит в
том. что сварочная ванна, кроме рассмотренных выше форм, принима-
ло
ет кривизну по длине согласно радиусу кольцевого шва. Эта дополни-
тельная кривизна жидких поверхностей направлена к центру кольца,,
и, следовательно, силы поверхностного натяжения, возникающие на
этих поверхностях, складываются с силой тяжести расплавленного ме-
талла и давлением дуги (рис. 46). Численное значение этого дополни-
тельного давления для каждого радиуса кольцевого шва может быть-
определено по формуле
Рк = (о + ои)/г, (3.28)
где Рк — давление, связанное с поверхностным натяжением, обуслов-
ленным кривизной кольца радиусом гк.ш; о и он — коэффициенты по-
верхностного натяжения соответственно со стороны сварочной дуги и с
обратной стороны; гк.ш — радиус кольцевого шва.
Ниже приведены значения для нержавеющей стали 1Х18Н9Т
в зависимости от радиуса кольцевого шва. Коэффициенты поверхност-
ного натяжения при расчете приняты о = он = 1450 мН/м:
Радиус кольцевого шва, м
Давление, обусловленное поверхностным на-
тяжением Рк, мН/м
Давление Рк имеет существен-
ную величину только при вы-
полнении кольцевых швов ма-
лых диаметров (80—100 мм).
Изучение влияния сил по-
верхностного натяжения на
формирование швов на весу
при сварке плоских кромок
и поворотных стыков трубо-
проводов позволило рассмот-
реть вопрос [2911 о возмож-
ности сварки неповоротных
стыков труб без подкладных
колец с обеспечением качест-
0,02 0,03 0,05 0,10 0,15
14,50 9,60 5,80 2,90 1,90
Рис. 46. Схема кривизны по длине сварочной
ванны, вызывающей дополнительную силу Рк.
венного формирования перво-
го слоя шва во всех простран-
ственных положениях. В этом случае направления силы тяжести рас-
плавленного металла и давления сварочной дуги не постоянны по отно-
шению к центру кольцевого шва, а зависят от положения сварочной ван-
ны. Сила поверхностного натяжения направлена в сторону вогнутости
поверхности жидкого металла, следовательно, при сварке по обычной
V-образной разделке кромок только в нижнем положении сила поверх-
ностного натяжения уравновешивает силу тяжести ванны и давление
дуги. В вертикальном положении кривизна, направленная вогнуто-
стью от центра кольца, вызывает силы, оттягивающие жидкий металл
от внутренней поверхности трубопровода. В потолочном положении
силы поверхностного натяжения складываются в этом случае с силой
тяжести металла ванны и способствуют его провисанию и образованию
изъяна с внутренней стороны трубного стыка.
И*
Таким образом, формирование жидкого металла на весу при свар-
ке неповоротных стыков труб связано с обеспечением определенного
направления кривизны поверхности ванны с таким расчетом, чтобы си-
ла поверхностного натяжения, вызванная этой кривизной, была на-
правлена на удерживание расплавленного металла в корне шва во всех
пространственных положениях, занимаемых сварочной ванной.
Данные выводы подтверждаются экспериментами по сварке стыков
труб из стали 12МХ диаметром 250—300 мм с толщиной стенки 28 мм.
Необходимое направление кривизны ванны обеспечивалось специаль-
ной разделкой кромок и использованием присадочных колец, заклады-
ваемых между свариваемыми кромками. Цель применения этих ко-
лец — создание дополнительного расплавленного металла при сварке
нижней половины стыка и обеспечение тем самым кривизны, направ-
ленной вогнутостью к центру кольцевого шва.
При расплавлении присадочного кольца и кромок разделки в са-
мой верхней части стыка труб расплавленный металл под действием си-
лы тяжести и давления сварочной дуги провисает внутрь трубы, со-
здавая кривизну, обеспечивающую равновесие жидкого металла.
По мере приближения в процессе сварки к вертикальному положе-
нию выпуклость с внутренней стороны стыка уменьшается вследствие
того, что расплавленный металл частично поддерживается нижней
твердой кромкой стыка. В вертикальном положении кривизна жидко-
го металла с внутренней стороны должна быть несколько больше по
сравнению с кривизной со стороны дуги в этом же сечении, так как с
внешней стороны давит сварочная дуга, способствуя образованию уси-
ления на внутренней стороне шва.
При сварке нижней половины стыка труб расплавленный металл
под действием силы тяжести начинает провисать со стороны дуги и об-
разовывать кривизну, направленную вогнутостью к центру кольцево-
го шва.
В потолочном положении жидкий металл с наружной стороны трубо-
провода получает наибольшее усиление, а с внутренней — наимень-
шее, так как сила тяжести расплавленного металла в этом положении
уравновешивается полностью силами поверхностного натяжения.
Давление сварочной дуги как фактор, противодействующий силе
тяжести ванны, рассматривать в этом случае не следует, во-первых,
потому что кристаллизация расплавленного металла происходит в мо-
мент, когда на него не действует дуга, во-вторых, любое случайное от-
клонение дуги, если на это давление рассчитывать, может привести к
вытеканию ванны.
Таким образом, для потолочного положения можно допустить
Рт.м = Рат(В). (3.29)
Это позволяет рассчитать, какая кривизна должна быть придана сва-
рочной ванне в потолочном положении, чтобы уравновесить определен-
ный слой жидкого металла при условии, что внутренняя поверхность
ванны сохраняется плоской.
Из формулы (3.29) следует
ygH = 2о cos 0'/fey, . (3 30)
<112
где О' — угол, дополняющий краевой угол смачивания до 90° с ниж-
ней стороны сварочной ванны. Приняв ширину проплавления Ьу =
— 6 мм для формирования слоя толщиной 4 мм, степень кривизны оп-
ределяем
cos е' = УА _ 7-3 • 980 • м • 0.6 _ 0 74. е, = 42°; 0 = 90 — 6' = 48°.
z(J z • 1 loU
Жидкий металл может формироваться на весу до значения 0 = 90°.
В каждом конкретном случае по значению краевых углов и ширине
проплавления определяется площадь поперечного сечения провисания
металла в процессе сварки. Эта площадь должна быть равна сумме пло-
щадей поперечных сечений кромок присадочного кольца, выступаю-
щих сверх притупления (внутрь кольцевого соединения и с внешней
стороны).
6. Сварка в космосе
Как отмечено Б. Е. Патоном [1961, практическая реализация мно-
гих замыслов в области космонавтики невозможна без широкого при-
менения сварки металлов непосредственно в космосе. Ремонтно-восста-
новительные и монтажные работы, которые неизбежны при эксплуата-
ции космических станций долговременного действия, потребуют про-
ведения работ по сварке, резке и пайке материалов. Однако условия
в космосе существенно отличаются от земных. Наличие закуума, неве-
сомости, перепада температур и т. д. окажут заметное влияние на фи-
зико-химические процессы, протекающие при сварке. Например, в
земных условиях массовые силы играют важную, а порой и преобла-
дающую роль во многих процессах, протекающих при сварке. Грави-
тационные силы, которые имеют значительный радиус действия, в ус-
ловиях космоса не исчезают полностью. В этом случае действует так
называемая самогравитация, которая представляет собой силы грави-
тационного взаимодействия с элементами конструкции космического
аппарата и его содержимым.
Для того чтобы установить влияние этих сил по сравнению с по-
верхностными силами, приравняем ускорения а0 = ао, возникающие в
жидкости под действием соответствующих сил. Тогда GmxIR,2 — о/4у7?2,
или
-^-nyGR = о/4у/?2, (3.31)
где у, тж— плотность и масса расплава; G —гравитационная посто-
янная. Из выражения (3.31) R = gI\^G-^.
Для расплавленной стали можно принять у = 7000 кг/м3, а о —
= 1200 мН/м. В этом случае силы самогравитации сравнимы с поверх-
ностными силами только для шара расплавленного металла радиусом
2,83 м. Поскольку размеры сварочной ванны, электродных капель го-
раздо меньше, то в условиях космоса влияние силы самогравитации на
сварочные процессы гораздо меньше, чем влияние поверхностных сил.
из.
8 1-635
В космосе расплавы подвержены малым ускорениям, которые воз-
никают вследствие одновременного воздействия следующих основных
сил [2791: гравитационного градиента Земли, разряжений атмосферы,
центростремительной силы, возникающей при вращении летательно-
го аппарата, гравитационной массы летательного аппарата, давления
солнечного ветра, гравитационных градиентов, возникающих от дви-
жения Луны, ускорения, возникающего при включении двигателей и
перемещении космонавтов, вибрации на борту от работающих прибо-
ров, упругих деформаций от нестационарных тепловых потоков; воз-
действия электромагнитных сил.
Изменение ускорения свободного падения приводит к изменению
массовых и поверхностных сил, что видно из определения числа Бонда
Во = ydg2/o, (3.32)
где d — характерный размер. Из этой формулы следует, что в обычных
земных условиях заметное проявление поверхностных сил наблюдает-
ся только при малых значениях d.
Согласно работе [239], гравитационные силы преобладают над сила-
ми поверхностного натяжения, если число Во 100. При Во^ 1 пре-
обладают силы поверхностного натяжения. Число Во < 1 при низких
значениях ускорения свободного падения. В условиях космоса грави-
тация вследствие причин, указанных выше, не исчезает полностью,
так как ускорение свободного падения равно 10—3—10~5 величины ус-
корения свободного падения в земных условиях [15, 116]. Поэтому не-
сомненно, что в условиях космоса силы поверхностного натяжения пре-
обладают над массовыми и приобретают первостепенное значение.
В связи с этим важно установить, как будут протекать рас-
смотренные выше процессы в условиях невесомости. Отметим попут-
но, что величина поверхностного натяжения, смачивание твердых
тел расплавами, полученные в земных условиях, остаются такими
и в космосе.
Прежде всего проанализируем, как повлияет наличие невесомости
на перенос электродного металла. Как следует из выражения (1.18),
снижение массовых сил должно привести к увеличению массы капли
электродного металла и ее размеров. Это подтверждается данными
[118, 196] по плавлению и переносу электродного металла в условиях
микрогравитации. В этом случае при небольших значениях сварочного
тока (40—50 А) время существования капли на торце электрода уве-
личилось в 15—20 раз и составило 4,5—6 с. Размеры капли в несколь-
ко раз превышали диаметр электрода, а перенос электродного металла
происходил при контакте капли с поверхностью сварочной ванны из-за
сил смачивания.
Согласно работе [118], основными силами, действующими на кап-
лю электродного металла в условиях микрогравитации, являются
силы поверхностного натяжения, реактивные и электромагнитные, при-
чем только последние могут способствовать переносу электродного ме-
талла. Реактивные силы вследствие снижения плотности тока в актив-
ном пятне на электроде и устойчивости дугового разряда, наблюдаю-
щихся при росте размеров капли [196], очевидно, не оказывают
114
существенного влияния на перенос электродного металла. Основную
роль играют силы поверхностного натяжения. Об этом, в частности,
свидетельствует и форма капли, которая, как правило, является сфери-
ческой.
Наличие невесомости влияет и на формирование сварного шва. Сни-
жение устойчивости горения дуги и повышение роли сил поверхност-
ного натяжения приводят к снижению глубины проплавления металла
при сварке плавящимся электродом в космосе [1961. В случае полного
проплавления металла при сварке неплавящимся электродом вслед-
ствие низкого значения величины Pfi и при условии пренебрежения си-
лами давления дуги Рд равновесие сварочной ванны, что следует из
выражения (2.4), определяется только силами поверхностного натяже-
ния. Поэтому величины и h и h' (см. рис. 21) Ц/дут малы.
Как отмечено в параграфе 3 гл. 2, формирование валика и корня
шва связано с величиной капиллярной постоянной ак = |/ о gAy.
Уменьшение величины ускорения свободного падения g, наблюдающе-
еся в условиях космоса, приводит к росту величины ак и усилению ро-
ли капиллярных сил в формировании валика и корня шва. Очевидно,
что при малых значениях g радиус кривизны поверхности валика за-
висит только от поверхностного натяжения металла сварочной ванны.
Увеличение роли сил поверхностного натяжения в процессах форми-
рования валика сварного шва в условиях микрогравитации следует
и из анализа уравнений ((2.8) — (2.10)).
Снижение гравитационных сил должно привести к увеличению вы-
соты усиления валика сварного шва. Это подтверждается и экспери-
ментальными данными (рис. 47) [196].
При сварке в космосе существенно изменяются условия формиро-
вания сварных швов, выполняемых в горизонтальном и потолочном
положениях. В этом случае снижается высота наплыва горизонталь-
ных швов и практически устраняется опасность вытекания металла сва-
рочной ванны при сварке потолочных швов даже при значительной
ширине сварного шва.
В условиях микрогравитации вследствие роста величины ак хоро-
шее формирование сварного шва в потолочном положении произойдет
при повышенных значениях глубины сварочной ванны и высоты уси-
ления, что вытекает из неравенства (3.31).
Снижение гравитационных сил уменьшает вероятность появления
прожогов и дает возможность вести сварку при больших зазорах, не
опасаясь вытекания металла сварочной ванны. По этой же причине
условие образования кратера в сварном шве запишется следующим
образом: Рд>2о/гк. Спедовательно, при сварке в космосе вероят-
ность образования кратеров выше, чем при сварке в обычных услови-
ях, вследствие отсутствия гидростатического давления.
Как отмечено выше, проплавление металла, образование подрезов,
пор и неметаллических включений в значительной мере связаны с гид-
родинамическими процессами, протекающими в сварочной в^-нне. По-
этому представляет интерес рассмотрение особенностей перемещения
металла сварочной ванны в условиях невесомости и роли эффекта Ма-
рангони в этом случае.
8'
115
Прежде всего, необходимо отметить, что если в земных условиях
естественная конвекция играет определяющую роль в перемешивании
металла сварочной ванны, то в условиях микрогравитации она практи-
чески не возникает [194]. В последнем случае возможно [209] несколь-
ко видов перемешивания жидких слоев и частиц. Это течение Маран-
гони, броуновское движение, движение под действием сил Лоренца,
движение по градиенту температуры, концентраций, давлений, дви-
жение, вызванное фазовыми превращениями и т. д. Согласно экспери-
ментальным исследованиям, проведенным в космосе, выделены два ос-
Рис. 47. Форма поперечного сечения сварных швов, полученных при
различных значениях ускорения свободного падения gn [196]:
а — сталь IX18НЭТ; б — сплав АМгб.
новных типа конвекций: термокапиллярная и диффузионная. Роль
того или иного вида конвекции в общем процессе перемешивания ме-
талла зависит от многих причин: градиента температур, конфигурации
канала, в котором находится расплав металла, концентрации поверх-
ностно-активных веществ и др.
Значения отдельных видов ускорений, согласно работе [204], пред-
ставлены в табл. 4. Данные получены для следующих условий: форма
летательного аппарата сферическая, масса летательного аппарата
45,36 т, его диаметр 19,2 м, площадь миделя 290 м2, коэффициент со-
противления 2, электростатический заряд 1600 В, расстояние элемен-
тарного объема жидкости от центра притяжения (или вращения)
3,05 м.
Ускорения, которые могут возникнуть в расплаве под действием
поверхностных сил, можно приближенно оценить следующим образом.
116
Величина поверхностных сил F та oL, где L — характерный линейный
размер. В этом случае масса жидкости т та yLs, ускорение частиц жид-
кости а та Flm = o'yL2, а относительное ускорение п та a/g0 =
= o/g0yL2. Приняв, как и выше, для расплавленного металла у =
= 7000 кг/м3, о = 1200 мН/м, для сварочной ванны длиной 0,01 м и
объемом 0,25 • 10“6 м3 получим п — 1,75 • 10“
Таким образом, ускорения, возникающие в расплаве под действи-
ем поверхностных сил, преобладают над всеми остальными. По-види-
мому, образование зародышей пор и неметаллических включений мало
зависит от перемешивания металла сварочной ванны. Однако на рост
газовых пузырей и неметаллических включений их удаление из сва-
рочной ванны перемешивание металла окажет существенное влияние.
Таблица 4. Относительные ускорения в космосе
Причина Высота круговой орбиты, км
240 1610
Аэродинамического происхождения (максимум солнечной активности) 7,0-10—6 4,6-IO-12
Геомагнетизм 9,5-10—12 5,1-10—13
Световое давление 3,1 -10“9 3,1 -10~9
Внутренняя гравитация 3,3-10-8 3,3-10-8
Управление ориентацией в полете Внешняя гравитация (неоднородность 4,3-10“7 2,4-10”7
гравитационного поля Земли) 4,3-10~7 2,4-10~7
Для подтверждения этих предположений проанализируем, как из-
менятся условия образования, роста и удаления газовых пузырей и
неметаллических включений при сварке в космических условиях. Оче-
видно, что образование зародышей пор и включений в гомогенной
среде, а также в гетерогенной среде (в случае отсутствия химического вза-
имодействия между контактирующими фазами) будет таким же, как
и в земных условиях. Это объясняется тем, что в этих случаях образо-
вание зародышей зависит только от поверхностного (межфазного) на-
тяжения, смачиваемости контактирующих фаз и степени пересыщения
расплава веществом выделяющейся фазы. Однако если на границе кон-
тактирующих фаз происходят химические реакции, приводящие к из-
менению степени пересыщения, то наличие вакуума может привести к
повышению интенсивности данных реакций. Например, известно [642],
что вакуумирование приводит к росту раскислительной способности
углерода. Поэтому при наличии в металле оксидных включений вслед-
ствие реакции у [С] + (МехО ) = х [Me] + у {СО} возможно созда-
ние местного пересыщения металла СО, что способствует образованию
зародышей газовых пузырьков на границе неметаллическое включе-
ние — металлический расплав.
Существенно изменяется процесс роста газовых пузырьков и неме-
таллических включений при сварке в космических условиях. Как от-
мечено в параграфе 5 гл. 2, рост газовых пузырьков происходит в ре-
зультате диффузии газа из металлического расплава в пузырек и вслед-
117
ствие коалесценции пузырьков. Интенсивность процесса коалесцен-
ции пузырьков определяется перемешиванием металла сварочной ван-
ны. В невесомости наибольшее влияние на перемешивание металла
и на движение пузырьков оказывает термокапиллярная конвекция.
Скорость движения пузырька описывается уравнением [125]
vn = ~(-iH^rgrad7“’ (3-33)
где г — радиус пузырька. Введением поверхностно-активных элемен-
тов направление движения пузырьков можно изменить на противопо-
ложное. Поскольку градиент поверхностного натяжения приводит
к конвекции металла, определяющей в основном движение пузырьков,
то эту конвекцию идентифицируют с числом Марангони 12091
Мп = р2 grad Тj/px.
По-видимому, и перемещение неметаллических включений также
определяется в основном термокапиллярной конвекцией. Это связано
с тем, что скорость всплывания неметаллических включений и пузырей
в условиях невесомости невелика, что следует из формулы Стокса V =
2 т., —т 9
= ——- gr, где у,, — плотность металла; у — плотность газа или
неметаллического включения.
В условиях невесомости g а; 0, поэтому перемещение газовых пу-
зырей и неметаллических включений из-за разности плотностей рас-
плавленного металла и газа (неметаллического включения) в условиях
космоса наблюдаться не должно. Это подтверждается и эксперимен-
тальными данными [63] о поведении газовых пузырей в воде, получен-
ными Б. В. Волыновым и В. М. Жолобовым. Космонавты наблюдали
за поведением пузырей в жидкости в условиях невесомости. Примерно
100 пузырей, первоначальный диаметр которых составлял 0,1—1 мм,
находились в воде, помещенной в сферическую колбу диаметром 3 см.
Примерно через 100 ч произошло слияние пузырьков в один сфериче-
ский пузырь, расположенный почти в центре колбы. Если бы коалес-
ценция пузырьков происходила в чистом виде, то времени понадоби-
лось бы на порядок больше.
Таким образом, в условиях космоса следует ожидать повышенной
пористости металла шва, что подтверждают и эксперименты по сварке,
проведенные в космосе [122]. Содержание же неметаллических включе-
ний в сварном шве при сварке в космосе, очевидно, должно быть мень-
шим, чем при сварке на Земле, из-за наличия вакуума. Это приводит
к уменьшению величины пересыщения, которая для случая образова-
ния оксидных включений C/Cs — К^К = [% Ме]ф [% О]ф/Кр, где
Хр — константа равновесия реакции раскисления; [% Ме|ф, |% О]ф —
фактические концентрации элемента-раскислителя и кислорода, рас-
творенных в расплаве. Из данного выражения видно, что снижение скис-
ленности металла, происходящее в вакууме, вызывает и уменьшение
величины C/Cs, снижается и вероятность образования неметалличес-
ких включений. Наличие вакуума может способствовать также рас-
творению включений в стали, полученной в земных условиях [78].
I 18
Глава четвертая
ПОВЕРХНОСТНЫЕ ЯВЛЕНИЯ ПРИ СВАРКЕ
РАЗНОРОДНЫХ И КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ
Поверхностные явления, играющие важную роль в процессах свар-
ки плавлением, особенное значение приобретают при дуговой сварке
разнородных и композиционных материалов, когда в зоне взаимодей-
ствия находятся фазы, существенно отличающиеся не только по агре-
гатному состоянию, но и по физико-химическим свойствам [256, 267,
360]. Именно явлениями смачивания и растекания определяется воз-
можность получения надежного контакта между разнородными фаза-
ми в процессе сварки, тогда как процессы гетерогенной диффузии, вли-
яющие на неоднородность и прочность сварного соединения, являются
сопутствующими.
Следует также учесть, что оптимальные свойства таких сварных сое-
динений достигаются при минимально возможном тепловложении. Не-
обходимо стремиться создать такие условия, при которых максималь-
ное смачивание, например, стали алюминием (т. е. максимальный кра-
евой угол 6) обеспечивалось бы при минимальных энергетических
параметрах дуги.
Хорошее смачивание — необходимое, хотя и недостаточное усло-
вие растекания жидкости по твердой поверхности. Систематическое
изучение взаимодействия различных твердых металлов (Fe, Ni, Си,
Ag, Аи) со многими жидкими металлами (Ag, Fe, Zn, Pb, Cd, Bi, Sn и
Al) в среде водорода и при температурах порядка нескольких сотен
градусов приводит к заключению, что смачивание протекает в тех двой-
ных системах, где при температуре эксперимента возникают интерме-
таллиды или твердые растворы; в остальных системах смачивание не
происходит, включая системы, где имеется хорошая растворимость
твердого материала в жидком. В практически важных системах расте-
кание осложняется одновременно протекающими адсорбцией, раство-
рением тугоплавкой составляющей в расплаве, диффузией легкоплав-
кой составляющей в решетку тугоплавкого металла и реакциями, при-
водящими к образованию и росту зародышей новых фаз. От того, на-
сколько полно протекают процессы, зависят формирование структуры
переходной зоны и распространение в ней компонентов, а следователь-
но, и качество биметаллического соединения, его эксплуатационные
характеристики.
119
1. Смачивание поверхности стали расплавами меди
и ее сплавов
Необходимость сварки сталей с медью и ее сплавами (бронзами, ла-
тунями) возникает при изготовлении кристаллизаторов, химической
аппаратуры, испарителей, эжекторов, фурм доменных печей и конвер-
теров, скользящих опор шагающего экскаватора и др. Замена деталей,
полученных из отливок цветных металлов, сварными биметаллически-
ми — один из перспективных способов, позволяющих снизить рас-
ход дорогостоящей бронзы и себестоимость изготовления. В таких
случаях основа биметаллических деталей состоит из дешевых и не-
дефицитных материалов, например из малоуглеродистой стали, а на
их рабочие поверхности наплавляют сплавы со специальными свойст-
вами.
Необходимость изучения растекания бронз по поверхности стали
возникает в связи с задачей изготовления крупногабаритных деталей
пар трения, которые можно получить наплавкой бронзы [267]. Этот
способ основан на смачивании поверхностей из конструкционных ста-
лей медными сплавами при нагреве в замкнутой среде.
Как известно, поверхностное натяжение металлов с изменением
температуры меняется. Так, поверхностное натяжение меди при 1404 К
составляет 1103 мДж/м2, при 1423 К — 1115 мДж/м2, при 1473 К —
1154 мДж/м2 и при 1488 К — 1166 мДж/м2.
Таким образом, с повышением температуры поверхностное натяже-
ние меди увеличивается. Примеси в металле иногда оказывают весьма
существенное влияние на изменение поверхностного натяжения. По-
вышение атомного содержания меди в медно-никелевых сплавах от О
до 100 % приводит к понижению поверхностного натяжения от 1735
до 1265 мДж/см2. На поверхностное натяжение меди очень сильно вли-
яют добавки серы, а также кислорода, серебра, золота, кадмия, алю-
миния, олова, свинца, сурьмы. Повышение концентрации примесей в
'поверхностном слое приводит к понижению поверхностного натяжения
металла или сплава.
Одна из серьезных проблем при сварке меди со сталью — проник-
новение меди по границам зерен в сталь в процессе сварки и образова-
ние трещин. В работе [178] механизм образования трещин представлен
следующим образом. В результате действия упругопластических
деформаций растяжения на поверхности кристаллизующейся стали воз-
никают микронадрывы. Медь, находящаяся в жидком состоянии, сма-
чивает поверхности микротрещин и проникает туда под действием ка-
пиллярного эффекта. Проникнув в микронадрыв, медь вызывает до-
полнительное давление на стенки микрощели, что приводит к разви-
тию микронадрыва и образованию трещины значительной величины. Из
двух фаз, присутствующих в сталях, жидкая медь смачивает аустенит
(у-фазу) и не смачивает феррит (а-фазу).
Для непосредственного определения смачиваемости медью аустени-
та и феррита методом лежащей капли определены краевые углы сма-
чивания между жидкой медью и аустенитом и жидкой медью и ферри-
том. Материал подложек: феррит — сталь 08Х17Т, аустенит — сталь
120
12Х18Н9Т. При использовании в качестве подложки стали 08Х17Т
0 = 92...100°, а для стали 12Х18Н9Т 6 =44...28° при 1373 К. По-
скольку краевой угол смачивания медью стали 08Х17Т (феррит) 6 >
>90°, указанная сталь медью не смачивается, для стали 12Х18Н9Т
(аустенит) 6 90°, т. е. она смачивается медью. Резкое уменьшение
(вплоть до полного отсутствия) трещин в сталях с ферритной фазой вы-
звано несмачиваемостью феррита жидкой медью.
Исследовалась смачиваемость электротехнической стали жидкой,
медью в вакууме путем определения угла смачивания 6 и площади рас-
текания S при разной температуре наплавляемой поверхности (973—
1373 К). С этой целью при разрежении в камере около 1,33 • 103 Па на
нагретые до определенной температуры образцы наносили капли рас-
плавленной меди, которые полу-
чали путем введения медного
прутка диаметром 4 мм в зону
горения дуги. В момент отрыва
капли дуга выключалась, и од-
новременно фиксировалась тем-
пература поверхности образца
(в записи на осциллографе с по-
мощью хромельалюмелевых тер-
мопар). Результаты исследова-
ния угла смачивания и площади
растекания меди при соединении
медь — сталь представлены на
рис. 43.
В работе [224] определены
скорости растекания жидкой ме-
ди по поверхности железа раз-
личной степени окисленности при
Рис. 48. Зависимость краевого угла сма-
чивания и площади растекания жидкой
меди от температуры нагрева образцов:
О — 0; Д — 3.
температуре 1393 К. Установлено^
что расплавы растекаются с изменяющимися контактными углами.
Опыт эксплуатации изделий, плакирующий слой которых получен
наплавкой медных сплавов на стальную основу, показал, что опти-
мальные механические и физико-химические свойства деталей можно
обеспечить термическим циклом без расплавления основного металла.
Одним из способов наплавки с минимальным проплавлением основно-
го металла является плазменная наплавка с токоведущей присадочной,
проволокой и с присадкой порошков.
В работе [2171 для выяснения закономерностей формирования кон-
тактной зоны в процессе наплавки изучены поверхностные свойства
исготьзуемых в качестве наплавочных материалов медных расплавов
БрА ЖНМц8,5-4-5-1,5, БрКМцЗ-1, БрОН8,5-3, БрМН40, а также сма-
чивание ими материала основы (сталей 45 и 12Х18Н10Т) в вакууме
(2...4) • 10—3 Па при 1573 К. Образцы бронз изготовляли из наплав-
ленных на стальную основу валиков. Плазменную наплавку валиков
с присадкой порошков проводили на обратной полярности. Ведение
процесса на постоянном токе обратной полярности повышает качество
и стабильность свойств биметалла благодаря катодной очистке, которая
проявляется в удалении оксидных пленок с поверхности металла под.
121
действием дуги. Состав бронз после наплавки па стальную основу прак-
тически не изменяется.
Навеску сплава для опытов по изучению смачивания и для опреде-
ления поверхностного натяжения механически очищали с поверхности,
промывали бензином, сушили и помещали в установку. Плоскопарал-
лельные пластины сталей, используемых в качестве подложек, в виде
цилиндра диаметром 15 мм и высотой 3 мм полировались перед опытом
по 12-му классу чистоты.
Поверхностное натяжение бронз определяли методом большой кап-
ли [173]. В качестве подложек использовали чашки диаметром 11 мм из
графита МПГ-6. Объем исходных образцов рассчитывали, задаваясь
приближенными значениями капиллярных постоянных бронз. Экспе-
риментальная установка описана в работе [97].
Большинство измерений поверхностного натяжения расплавов
бронз проводили при нагреве и охлаждении в атмосфере дополнитель-
но очищенного гелия (марки ос. ч) и гелия, не подвергавшегося такой
очистке, при давлении примерно 25 кПа (200 мм рт. ст.). Ряд измере-
ний выполнен в вакууме. Снимки капель измеряли на микроскопе
УИМ-21 по методу Дорсея, капиллярные постоянные вычисляли по.
таблицам [97].
Для определения поверхностного натяжения плотность бронзы и
ее температурный коэффициент вычисляли (по данным химического со-
става) в предположении аддитивности удельных объемов с использо-
ванием сведений о плотности компонентов.
В изученном интервале температур капиллярные постоянные зави-
сел 1 от температуры, незначительно увеличиваясь с ее ростом, поверх-
ностное натяжение бронз БрАЖНМц8,5-5-1,5, БрКМцЗ-1 и БрОН8,5-3
практически не изменялось, оставаясь на уровне соответственно 1160,
1220 и 1050 мДж/м2, а у БрМН40 несколько увеличивалось вплоть до
1873 К (от 1523 К при 1573 до 1350 мДж/м2 при 1873 К). При этом кис-
лород по отношению к исследуемым бронзам проявлял поверхностную
активность.
Смачивание исследовалось в высокотемпературной вакуумной ус-
тановке видоизмененным методом покоящейся капли при раздельном
нагреве объектов и приведения их в контакт при температуре опыта.
Подложки подвергались термовакуумной обработке в течение 30 мин
при 1573 К, в процессе которой навеска смачивающего металла (со-
ответствующая объему v — 1 • 1(Г? м3) находилась вне зоны нагрева.
Время контакта расплава с подложкой в изотермических условиях со-
ставляло 1,6 и 300 с. Затем контактная пара охлаждалась до комнат-
ной температуры. Контактные углы смачивания измеряли по теневому
изображению «холодной капли» на микроскопе УИМ-21 при разбросе
данных 2—3 %. Шлифы для металлографических исследований (оцен-
ки микроструктуры, определения микротвердости, рентгеноспектраль-
ного микроанализа) изготавливались на поперечных срезах образцов
после опыта по растеканию.
Как и следовало ожидать, расплавы заданного состава на основе
меди, а также медь ВЗ хорошо смачивают подложки из стали 12Х18Н1 ОТ'
и стали 45. В табл. 5 приведены результаты измерений контактных уг-
122
лов смачивания на начальной стадии процесса растекания (время изо-
термической выдержки после приведения в контакт составляет 1 с).
Полное смачивание на этой стадии процесса наблюдалось в контакт-
ных парах стали 45 со всеми бронзами и стали 12Х18Н10Т с бронзой
БрМН40. Капля растекалась, образуя пятно круглой формы на на-
чальной стадии процесса. При увеличении времени контакта до 5—10 с
вокруг капли на стали 12Х18Н10Т образуется ореол в виде тонкой
пленки, по которой растекается основная масса расплава. При этом
контактный угол смачивания уменьшается практически до нуля (так
называемое вторичное растекание). Процесс растекания начинается в
момент соприкосновения капли с поверхностью подложки. Полученные
Таблица 5. Результаты измерений на начальной стадии процесса
растекания
Бронза о, мДж/м2 Сталь 45 Сталь 12Х18Н10Т
0, град К1Дж м2 В, град W^, мДж/м2
БрАЖНМц 8.5-4-5-1.5 1160 0 2320 14 2290
БрКМц 3-1 1220 0 2440 14 2400
Брон 3,5-3 1050 2—3 2100 12 2080
БрМН40 1240 3 2480 3 2480
Медь ВЗ 1316 0 2630 20 2550
в условиях нашего эксперимента высокие начальные скорости расте-
кания (30—60 см/с) и малые краевые углы смачивания (0 90°) ха-
рактерны для металлических систем, что свидетельствует об установ-
лении хорошего контакта на межфазной границе металлический рас-
плав— твердый металл [103].
Адгезия расплавов бронз к сталям велика (2100—2500 мДж/м2) и
при смене тугоплавкой составляющей контактной пары изменяется не
более чем на 40 мДж/м2 (см. табл. 5), что составляет примерно 1,5 %
ее величины. Эти значения работы адгезии могут быть следствием хи-
мического взаимодействия компонентов на границе раздела двух фаз
[101]. Прямым подтверждением этого является образование развитых
переходных областей в приконтактной зоне, обнаруженных на образ-
цах после опытов по растеканию.
Для выявления структуры переходной зоны и бронзы использова-
ли травление в 5 %-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте, а
для структуры стали — в смеси хлорного железа с концентрированной
соляной кислотой. Поверхность шлифов исследовали до и после трав-
ления .
Для микроструктуры переходной зоны, сформировавшейся в про-
цессе реакционной диффузии при растекании бронз БрКМцЗ-1,
БрАЖНМцв,5-4-5-1,5, БрОН8,5-3 по стали 12X18H1GT и стали 45,
характерно наличие в приконтактной зоне с тугоплавкой составляющей
слоя интерметаллических фаз различного состава. Кроме того, наблю-
даются выделения интерметаллидов в виде отдельных включений в объ-
еме капли и прикристаллнзованном слое со стороны легкоплавкой
123
составляющей. Интерметаллидная прослойка с плоским фронтом взаимо-
действия со стороны основного металла (в контактных парах с БрКМц
и БрАЖНМц) образовалась в результате реакционной диффузии ком-
понентов легкоплавкой и тугоплавкой составляющих. Прикристалли-
зованный слой, имеющий дендритную структуру различной разветв-
ленности со стороны расплава, и отдельные дендриты в матрице кап-
ли образовались в процессе кристаллизации.
Для контактных пар исследуемых сталей с БрОН8,5-3 и БрМЫ40
характерно проникновение медного расплава в основной металл, имею-
щее форму клина или воронки. Как правило, проникновение легко-
плавкой составляющей происходит по границам зерен тугоплавкой со-
ставляющей. Глубина проникновения растет с увеличением времени
изотермической выдержки и достигает, например, 10—50 мкм в биме-
талле сталь 12Х18Н10Т — бронза БрОН8,5-3 для времени контакта- •
рования 60—300 с.
Для микроструктуры межфазной границы, сформировавшейся при
растекании бронзы БрОН8,5-3 по стали 12Х18Н10Т, характерно нали- .
чие «ложа капли», свидетельствующее об интенсивном растворении ос-
новного металла в расплаве бронзы даже при минимальном времени
изотермической выдержки (1 с). При растекании (особенно «вторич-
ном») реализуются динамичные условия взаимодействия, когда в кон-
такт с основным металлом, еще не смоченным расплавом, вступает рас-
плав, частично провзаимодействовавший с ним. При этом скорость
растворения уменьшается в направлении от центра капли к периметру
растекания. Интенсивное растворение, наряду с избирательным про-
никновением расплава по границам отдельных зерен основного метал-
ла, является нежелательным процессом, приводящим к снижению проч-
ности и других характеристик соединения.
Неоднородность строения и свойств зоны соединения подтверждена
данными рентгеноспектрального микроанализа (рис. 49). Анализируе-
мый участок выбирался при визуальном наблюдении изображения под
микроскопом при увеличении 450. Зонд перемещался от бронзы к ста-
лям по направлению, перпендикулярному к границе раздела. Запись
концентрационного профиля на ленте самописца велась одновременно
для двух элементов (кривые смещены относительно друг друга по на- ?
правлению оси абсцисс).
Контактное взаимодействие сталей с бронзой БрМН40 выражено
слабо: на межфазной границе основной металл — расплав в процессе
растекания не образуется интерметаллидный слой с участием железа
и алюминия («активной» составляющей БрМН40). С помощью рентге-
носпектрального микроанализа зафиксировано равномерное распре-
деление алюминия по ходу луча в направлении от бронзы к стали, рав-
ное содержание его в расплаве (около 4 % по массе). Напротив, рас-
пределение железа, никеля и меди неравномерное, отражает содержа-
ние этих элементов в структурных составляющих бронзы. Оси первич-
но кристаллизующихся дендритных кристаллов «-твердого раствора
более богаты медью, чем окружающая их матрица, тогда как перифе-
рийные области более насыщены железом и никелем, перешедшими в
расплав в результате растворения стали. Металлографическая карта-
124
Рис. 49. Распределение элементов в зоне соединения в контактных парах
БрМН40 — сталь 45 (а, б), БрКМцЗ-1— сталь 12Х18Н10Т (в—д);
БрАЖНМц8,5-4-5-1,5—сталь 45 (е) (массовое содержание, %).
на зоны соединения в контактных парах сталь 45 — бронза БрМН40']и
сталь 12Х18Н10Т—бронза БрМН40 практически одинакова: отсут-
ствие интерметаллидного слоя в зоне контакта, характерная дендрит-
ная картина кристаллизации твердого раствора никель — алюминие-
вой бронзы и проникновение ее по границам зерен в основной металл.
Очень похожа и картина распределения элементов в зоне соединения.
Химический состав металла проникновения такой же, как и в объеме
капли вблизи границы раздела с основным металлом.
Распределение компонентов в плоском инерметаллидном слое с
резкими границами раздела в контактных парах, образуемых бронзами
БрКМцЗ-1 с БрАЖНМц8,5-4-5-1,5 и исследуемыми сталями, такое
же, как и во включениях в объеме капли, и в прикристаллизовчином
слое так называемой железистой фазы [2671.
На кривых распределения элементов от расстояния в зоне соедине-
ния (рис. 49) по концентрационному профилю, проходящему через ин-
терметаллидный слой и дендрит в матрице закристаллизовавшегося
125
расплава, получено «плато», отражающее постоянство концентраций
железа и кремния (в контактной паре со сталью 45) и железа, никеля,
хрома, кремния (в контактной паре со сталью 12Х18Н10Т), что сви-
детельствует об их однофазности.
Скачкообразное изменение содержания элементов (например, крем-
ния) при переходе от основного металла в промежуточный слой ука-
зывает на то, что интерметаллид на границе со сталью образуется в
твердом состоянии в процессе реакционной диффузии. Твердость ин-
терметаллидного слоя находится в пределах 4400—5100 мН/м2 и отли-
чается от твердости феррита 1960 мН/м2 и аустенита 2650—2750 мН/м2.
Подслой, прилегающий к расплаву, формируется при затвердевании
расплава, что подтверждается дендритной структурой границы разде-
ла с матрицей бронзы.
Из рис. 49 видно более равномерное распределение всех элементов
в дендрите, чем в интерметаллидном слое, а также относительно равно-
мерное распределение железа и кремния по сравнению с более выра-
женной сегрегацией никеля и хрома (с введением никеля и хрома в же-
лезо). По-видимому, природа фаз, образующихся на границе со сталью
12Х18Н10Т, другая, и это приводит к изменению условий массопере-
носа. По данным микрорентгеноспектрального анализа можно утвер-
ждать, что при массовом содержании в расплаве до 3 % кремния в ин-
терметаллидном слое и во включениях железистой составляющей в
матрице расплава его содержится около 12 %. Кроме того, в формиро-
вании структурных составляющих зоны соединения со сталью 45 при-
нимает участие 87,5 % Fe, а со сталью 12Х18Н10Т — еще 7,5 % Ni и
15,5 % Сг, что отвечает стехиометрии Fe3Si в первом и Fe2,sCro.7Nio,3
во втором случаях.
В контактной паре бронза БрА>КНМц8,5-4-5-1,5 — сталь 45 вклю-
чения в объеме капли и интерметаллидный слой формируют 9,5 % А1,
15,5 % Си, 70 % Fe, остальное — никель и марганец. В контактной
паре сталь 12Х18Н10Т — бронза БрАЖНМц8,5-4-5-1,5 в интерметал-
лидный слой входит около 9 % А1, 4 % Си, 8 % Ni, 11 % Сг, осталь-
ное — железо и марганец. Можно предположить, что в этих парах пе-
реходный слой и богатые железом (никелем, хромом) выделения в объ-
еме расплава представляют собой алюминидную фазу.
Массовое содержание 10 % Sn в составе бронзы не участвует в фор- )
мировании интерметаллидного слоя и не входит в состав железистых
включений (дендритов) в объеме расплава. Распределение олова в мат-
рице расплава характеризуется неоднородностью, отражающей фазо-
вый состав затвердевшей бронзы, а именно сс-раствора на основе меди
(менее богатая оловом составляющая) и, по-видимому, у-фазы (Cu3Sn).
Массовое содержание олова в выделениях по границам твердого раство- 1
ра изменяется в пределах 32—-41 % (в контактной паре со сталью [
12Х18Н10Т) и до 31 % (в контактной паре со сталью 45), что coot- j
ветствует концентрационному интервалу области гомогенности 6-фазы
(при сравнительно высох их температурах) (Cu3Sn8).
В формировании интерметаллидного слоя и дендритных вы е тений
в объеме капли участвует кремний, который в исходной бронзе не пре-
вышает 0,5 % (по массе). Кроме того, в эти структурные составляющие
126
зоны соединения входят: 10—11 % Си, 11—12 % Ni, остальное — же-
лезо (в контактной паре со сталью 45) и 9—12 % Си, 14—16 °6 Ni,
12—13 % Сг, остальное — железо (в контактной паре со стальк>
12Х18Н10Т). По-видимому, железистая составляющая в матрице рас-
плава и интерметаллидный слой на границе с основным металлом пред-
ставляют собой силицидную фазу.
Избирательное взаимодействие стали с компонентами расплава
(медью, кремнием, оловом) обусловлено сложностью процесса перерас-
пределения электронов между разноименными атомами, приводящего
к возникновению дополнительных химических связей в условиях фор-
мирования переходной зоны.
Не все бронзы одинаково наплавляются на стальные детали: у
некоторых из них наблюдается образование прослойки оксидов на
границе соединения со сталью. Прочность соединения невысокая,
что приводит к отслоению бронзы при механической обработке или
эксплуатации изделия. Для выбора класса бронз проводили опыты
[246] по определению скоростей растекания и смачивания стали 20
оловянно-свинцовистой и алюминиево-марганцевой бронзами и оце-
нивали адгезию фаз.
Исследовали бронзы марок БрОС8-12 (8 % Sn; 12 % Pb; 80 % Си)
и БрАМц-9-2 (9 % А1; 2 % Мп; 89 % Си). Атмосфера в печи — гелий
высокой чистоты, температура 1423 К. Масса капель составляла 0,14 г.
Для определения скоростей смачивания и растекания профиль капли
снимали на кинопленку высокоскоростной камерой (4000 кадров в се-
кунду). Поверхностное натяжение бронз определяли методом лежащей
капли.
Изучалось смачивание трех групп металлических подложек: пер-
вая группа предварительно не нагревалась, вторая — нагревалась по
режиму автовакуумной наплавки, третья выдерживалась (окислялась)
в течение 20 мин на воздухе при 1273 К. Подложки изготавливались из
стали 20 и армко-железа в виде цилиндров диаметром 18 мм с плоско-
параллельными основаниями. Образцы из армко-железа нагреву не
подвергались. Шероховатость поверхности подложек составила /?й =
= 0,16...0,08 мкм. После нагрева дополнительная механическая об-
работка не проводилась.
По подложкам первой группы бронзы марок БрО8-12 и БрАМц9-2
растекаются практически с одинаковыми начальными скоростями, рав-
ными 75 см/с. Через 1,5 • 10-2 с от момента соприкосновения капли с
подложкой скорости растекания уменьшаются до 17 см/с для бронзы
БрОС8-12 и 10 см/с для БрАМц9-2. По истечении (3,5...4) • 10~* с кап-
ля бронзы БрАМц9-2, достигнув радиуса 5,1 мм при угле смачивания
10°, прекращает растекаться. Капля бронзы марки БрОС8-12 растека-
ется по стальной подложке полностью. Начальная скорость растекания
БрОС8-12 по железной подложке максимальна и равна 100 см/с. В на-
чальный момент скорость смачивания расплавленной бронзой сталей и
железа составляет 3,5 • 105 град/с.
Более интенсивное снижение скорости растекания и меньшая ее
конечная величина у бронзы БрАМц9-12 по сравнению с бронзой
БрОС8-12 объясняются тем, что при растекании бронзы, содержащей
127
алюминий, на межфазной границе образуется диффузионная прослойка
(примерно 0,03 мм), обогащенная железом (74—79 %). Растворение
железа в капле приводит к увеличению вязкости последней и, как след-
ствие, к более ранней остановке ее распространения по стали.
Начальная скорость растекания бронзы БрОС8-12 на образцах вто-
рой группы, нагретых в контейнере до 873 К, составила 85 см/с, а
нагретых до 1273 К — 100 см/с. Таким образом, с повышением темпера-
туры нагрева начальные скорости растекания бронзы по стали увеличи-
вались, приближаясь к скоростям растекания по чистому железу. Воз-
растание начальных скоростей растекания БрОС8-12 по стали 20 с по-
вышением температуры нагрева коррелирует с величиной тянущего
усилия на периметре смачивания, которое составило к моменту
1 • КГ3 с значений 1300 и 1385 мДж/м2 для подложек, предварительно
нагретых до 873 и 1273 К.
Повышение температуры и времени выдержки приводит к обезуг-
лероживанию поверхностного слоя подложки. Поскольку оловянистая
'бронза с углеродом не взаимодействует, то обезуглероживание поверх-
ности стали при нагреве сопровождается снижением межфазного натя-
жения на границе бронзы со сталью и, как следствие этого, увеличени-
ем тянущего усилия. Угол смачивания образцов первой группы
расплавом БрАМц9-2 составил 10°, а расплавом БрОС8-12 оказался близ-
ким к 0°. По значениям углов смачивания и поверхностного натяже-
ния, составившего 770 и 1000 мДж/м2 соответственно для бронз
БрОС8-12 и АМц9-2, оценили адгезию фаз. Она оказалась равной
1540 мДж/м2 для оловянистой бронзы и 2000 мДж/м2 для алюминие-
во-марганцевистой. Угол смачивания образцов третьей группы, окис-
ленных на воздухе при 1273 К, составил 110°, а адгезия фаз 650 мДж/м2.
Плохое смачивание и низкая адгезия фаз объясняются наличием окси-
дов на стали. На основании полученных результатов установлено [246],
что бронза марки БрОС8-12 обеспечивает лучшее, чем бронза марки
БрАМц9-2, смачивание и растекание по стали, а также высокую ад-
гезию фаз. Поэтому для наплавки крупногабаритных пар трения
(скользящие опоры шагающего экскаватора ЭШ65.100) выбрана бронза
марки БрОС8-12.
2. Смачивание ниобия расплавами стали, меди, (
титана и алюминия
Для многих современных машин и аппаратов необходимы матери-
алы, обладающие высокой жаропрочностью и отличающиеся хорошей
стойкостью в различных средах в широком температурном интервале.
Одним из металлов, которые используются в качестве основы для при-
готовления таких материалов, является ниобий, отличающийся
сравнительно малой плотностью, высокой жаропрочностью и хорошей
стойкостью в расплавленных металлах (литий, натрий, калий) при
температурах до 1573 К.
Так как не все элементы изделия работают при высоких температу-
рах, то более экономично и рационально их изготавливать из разно-
родных металлов. Особый интерес представляют соединения ниобия
128
с аустенитными коррозионностойкими сталями, так как эти стали ус-
пешно работают при температуре до 873 К, сохраняя высокую корро-
зионную стойкость в различных агрессивных средах, в том числе и в
контакте с жидким литием.
Для образования неразъемного соединения ниобия и коррозионно-
стойкой стали с точки зрения герметичности и работоспособности при
повышенных температурах наиболее целесообразно использовать свар-
ку. Однако получение сварных соединений ниобия со сталью представ-
ляет сложную проблему. Это связано, в первую очередь, с резким раз-
личием в кристаллическом строении и теплофизических свойствах сое-
динив лых металлов, а также с высокой химической активностью нио-
бия в контакте с атмосферными газами. При сварке с расплавлением
обоих соединяемых металлов в сварных швах появляется развитая хи-
мическая и структурная неоднородность. Малая взаимная раствори-
мость и образование химических соединений ниобия с компонентами
стали приводят к появлению на границе сплавления соединяемых ме-
таллов хрупкой интерметаллидной прослойки, резко снижающей плас-
тичность сварных соединений.
С целью предупреждения образования хрупкой прослойки необхо-
димо не только устранить сплавление и перемешивание соединяемых
металлов, но и максимально ограничить продолжительность взаимо-
действия ниобия со сталью. Эту проблему до настоящего времени пы-
таются решить в основном путем соединения ниобия со сталью с помо-
щью сварки и пайки с использованием промежуточных металлов. При
этом в качестве последних применяются медные сплавы, ванадий, спла-
вы на основе палладия, биметаллические материалы, т. е. металлы,
хорошо сваривающиеся как с ниобием, так и со сталью.
Однако как при пайке, так и при сварке введение промежуточных
третьих металлов приводит к снижению устойчивости соединений про-
тив коррозии при повышенных температурах, усложнению конструк-
ции и технологии изготовления изделия, а также к резкому повышению
стоимости изделия, если в качестве третьего металла применяются
сплавы на основе палладия.
В связи с тем что перечисленные выше способы получения неразъем-
ных соединений ниобия со сталью не решают всех тех задач, которые
ставит промышленность, предложен способ [94] получения непосред-
ственного сварного соединения ниобия со сталью путем расплав-
ления только стали. В этом случае образование физического контакта и
установление связей между атомами свариваемых металлов осуще-
ствляются в результате смачивания ниобия расплавленной сталью.
Основными параметрами, характеризующими процесс смачивания
жидкой сталью твердого ниобия, являются температура металлов в зо-
не контакта и состояние поверхности твердого тела.
Влияние температуры нагрева на смачиваемость ниобия расплав-
ленной сталью определяли в условиях вакуума (порядка 5 • 10-5 мм
рт. ст.) при нанесении капли расплавленной стали на пластинку раз-
мером 0,5 X 10 X 100 мм из сплава ВН-2АЭ. Нагревали пластинки
пропусканием через них электрического тока от сварочного генерато-
ра. Капля расплавленной стали образовывалась в процессе воздей-
9 1-635
129
ствия расфокусированного электронного луча на проволоку из стали
12Х18Н10Т диаметром 1,2 мм, подаваемую в зону луча с помощью спе-
циального механизма. Образцы из ниобия защищали от воздействия
электронного луча и напыления сталью экраном с подвижной шторкой.
Поверхность образцов подготавливалась одинаково (зачистка наждач-
ной бумагой и обезжиривание этиловым спиртом с последующей про-
сушкой в вакууме в течение суток). Процесс смачивания оценивали по
краевому углу смачивания. Для растекшейся капли его определяли
при проектировании изображения застывшей капли на экран.
Запись термических циклов нагрева ниобия под каплей в зависи-
мости от его предварительного подогрева осуществляли шлейфовым
осциллографом Н102. Предварительно ниобий нагревали от 823 до
152.3 К. За счет тепла расплавленной капли температура ниобия повы-
шалась на 673—823 К.
Результаты исследования зависимости площади растекания и кра-
евого угла смачивания (по застывшей капле) от температуры нагрева
ниобия показали, что с увеличением температуры от 1373 до 1973 К
краевой угол смачивания изменяется с ПО до 30°, а площадь растека-
ния — от 0,25 до 0,55 см2.
При нагреве до температуры ниже 1273 К смачивания ниобия не
происходит, расплавленная капля кристаллизуется без образования
связей с ниобием. При температуре нагрева 1273—1373 К появляются
отдельные очаги схватывания. Заметное смачивание наблюдается при
нагреве ниобия выше 1373 К, что составляет 0,8 температуры солидуса
стали 12Х18Н10Т.
При температуре выше 1673 К наблюдается резкое улучшение сма-
чивания, что можно объяснить образованием сплошной прослойки эв-
тектики на границе раздела твердой и жидкой фаз.
Металлографические исследования показали, что в условиях экспе-
римента нагрев ниобия не приводил к рекристаллизации и росту зерна.
Рассмотрение микроструктуры и изменения микротвердости позволи-
ло установить, что на поверхности взаимодействия ниобия со сталью
при нагреве до 1723 К хрупкие соединения не образуются, а глубина
диффузии не превышает 30—35 мкм. Микрорентгеноспектральные ис-
следования этой зоны показали, что распределение концентрации ком-
понентов стали и ниобия в ней (рис. 50, а) постоянно и соответствует
эвтектическому (13 % Nb, 57 % Fe; 14 % Cr; 7 % Ni). Лишь при на-
греве до 1973 К по границе контакта ниобий — сталь видна очень тон-
кая прерывистая прослойка, состоящая, по-видимому, из химических
соединений. При этом толщина прослойки составляет около 1 мкм, а
глубина диффузионной зоны достигает 300—350 мкм. Однако существу-
ет и несколько иная точка зрения на процесс взаимодействия ниобия
со сталью. В работах [182, 183] сварку ниобия со сталью осуществляли
расплавлением только стали и разогревом ниобия до температуры вза-
имодействия с перегретой жидкой сталью. При таких условиях по ре-
зультатам исследований, приведенных в указанных работах, для полу-
чения сварных соединений без хрупких прослоек ге бходимо, чтобы
время контакта жидкой стали с ниобием не превышало 1,5—2 с, а пере-
грев стали не должен превышать 473 К. Однако с увеличением толщины
330
свариваемых деталей требуется перегревать жидкую сталь на большую
температуру,'что приводит к увеличению времени контакта жидкой
стали с ниобием и появлению сплош-
ных прослоек интерметаллических
соединений в зоне взаимодействия.
Таким образом, принятый в этих
работах процесс может быть исполь-
зован лишь для деталей ограничен-
ной (до 1 мм) толщины и в очень
узком диапазоне режимов сварки.
Для создания надежного техно-
логического процесса сварки этих
материалов необходимо более пол-
но изучить особенности их взаимо-
действия в условиях сварочного
процесса, который характеризуется
неизотермичностью, интенсивным
перемешиванием металла ванны и
высокими скоростями нагрева и ох-
лаждения .
В качестве первой задачи постав-
лено изучение взаимодействия
ниобия с жидкой сталью в изотер-
мических условиях печного нагрева
при отсутствии перемешивания
жидкого металла.
б
Рис. 50. Распределение компонентов стали 12Х18Н10Т н сплава ВН-2АЭ (мас-
совое содержание) в зоне взаимодействия капли с ниобием (температура на-
грева ниобия 1703 К) при толщине 1 мм (а) и 2 мм (б).
9*
131
В центре шайбы из ниобиевого сплава ВН-2АЭ диаметром 25 мм и
толщиной 2 мм помещали навески из стали в виде дисков различного
диаметра при толщине 2 мм. Образцы загружали в вакуумную печь и
после нагрева до температуры 1703 К выдерживали в течение различно-
го времени. Металлографические исследования показали, что через
2 мин выдержки при указанной температуре на границе контакта ста-
ли с ниобием появляются прослойки интерметаллических соединений.
На рис. 50, б показана диаграмма распределения ниобия в стали по
вертикальному сечению центральной части капли, судя по которой,
интерметаллическая прослойка имеет толщину порядка 2—3 мкм. На
глубину 500—600 мкм простирается область эвтектической концент-
рации ниобия в стали, за которой находится область твердого раствора
ниобия в стали.
Увеличение выдержки до 2,5 мин при температуре взаимодействия
1703 К приводит к расширению области эвтектического содержания и
выделению в участке ее, граничащем с зоной контакта, интерметалли-
ческих соединений в виде иглообразных столбчатых дендритов, ориен-
тированных перпендикулярно к поверхности взаимодействия.
При более высоких температурах взаимодействия (до 1973 К) обра-
зуется слой интерметаллических соединений с высокой сплошностью.
Металлографическими исследованиями краевого участка капли по-
сле взаимодействия с ниобием при 1703 К и времени выдержки 10 с ус-
тановлено наличие сплошной области эвтектической концентрации нио-
бия по периферии капли и тонкой интерметаллической прослойки в
этом участке. Интерметаллическая прослойка центральной части кап-
ли отсутствует, а область с эвтектической концентрацией ниобия в ста-
ли в центральной части имеет толщину 20—30 мкм. Полученный
результат позволяет сделать очень важный вывод о том, что толщина ин-
терметаллической прослойки и глубина зоны с эвтектической концен-
трацией ниобия зависит не только от температуры и времени взаимодей-
ствия, но и от объема жидкой стали, участвующей во взаимодействии.
Приведенные результаты исследований и анализ диаграмм состоя-
ния ниобия с компонентами коррозионностойкой стали 12Х18Н10Т
позволяют представить механизм взаимодействия ниобия с жидкой
сталью в следующем виде. С компонентами стали 12Х18Н10Т ниобий
образует диаграммы с ограниченной растворимостью и большим коли-
чеством интерметаллических соединений [298]. Исходя из этой диаграм-
мы взаимодействие жидкой стали с ниобием можно представить следу-
ющим образом. При температуре 7\ в момент контакта жидкой стали
с ниобием на его поверхности образуется тонкий слой интерметалли-
ческих соединений. Поскольку в контакте с возникшим интерметалли-
ческим слоем в этот момент находится расплав стали, не содержащий
ниобия, возникшие интерметаллические соединения должны в нем рас-
творяться, а в связи с продолжающейся диффузией атомов ниобия через
слой растворяющихся интерметаллических соединений они должны
вновь образовываться.
Таким образом, все время происходят процессы образования и рас-
творения интерметаллических соединений. В результате этих процессов
концентрация ниобия в пограничном слое жидкости со временем воз-
'13*
растает. При установившемся процессе в каждый отдельный момент
времени толщина слоя интерметаллических соединений на поверхности
ниобия и его сплошность определяются соотношением скоростей диф-
фузии ниобия через слой интерметаллических соединений в жидкость и
диффузии ниобия в жидкости. По мере увеличения концентрации нио-
бия в жидкости, находящейся с ним в контакте, скорость диффузии
ниобия в жидкости и скорость растворения интерметаллических соеди-
нений в жидкости должны уменьшаться, а толщина интерметалличе-
ской прослойки на границе взаимодействия должна возрастать. По ис-
течении некоторого времени на границе с интерметаллической прослой-
кой должен появиться слой жидкости эвтектической концентрации,
который впоследствии при достаточном времени взаимодействия дости-
гает предельной концентрации сг. После достижения предельной кон-
центрации ниобия в жидкой стали при температуре взаимодействия
начинаются рост и уплотнение интерметаллической прослойки на
границе контакта.
В условиях взаимодействия, когда отсутствует перемешивание жид-
кости, а ее объем и время контакта с ниобием достаточно велики, дол-
жно установиться предельное состояние, при котором на границе кон-
такта ниобий — сталь после охлаждения должна фиксироваться про-
слойка интерметаллических соединений, затем — область металла
заэвтектической концентрации с выделением кристаллов интерметалли-
ческих соединений, далее — область эвтектической концентрации, за-
тем — область эвтектики с выделением кристаллов твердого раствора
убывающей концентрации. Подтверждением этой принятой схемы вза-
имодействия могут служить данные распределения ниобия встали, по-
лученные на приборе МАР-1.
Таким образом, процесс взаимодействия ниобия со сталью — уп-
равляемый. Для сокращения толщины интерметаллической прослойки
на границе контакта ниобий —- сталь при неподвижной жидкости не-
обходимо ограничить время взаимодействия ниобия со сталью, умень-
шить температуру взаимодействия и увеличить объем жидкости, участ-
вующей во взаимодействии.
Изучение особенностей взаимодействия ниобия со сталью в усло-
виях изотермического процесса и наличие движения жидкого металла
проводили на специальной установке. В высокотемпературной ваку-
умной печи в тигле расплавляли сталь, в которую затем на глубину
2 мм погружали образец из ниобия, представляющий собой гребенку
плоских капилляров. Жидкая сталь под действием капиллярного дав-
ления поднималась по плоским капиллярам с разным расстоянием ме-
жду стенками. После выдержки гребенки в контакте со сталью печь
охлаждалась. Из гребенки изготавливали продольный шлиф, на ко-
тором изучали распределение ниобия в стали после кристаллизации.
Металлографические исследования позволили установить, что при
температуре взаимодействия 1703 К и выдержке при этой температу-
ре в течение Зев капиллярных зазорах большой величины (0,6—1,8 мм)
прослойка интерметаллических соединений не наблюдается. Зона ме-
талла с эвтектической концентрацией ниобия в стали располагается по
границе взаимодействия на глубину 20—500 мкм и в верхней части
133
капилляра. В капиллярных зазорах малой величины (до 0,3 мм) верхняя
часть занята металлом заэвтектического состава с большим количе-
ством кристаллов интерметаллических соединений.
В условиях нагрева электронным лучом возникают мощные кон-
вективные потоки в центральной части капли, что может привести к су-
щественному изменению картины взаимодействия. Поэтому определя-
ли максимально допустимое время контакта ниобия с жидкой сталью
при разных температурах и объемах жидкой стали в случае нагрева
расфокусированным электронным лучом навесок стали на ниобиевых
шайбах. Для уменьшения влияния теплоотвода образцы из ниобия
укладывали на подвески из молибденовой проволоки в специальном
приспособлении. Одновременно в установку загружали восемь образ-
цов. Контроль параметров режима нагрева ((7уСК, /луч, /фокус) и темпе-
ратуры осуществляли по приборам и с помощью термопары. Начало
взаимодействия стали с ниобием определяли визуально по появлению
галтели между каплей жидкой стали и ниобием. После достижения тре-
буемой выдержки электронный луч выключали. Время взаимодействия
изменяли от 5 до 120 с с интервалом 5 с. Металлографические исследо-
вания и микрорентгеноспектральный анализ полученных образцов по-
казали, что при 1703 К сплошная прослойка интерметаллических сое-
динений на границе контакта начинает образовываться лишь через
120 с после начала взаимодействия жидкой стали с ниобием (при удель-
ном объеме жидкой стали, равном 1,8 мм3, приходящемся на 1 мм2 по-
верхности ниобия).
Анализ зависимости между температурой нагрева и временем появ-
ления интерметаллических прослоек показал, что при температуре вза-
имодействия 1703 К начало образования прослойки интерметалличе-
ских соединений наступает через 120 с. Повышение температуры до
1873 К ускоряет процесс растворения ниобия в стали и сокращает вре-
мя до образования интерметаллических прослоек. В области, лежащей
выше этой температуры, всегда наблюдается сплошная интерметалли-
ческая прослойка по границе взаимодействия жидкой стали с ниобием,
в нижней области интерметаллические прослойки отсутствуют.
Таким образом, в условиях, когда идет перемешивание и движение
жидкого металла при нагреве до 1703 К, появление прослойки интер-
металлических соединений на границе контакта ниобий — сталь ста-
новится возможным после насыщения всего объема жидкой стали нио-
бием до концентрации, превышающей эвтектическую. Однако при
высоких температурах взаимодействия, близких к температуре плавле-
ния интерметаллического соединения (1928 К), в участках контакта
сразу же возникают микрообъемы жидкости с местным пересыщением
ниобием и после охлаждения образуются прослойки интерметалличе-
ских соединений.
Смачивание ниобия расплавленной медью. Растеканию меди марки
МВ по сплавам ниобия с 5,7 и 3 % (по массе) циркония посвящена ра-
бота [3111. Цилиндрические образцы меди (массой 0,336 г) расплавляли
в печи ТВВ-4 (рабочее остаточное давление 10~3 Па) - и выдерживали
при 1373 К на пластинках сплавов в течение 0,5—30 мин. Образцы раз-
резали перпендикулярно к поверхности контакта и изучали на оптиче-
134
ском микроскопе (Неофот-2), сканирующем электронном микроскопе
(ISM-25) и микроанализаторе 1ХА-2) структуру зоны контакта и про-
питки, изменение радиуса пятна смачивания AR (по отношению к пер-
воначальному), глубину и проникновение в твердый сплав L, фазовый
и химический состав вдоль R и L. После формирования жидкой капли
от ее края распространяется по подложке тонкая пленка (ореол); мас-
сивная капля, таким образом, растекается по этому ореолу. Рент-
геновским фазовым анализом установлено присутствие промежуточных
фаз типа Cu^Zr^ в ореоле. Продвижение видимого фронта массивной
жидкости (для заданной массы) длится 1 мин, а распространение тон-
кой пленки продолжается по закону, близкому к параболиче-
скому [332].
Авторы работы [311] предложили следующую схему процесса. Рас-
текание происходит по механизму полислойной диффузии (ореол тол-
щиной около 10 мкм) с последующим изменением состава жидкой плен-
ки вплоть до образования соединения ZrCu4, по которому и растекается
массивная капля жидкого металла до установления равновесия в си-
стеме. Образование пленки продолжается, а скорость ее распростране-
ния определяется как диффузией компонентов по поверхности, так и
скоростью образования ZrCu4. Эффективный коэффициент поверхност-
ной диффузии меди по ниобию Ds^Jb = 1 • Ю ”1 см2/с Обнаружено
проникновение медного сплава в объем подложки из ниобиевого спла-
ва с образованием разветвленной системы межзеренных прослоек.
Цель исследования [313] — изучение условий смачивания в ваку-
уме ниобия жидкой медью и разработка технологии ЭЛС ниобия с ме-
дью толщиной 15 мм. Исследования смачиваемости ниобия расплав-
ленной медью проводили на установке У-212М (источник питания
У-250А, пушка У-530М). Исследуемые материалы — бескислородная
медь, сплав ниобия системы Nb — Zr — С. Тип соединения — стыко-
вой. Контактирующие поверхности образцов ниобия шлифовали, обез-
жиривали, подвергали электрополировке, образцов меди — строгали
и обезжиривали.
Для определения условий смачивания пользовались методикой,
позволяющей максимально приблизить условия эксперимента к усло-
виям сварки. На ниобиевые шайбы диаметром 30 мм, толщиной 5 мм
помещали медные цилиндры диаметром 5 мм, высотой 6 мм. С противо-
положной стороны по центру ниобиевой шайбы зачеканивали термопа-
ру. Образцы выставляли по оси луча. Затем расфокусированный луч
с помощью ПУЛ разворачивали по окружности ниобиевой шайбы и на-
гревали ее до требуемой температуры. После этого ПУЛ отключали, и
луч, сфокусированный на медном цилиндре, плавил его. Термокинети-
ческие кривые записывались на светолучевом осциллографе Н-700 с
помощью платина — платинородиевых термопар. Время выдержки
меди в расплавленном состоянии определяли по меткам, нанесенным на
термокинетические кривые в момент ее расплавления и затвердевания.
Время контактирования изменял!! от 2 до 9 с. Полученные образцы
разрезали по диаметру, готовили шлифы, на фотографиях шлифов за-
меряли угол между поверхностью ниобия и выпуклой поверхностью
меди в месте их пересечения, т. е. определяли краевой угол смачивания.
135
На рис. 51 представлена зависимость изменения краевого угла сма--
чивания в вакууме ниобия жидкой медью при температуре нагрева нио-
бия от 293 до 1873 К. Видно, что удовлетворительное смачивание для
пары ниобий — медь в условиях, приближенных к ЭЛС, имеет место
при температуре подогрева ниобия выше 1273 К (краевой угол смачи-
вания не более 90°).
Смачивание ниобия и титана расплавом титана или стали. Извест-
но, что образование качественного соединения титан — сталь возмож-
но только при условии предотвращения непосредственного взаимо-
действия титана со сталью из-за опасности возникновения хрупких ме-
таллидов (интерметаллидов, карбидов). В литературе известны различ-
Рис. 51. Зависимость краевого угла
смачивания в вакууме ниобия медью
от температуры подогрева ниобия.
ные способы предупреждения образо-
вания металлидов. Наиболее распро-
странено использование промежуточ-
ных покрытий или прокладок, обла-
дающих хорошей свариваемостью с
титаном и сталью. Наиболее широко
используют ставшую уже классиче-
ской схему соединения, при которой
между титаном и сталью прокладыва-
ют ниобий и медь. При взаимодей-
ствии ниобия с титаном образуются не-
прерывные твердые растворы в широ-
ком диапазоне концентраций. С дру-
гой стороны, для предотвращения об-
разования интерметаллидов и карби-
дов при взаимодействии ниобия со
сталью при прямой схеме взаимодей-
ствия необходимо соединять ниобий
со сталью промежуточным металлом
(сплавом), хорошо сваривающимся как
с ниобием, так и со сталью. Чаще
всего в качестве такого металла используются медь или сплавы
на ее основе. При этом характер взаимодействия меди с ниобием и же-
лезом (основа стали) описывается диаграммой состояния, характеризу-
ющейся ограниченной растворимостью компонентов.
При сварке-пайке, как известно, более легкоплавкий металл, на-
гретый до плавления, выполняет роль припоя и заполняет некапилляр-
чый зазор между разнородными металлами. Однако такая схема про-
цесса ограничивает возможности способов, затрудняя соединение раз-
нородных металлов толщиной более 2—3 мм. Поэтому в работе [3101
исследована схема процесса сварки-пайки, при которой соединяемые
металлы не расплавляют, а нагревают до температуры смачивания их
расплавом, образующимся при плавлении присадочных проволок за-
данного состава и выполняющим роль припоя. При использовании та-
кой схемы процесса можно соединять разнородные металлы в широком
диапазоне толщин.
Важной стадией процесса сварки-пайки по предложенной схеме
является стадия установления физического контакта при смачп-
136
вании твердого основного металла расплавом присадочной прово-
локи.
Для выявления основных закономерностей смачивания титана,
ниобия и стали расплавом меди использовали методику лежащей кап-
ли. Эксперименты проводили в вакуумной установке, оснащенной раз-
личными источниками нагрева (электрической дугой с горячего поло-
го катода, высокочастотного, сопротивлением). В качестве основного
металла использовали титан ОТ4-0, ниобий ВН2, сталь 20, проволоку
из электротехнической меди и титана ВТ1-0 диаметром 2 мм.
Взаимодействие оценивали по краевому углу смачивания. Анализ
полученных результатов показал, что и ниобий, и титан смачиваются
расплавом титана практически при одной и той же температуре предва-
рительного подогрева поверхности 1723—1773 К- При этой температу-
ре расплав титана не только хорошо смачивает титан и ниобий, но и ус-
певает заполнить зазор шириной 0,2—0,5 мм. При такой температуре
краевой угол смачивания составлял 40—45°. Оценки работы адгезии
и экспериментальные результаты подтверждают высокую прочность-
сцепления затвердевших капель титана с титаном и ниобием.
Несколько иная картина наблюдалась при смачивании ниобия и
стали расплавом меди. Если смачивание стали 20 расплавом меди на-
блюдается уже при 973 К, а процесс характеризуется краевым углом
смачивания 30—35° и хорошей адгезией меди к стали, то при взаимо-
действии расплава меди с ниобием даже при 1273 К смачивание не про-
исходит, а краевые углы незначительно отличаются от 90°. Лишь по-
догрев ниобия до 1473—1523 К приводит к улучшению смачивания и
растекания меди по ниобию. При этом краевые углы смачивания при
1373 К имеют величину 52°, при 1473 К — 32°, при 1573 К — 30°.
Таким образом, в случае соединения титана со сталью через про-
кладку из ниобия ВН2 возможно образование соединения путем выпол-
нения «титанового» (титан — ниобий) и «медного» (ниобий — сталь)
швов.
В связи с необходимостью сварки двух швов определим последова-
тельность их выполнения.
На основании результатов исследований по смачиваемости качест-
венный «титановый» шов образуется при смачивании основного метал-
ла (титан — ниобий), подогретого в месте контакта до 1723 К- Темпера»
тура плавления «медного» шва соизмерима с температурой плавления
меди. Если в начале выполнить «медный» шов, то в результате перегре-
ва возможны нарушения его сплошности. Поэтому в дальнейших иссле-
дованиях принята такая последовательность выполнения швов, когда
первым выполняют «титановый» шов, а затем — «медный».
Исследования по сварке-пайке титана со сталью через ниобиевую
прокладку показали, что «титановый» шов следует выполнять с рас-
плавлением титановой проволоки, находящейся под потенциалом из-
делия, электрической дугой с полого катода в вакууме на режимах,
приведенных в табл. 6.
Детали под сварку-пайку нагревали токами высокой частоты до
1073—1173 К, а необходимая температура в контакте (1723—1773 К)
достигается за счет перегретого расплава титановой проволоки и по-
13Г
догревающего действия электрической дуги. При этом ни титан, ни
ниобий не подплавляются, и соединение формируется в результате твер-
до-жидкофазного взаимодействия при хорошем внешнем виде шва.
Анализ макро- и микроструктур переходной зоны соединения пока-
зал, что швы имеют высокую плотность и однородность. Микротвер-
дость в зоне соединения не имеет аномальных изменений (рис. 52, а)
и находится на уровне микротвердости титана ОТ4-0 и ниобия ВН2.
Распределение титана и ниобия в зоне сплавления подтверждает схему
формирования соединения, при которой получают развитие только
растворно-диффузионные процессы. Граница сплавления непрерывная
и гладкая, причем со стороны ниобия образуется узкая (несколько
Таблица 6. Режимы сварки-пайки гитана со сталью
Соединяемые металлы Диаметр ка- тода, мм Ток, А Напряжение на дуг.', В Расход арго- на, см3/мм Диаметр про- волоки, мм Скорость, см/с Температура пред- варительного подо- грева, К
пода- чи прово- локи свар- ки- лайки
Титаи — ниобий 8 80 28
Ниобий — сталь 8 100 26
4 2 7 0,3 1073—1173
(ВТ 1-0)
5 2 5 0,2 1223
(Ml)
микрометров) полоска высоколегированной |3-фазы. Остальная часть
«титанового» шва, состоящая из легированной сс'-фазы, имеет харак-
терное игольчатое строение. «Медный» шов выполняют по схеме с
присадочной проволокой, но без подачи на нее потенциала. Режим
сварки-пайки приведен в табл. 6.
Металлографическими исследованиями обнаружены отдельные по-
ры, однако швы выдержали испытания гелиевым течеискателем. Со сто-
роны стали отсутствуют растворение и диспергация, характерные для
других способов соединения в жидкой фазе (рис. 52, б). Зона соедине-
ния ниобий — медь характеризуется незначительной диспергацией ни-
обия. При этом в приграничной области массовое содержание ниобия
в меди достигает 2—2,5 %. Образование этой зоны, обогащенной нио-
бием, фиксируется на кривых механической и химической неодно-
родностей (рис. 52, в).
Оценка прочности разнородного соединения титан — сталь, полу-
ченного через ниобиевую прокладку электродуговой сваркой-пайкой
в вакууме, показала, что прочность соединения определяется прочно-
стью «медного» шва.
Предварительными испытаниями на коррозию в 3%-ном растворе
хлористого натрия установлено, что коррозионная стойкость соедине-
ния титан — сталь определяется стойкостью зоны сплавления сталь —
медь.
Таким образом, для соединения титана со сталью можно использо-
вать электродуговую сварку-пайку в вакууме через ниобиевую про-
кладку при условии выполнения «титанового» и «медного» швов.
Я 38
б
Рис. 52. Механическая (графики слева) и химическая (графики справа) неод-
нородности зон сплавления при сварке-пайке в вакууме:
• —- титановый сплав ОТ4-0 — ниобий ВН2; б — медь Ml— сталь 20: в — ниобнй ВН2 —
медь Ml-
3. Смачивание стали расплавленными алюминием
В авиационной и химической промышленности, машиностроении,
ракетной технике, судостроении и других областях все большее рас-
пространение получают легкие сплавы, в частности сплавы на основе
алюминия АМц, АМг5, АМгб, 1915 и др. Широкому распространению
их во всех областях народного хозяйства способствует то, что наряду
с малой плотностью эти сплавы обладают хорошей тепло- и электро-
проводностью при относительно высокой удельной прочности, прибли-
жаясь по этому показателю к лучшим сортам сталей. Однако вследст-
вие более низкой прочности алюминиевых сплавов по сравнению с кон-
струкционными сталями, низкой температуры плавления, малой твер-
дости и сравнительно плохой износостойкости применение их требует
увеличения толщины отдельных узлов конструкции. Вместе с тем из-
вестно, что любая конструкция при эксплуатации испытывает в раз-
ных участках не одинаковые по величине напряжения: в одних местах
достигаются предельно допустимые величины напряжений, в других
напряжения почти отсутствуют. Поэтому наибольшей эффективности
в работе отдельных частей и всей конструкции при одновременном сни-
жении массы можно достигнуть применением разнородных металлов
в отдельных ее частях. В этом отношении особенно целесообразно изго-
товление сварных сталеалюминиевых конструкций. В данном случае
наиболее полно используются свойства, присущие каждому металлу.
Необходимость сварки алюминия и его сплавов со сталями различ-
ных классов возникает при изготовлении самых разнос бразных объек-
тов: летательных аппаратов, сосудов химического машиностроения, в
судостроении, реакторостроении, в строительной индустрии, при элек-
тролизе алюминия, при изготовлении товаров широкого потребления
и многих других областях техники. Возможность соединения столь
различных по своим свойствам металлов имеет большое народнохозяй-
ственное значение. Например, для различных машин и оборудования
новейшей техники, работающих в специфических условиях, получение
качественного сварного соединения нержавеющей стали с алюминие-
выми сплавами является первостепенной задачей.
Одним из самых распространенных способов соединения сталей
различного класса с алюминиевыми сплавами является сварка-пайка.
Поэтому рассмотрим процессы смачивания в этой паре более под-
робно.
Сведения о смачиваемости железа (стали) расплавленным алюми-
нием немногочисленны [99, 106, 257]. Растекание жидкого алюминия
по поверхности железа отличается от растекания других металлов, в
частности, тем, что алюминий покрыт плотной пленкой оксида, кото-
рая имеет высокую температуру плавления (около 2323 К) и весьма
устойчива. В результате этого практически имеется совокупность не
трех, а четырех фаз: газовая фаза — глинозем — расплавленный алю-
миний — железо. Хотя присутствие пленки глинозема может тормо-
зить процесс растекания, благодаря ее неоднородности и дефектности
[301 многие жидкие металлы очищаются от нее, особенно с повышени-
ем температуры.
140
Поданным А. Бонди и Ю. В. Найдича [172], величина поверхност-
ного натяжения алюминия при 973 К составляет 900 мДж/м2, псвэрх-
ностное натяжение А12О3 при 2323 К равно 580 мДж/м2. При изучении
смачиваемости и растекания алюминия по другим металлам нельзя ис
ходить только из величин удельных межфазных свободных энергий
компонентов, как это делается во многих случаях, не только из-за на-
личия слоя А12О3. Необходимо учитывать также, что в таких системах
имеет место сильное химическое взаимодействие, из-за которого свой-
ства контактирующих фаз заметно изменяются в зависимости от вре-
мени контакта.
Основным параметром, характеризующим взаимодействие жидкого
металла (алюминия) со сталью, является смачивание.
Рассмотрим поверхностные явления при непосредственной сварке
алюминия с армко-железом. Кинетика растекания алюминия по же-
лезу изучалась в вакууме с давлением (1...3) 1,33 МПа при макси-
мальной температуре опыта на установке, описанной в работе [100].
Поскольку система железо — алюминий отличается большой реакци-
онной активностью, для характеристики контактного взаимодействия
необходимо получить данные о растекании при малом времени контак-
тирования. Поэтому опыты проводили, нагревая раздельно смачивае-
мый образец (цилиндр диаметром 10—15 мм) и навеску алюминия
(0,03 г), и только по достижении заданных вакуума и температуры при-
водили их в контакт. Этому моменту предшествовало начало киносъем-
ки. Смачивание оценивалось по краевому углу 0, а скорость растека-
ния — по изменению площади контакта (S « d2) во времени т.
В опытах применяли алюминий AB000 (99,99 % А1) и армко-желе-
зо. Перед опытом поверхность смачиваемого образца шлифовали, поли-
ровали, промывали бензином и спиртом, затем образец отжигали в ва-
кууме при 1273 К и охлаждали с печью.
Полученные кинетические зависимости краевого угла смачивания
железа алюминием от времени т при температуре 973, 1023, 1073,
1173 К представлены на рис. 53. Как следует из опытных данных, си-
стема железо — алюминий характеризуется удовлетворительным сма-
чиванием (0 < 90°), высокой скоростью растекания и сильной адге-
зией алюминия к железу.
Капля растекается, образуя пятно круглой формы. При продолжи-
тельности контактирования 10—30 с (в зависимости от температуры
опыта) вокруг капли появляется ореол в виде тонкой пленки. Когда
время контактирования возрастает до 0,5—3 мин, растекание пре-
кращается и капля, теряя вид шарового сегмента, приобретает цилинд-
рическую форму.
Изменение пятна капли подчиняется параболической зависимости
d2 = ki, rue k — коэффициент пропорциональности, характеризующий
скорость растекания алюминия по железу в изотермических условиях.
С повышением температуры растекание ускоряется. Вычисленная
по температурной звисимэсти скорости растекания эффективная энер-
гия активации процесса составляет 75 кДж/(г • ат).
Работа адгезии алюминия к железу, оцененная по уравнению (1.6)
значительна и составляет 1300—1500 мДж/м в интервале 973—1173 К-
141
Рис. 53. Временная зависимость крае-
вого угла смачивания алюминием ин-
терметаллидов системы железо — алю-
миний (а) и железа (б):
7 — 973 к: 2 — 1023 К; 3 — 1073 К; 1 —
1173 К; --------- ------ ' ----
1173 К;
1073 к;
форма растекающейся капли из-
меняется вследствие образования
кристаллов промежуточной фазы,
которые растут перпендикулярно к
границе раздела. Для выяснения
характера распределения железа
при переходе от капли к подложке
наряду с микроструктурным анали-
зом диффузионного слоя применяли
рентгеноструктурный и микрорент-
геноспектральный анализ. Рентге-
ноструктурный анализ показал, что
диффузионный слой состоит в основ-
ном из трфазы. Распределение эле-
ментов в этом слое изучали с по-
мощью микрозонда фирмы «Каме-
ка». На рис. 54 приведены кривые
распределения железа поперек зоны
контактирования алюминия с
армко-железом. Несмотря на раз-
личную продолжительность контак-
тирования (3 и 20 с), в обоих слу-
чаях количество железа остается
практически одинаковым.
Диффузионный слой содержит в
среднем 38,4—39 % железа, что не-
сколько меньше концентрации, со-
ответствующей грфазе, даже на
верхней границе области гомоген-
ности. Видимо, в слое, кроме трфа-
зы содержится несвязанный избы-
точный алюминий.
Так как методика исследования
предусматривала, что после приве-
алюминиевой капли в контакт со стальной подложкой получен-
S — FeAls, 1073 K:
7 - Fe,,Al„ 1073 K;
9 — FeEAl,, 1173 K;
1173 K.
6 — FeAl3,
в — F3AI.
to — FesAI.
дения
ное соединение охлаждается вместе с печью до комнатной температу-
ры, то при этом могли иметь место диффузионные процессы, в результа-
те чего после охлаждения на шлифе наблюдалась не истинная картина
на межфазной границе, а интерметаллический слой, образовавший-
ся после длительной выдержки. Поэтому целесообразно было попы-
таться, изменяя температуру и длительность контакта алюминия со
сталью, повлиять на размеры и фазовыйг состав промежуточной зоны
на межфазной границе. Проведены опыты по контактированию алюми-
ния со сталью при 973, 1073 и 1173 К при выдержке примерно 1 с. При
этом по истечении 1 с образец выталкивался из зоны нагрева печи в
пространство вакуумной камеры.
Установлено, что температура контакта не сказывается на измене-
нии фазового состава прослойки; при 973 К ширина ее минимальна.
При температуре контакта 1173 К ширина прослойки велика, и в про-
142
цессе изготовления шлифа алюминиевая капля скатывается (обрыв
кривых на графиках).
Микроструктурный, микродюрометрический, рентгеноструктурный
и микрорентгеноспектральный анализы диффузионных слоев в месте
контакта алюминия с железом показали, что слой состоит в основном
из чуфазы. По данным локального рентгеноспектрального анализа,
в слое содержится 41,6—44,5 % железа, т. е. величина, попадающая
в область гомогенности 1]-фазы. Наряду с растеканием имеет место диф-
фузия алюминия в объем железа (под каплей), что вызывает образова-
ние слоя промежуточных фаз. Это приводит к тому, что дальнейшее
растекание прекращается и форма капли резко изменяется .
Исследовалась кинетика растекания алюминия по интерметалли-
ческим фазам системы железо — алюминий [1011. Сплавы готовили
из армко-железа и алюминия AB000 плавлением в вакуумной печи в
магнезитовом тигле в среде аргона или гелия. Временные зависимости
краевого угла смачивания интерметаллидов алюминием представлены
на рис. 53.
В первые моменты контакта алюминий не смачивает (0 > 90°) ни
одной интерметаллической фазы. В дальнейшем образование интер-
1 продолжительность контакта 3 с; 2 — то же, 20 с.
143“
металлических прослоек в зоне контактирования препятствует расте-
канию алюминия по железу. Краевой угол смачивания уменьшается,
а работа адгезии увеличивается в ряду FeAl3, Fe2Al5, Fe3Al, а также с
повышением температуры.
Согласно диаграмме состояния системы железо — алюминий, с
расплавом, богатым алюминием, при 1073—1173 К может находиться в
равновесии только 0-фаза, поэтому растекание алюминиевого распла-
ва по ней не сопровождается образованием новых фаз и заканчивается
в этом случае за (0,5...1) • 10 2 с, т. е. равновесие достигается почти
мгновенно. Напротив, значительное изменение краевого угла во вре-
мени связано с необратимым межфазным переносом массы. Движущая
сила этого переноса обеспечивается разностью химических потенци-
алов компонентов в термодинамически неравновесных системах
Fe2Al5 — Al и Fe3Al — Al при 1073 — 1173 К.
Вычисленные по температурной зависимости скорости растекания
(в интервале 973—1173 К) эффективные энергии активации для FeAl3
и Fe2Al5 близки и составляют 96—108 кДж/(г • ат).
Плохая смачиваемость алюминием интерметаллидов системы
Fe — Al послужила основой технологического приема, предусматри-
вающего предварительное создание интерметаллидов на поверхности
стальной детали с целью ограничения растекания припоев на алюмини-
евой основе.
Таким образом, изменение угла 0 со временем в системе Fe — Al
имеет довольно сложный характер. Выше показано, что краевой угол
смачивания алюминием железа или интерметаллидов Fe2Al5 и Fe3Al
(см. рис. 53) резко уменьшается в течение первых 10 с после приведе-
ния их в контакт друг с другом, тогда как для алюминия на железе
после кратковременного уменьшения через 0,5—3 мин он резко возра-
стает, что и обусловливает переход от величин краевых углов, пред-
ставленных кривыми 1—4 на рис. 53, к величинам, представленным
кривыми 5—10 на этом же рисунке.
При взаимодействии алюминия с железом образование интерметал-
лических фаз и растворение твердого металла протекают одновременно.
При этом вследствие обогащения железом изменяются свойства рас-
плава. Поэтому особый интерес представляет исследование кинетики
растекания железоалюминиевых расплавов по железу. Растворимость
железа в жидком алюминии увеличивается от 2,5 % при 973 К до 11 %
при 1173 К [298].
Кинетика растекания железоалюминиевых расплавов с массовым
содержанием железа 0,25—10 % по поверхности железа изучалась
при 973—1173 К [102, 256]. С введением железа в расплав алюминия
скорость растекания увеличивается, краевой угол смачивания умень-
шается, время растекания сокращается (время перехода в твердожид-
кое состояние), а толщина диффузионного слоя уменьшается. Добавки
железа к жидкому алюминию не изменяют характера роста переход-
ного слоя и сокращают время растекания вследствие ускорения про-
растания кристаллов интерметаллидов в жидкую фазу.
Анализ экспериментальных данных по кинетике растекания алю-
миния по железу, интерметаллическим соединениям, железоникеле-
144
вым и железохромовым сплавам, а также алюмокремниевых сплавов
по железу позволил выявить некоторые детали механизма распрост-
ранения алюминия по поверхности железа.
Опыты показали, что скорость растекания уменьшается со временем.
Проведенные эксперименты позволяют оценить скорость спустя 0,6 X
X Ю—2 с от момента приведения в контакт капли алюминия с железом.
Например, при 973 К она составляет 40 см/с. На этой первой, самой
кратковременной стадии (доли секунды) происходит быстрое расте-
кание капли при совместном действии капиллярных сил и ее массы.
Затем капля принимает форму линзы с конечным краевым углом (в
интервале 2—-20 с в зависимости от температуры опыта), скорость рас-
текания падает до 1 • 10—1 — 2 • 10—3 см/с, и при этом хорошо выпол-
няется параболическая зависимость. Вслед за этой кратковременной
стадией сразу же начинается вторая, основная стадия: от края капли
начинает распространяться хорошо видимое светлое пятно с отчетливо
очерченным фронтом. При 973—1023 К это пятно у контура капли фик-
сируется как тонкая пленка, вытягивающаяся из ее объема и распро-
страняющаяся по поверхности железа. Эта пленка образуется, по-ви-
димому, в результате поверхностной диффузии алюминия по железу,
и дальнейшее растекание алюминия осуществляется по ней. Затем на-
ступает третья стадия процесса, когда рост пятна резко замедляется.
Это объясняется тем, что при распространении капли алюминия по же-
лезу имеют место два конкурирующих процесса: распространение алю-
миния по поверхности железа и его «впитывание» в образец в резуль-
тате объемной диффузии.
Роль объемной диффузии как основного фактора, вызывающего
прекращение роста диффузионного пятна на поверхности, особенно
наглядно демонстрируют данные о влиянии температуры. Оба процесса,
определяющие рост матового пятна вокруг алюминиевой капли,— по-
верхностная и объемная диффузия — в большой степени зависят от тем-
пературы опыта. Поскольку энергия активации объемной диффузии
принципиально больше энергии активации поверхностной, естествен-
но ожидать, что изменение температуры опыта сильнее отразится на
впитывании алюминия в объем, чем на его распространении по поверх-
ности. Иными словами, повышение температуры должно вызывать ус-
корение роста пятна и одновременно приводить к уменьшению его ко-
нечных размеров [99, 256].
Решающим же фактором является то, что на завершающей стадии
процесса в результате изменения свойств расплава и роста кристаллов
промежуточной интерметаллической фазы изменяется форма капли
и растекание прекращается.
Учет объемной диффузии алюминия позволяет также объяснить вли-
яние величины зерен на скорость процесса роста пятна и на его окон-
чательные размеры. Очевидно, что алюминий накапливается в поверх-
ностном слое тем быстрее, чем медленнее его отвод с поверхности
образца в объем. Поскольку скорость диффузии по границам зерен
значительно выше, чем в самом зерне, на материале с мелким зерном
«впитывание» алюминия происходит более интенсивно и, следовательно,
продвижение видимого матового фронта замедляется. По этой же при-
Ю 1-635
145
чине конечные размеры пятна на мелкозернистом железе оказываются
меньше, чем на крупнозернистом.
Механизм процесса растекания можно представить следующим об-
разом. При соприкосновении железа с расплавленным алюминием на
первой стадии процесса в зоне контакта образуется относительно не-
подвижный хемосорбированный слой алюминия на железе. Затем алю-
миний из внешних слоев, передвигаясь по адсорбированному слою и
достигая его края, захватывается подложкой и тоже хемосорбируется,
тем самым продвигая границу слоя алюминия по железу. Этот меха-
низм растекания, называемый иногда механизмом «развертывающе-
гося ковра», обеспечивает достаточно большую скорость поступления
атомов алюминия на железо. Ориентировочная оценка по наблюдаемым
скоростям растекания приводит к приемлемым, хотя и несколько за-
ниженным значениям коэффициентов поверхностной диффузии: 2 X
X 10~4 — 1 • КГ5 см2/с.
Несколько заниженные значения коэффициентов диффузии можно
объяснить частичным отводом атомов алюминия сначала в приповерх-
ностный слой, а затем и в объем железа, обусловленным большой раст-
воримостью алюминия в железе (около 35 % (по массе) при температу-
ре опыта). Наряду с поверхностной диффузией возможны и другие до-
статочно быстрые способы распространения, например миграция по
дефектам структуры и объемная диффузия, в результате чего образу-
ется промежуточная фаза, препятствующая дальнейшему растеканию
алюминия по железу.
При изучении микроструктуры в плоскости, перпендикулярной к
контактной поверхности, на образцах после кратковременной изотер-
мической выдержки обнаружено, что профиль капли у ее края резко
изменяется [256]. Это наблюдение подтверждает наличие у фронта рас-
текающейся капли опережающего слоя и свидетельствует о наличии
сопротивления движению жидкости по нему.
Микрорентгеноспектральный анализ показал, что опережающий
слой у фронта капли состоит из туфазы. Растущие перпендикулярно к
границе раздела кристаллы интерметаллической фазы также препят-
ствуют растеканию. Увеличение содержания железа в расплаве со-
кращает время прорастания кристаллов промежуточной фазы, что
приводит к уменьшению времени растекания.
При растекании алюминия по железу, кобальту и никелю в ваку-
уме (3...5) • 0,133 МПа в интервале 573—1273 К начальные скорости
растекания (средние за 1,56 • 10~2 с) составляют 30—60 см/с, а эффек-
тивные энергии активации на этой стадии процесса, вычисленные по
температурной зависимости скорости, близки и равны 8,4—
12,5 кДж/моль.
На основной стадии растекания (спустя 1,5 • 10~2 с и до почти пол-
ной остановки процесса) скорость растекания резко уменьшается со
временем в пределе примерно 3—1 • 10~3 см/с и увеличивается в ря-
ду железо, кобальт, никель. При этом контактные углы смачивания
меньше 90° и уменьшаются при переходе от железа к никелю. Краевые
углы составляют 33,28 и 18° для систем соответственно алюминий —•
146
железо, алюминий — кобальт, алюминий — никель при 1023 К. Пол-
ное смачивание зафиксировано при растекании алюминия по кобальту
при 1473 К- Экспериментально наблюдаемый факт влияния природы
поверхности твердого тела на кинетику растекания в системах алюми-
ний — металл семейства железа, по-видимому, связан с различием ве-
личин свободной энергии образования алюминидов при переходе от же-
леза к никелю [104]. Изучение температурной зависимости скорости
растекания алюминия по железу на основной стадии процесса при раз-
личном времени контакта показало, что с повышением температуры до
1073 К скорость растекания на временном отрезке 2—20 с увеличивает-
ся. С дальнейшим повышением температуры до 1273 К увеличиваются
скорость растекания и скорость химической реакции, однако скорость
химической реакции увеличивается быстрее, быстро прорастают кри-
сталлы промежуточной фазы на контактной границе, изменяются свой-
ства расплава и скорость растекания затухает. Эффективная энергия
активации, оцененная по температурной зависимости времени оконча-
ния процесса, для изученных систем составляет 71—75 кДж/моль. Вы-
сокие значения работы адгезии (58,5—75 кДж/г • ат в интервале 973—
1273 К) для данных систем, их рост с температурой подчеркивают хи-
мическую природу взаимодействия на контактной границе твердый
металл — жидкий металл.
Прямым подтверждением химического взаимодействия на контакт-
ной границе является образование переходных слоев постоянного со-
става. Данные микроструктурного, рентгеноструктурного и локаль-
ного микрорентгеноспектрального анализов, замеров мпкротвердости
позволили идентифицировать фазы Fe2Al5 и FeAl3 в системе алюми-
ний — железо, Ni2Als и NiAls в системе алюминий — никель, Со2А19
и Со2А1б в системе алюминий — кобальт, образующиеся на контакт-
ной границе твердый металл — жидкий металл на образцах после опы-
тов по растеканию [104].
Учитывая изложенное выше, растекание можно представить как
активационный процесс, полагая, что граница жидкости на периметре
смачивания продвигается между последовательными положениями рав-
новесия через активационные энергетические барьеры под действием
движущей силы, вызывающей растекание. Таким образом, в системах
с химическим взаимодействием компонентов процесс растекания име-
ет активационный характер, а его скорость определяется изменением
межфазной энергии во времени в результате ппотекания собственно
топохимической реакции.
4. Смачивание меди, титана и молибдена
расплавленным алюминием
Смачивание меди алюминием. При сварке в среде, свободной от ки-
слорода, жидкий алюминий хорошо растекается по твердой меди.’ Уже
начальные значения краевых углов смачивания составляют 60—70°,
уменьшаясь в течение 0,5 мин до 30—40°. Повышение температуры от
1073 до 1273 К мало влияет на величину краевого угла.
Ю*
147
Как видно из рис. 55, краевой угол резко уменьшается в первые 1—
1,5 мин, затем изменяется незначительно. С повышением температуры
угол смачивания уменьшается, наиболее сильное снижение наблюда-
ется при 973—1073 К, а при дальнейшем увеличении температуры угол
меняется мало. По величине 0 и поверхностному натяжению чистого
алюминия рассчитана работа адгезии алюминия к меди [172].
Такой расчет допустим для небольшого времени контакта, в тече-.
ние которого растворение меди в алюминии не изменяет резко поверх- !
ностного натяжения алюминия. Следует также упомянуть, что медь
Рис. 55. Зависимость краевого угла смачивания меди алюминием от $
времени при различных температурах: .
1 — 973 К; 2 — 1073 К; з — 1173 К; 4 — 1273 К.
инактивна на поверхности жидкого алюминия. Вычисленная работа
адгезии даже для первого момента контактирования фаз велика, ее
величина превышает 1000 мДж/м2. В процессе смачивания работа ад-
гезии изменяется. Определено изменение работы адгезии по времени
при различных температурах. Для начального момента контактирова-
ния фаз путем проведения касательных вычислены коэффициенты на-
клона К экспериментальных кривых в координатах W — т. В предпо-
ложении, что величина К подчиняется экспоненциальной зависимости
К = Ког—Q/RT, рассчитана эффективная энергия активации процесса
смачивания. Согласно данным на рис. 55, энергия активации этого
процесса оказалась равной 28 кДж/моль. При контакте меди с алюми-
нием медь диффундирует в алюминий и алюминий в медь. Но так как
диффузия в жидкость протекает намного скорее, чем диффузия в твер-
дое тело, можно считать, что наблюдается преимущественная диффузия
J48
меди в алюминий. Энергия активации процесса диффузии меди в алю-
миний составляет 65 кДж/моль. Учитывая погрешность эксперимента,
можно полагать, что полученные значения энергии активации сопоста-
вимы. Таким образом, возможным механизмом, определяющим ско-
рость растекания алюминия по меди, является диффузия меди в жид-
кий алюминий, определяющая также скорость растворения меди в алю-
миний.
Влияние покрытий изучали при температуре 973—1073 К в ваку-
уме. Все покрытия, за исключением цинка, способствуют увеличению
растекания и смачивания, однако влияние их различно и, кроме того,
зависит от температуры. Влияние цинка оказывается мало, по-видимо-
му, потому, что в вакууме он сильно испаряется. Покрытие оловом не-
сколько уменьшает краевой угол. Наилучшим покрытием оказалось
серебро. Согласно диаграмме состояния, в системе медь — серебро при
температуре 1053 К образуется эвтектика. Результаты смачивания по-
казали, что при температуре ниже эвтектической (порядка 1023 К) алю-
миний растекается по подложке меди с серебряным покрытием за 4—
5 мин, образуя начальный краевой угол около 40°, а конечный — при-
мерно 10°, т. е. качественно аналогично системе алюминий — медь.
Иная картина наблюдается в опытах при 1073 К, т. е. при температуре
выше эвтектической. В этом случае краевой угол составляет 8° и быстро
(в течение 2 мин) уменьшается до нуля.
В связи с этим изучалось смачивание алюминием чистого серебра
при температуре 1073 К. Поверхность подложки обрабатывали так же,
как и в случае меди. Алюминий смачивает серебро несколько луч-
ше, чем медь, однако растекания, подобного растеканию в системе
Си — Ag — Al, не наблюдаетя. Очевидно, причина быстрого растека-
ния в этой системе — образование эвтектической жидкости на поверх-
ности подложки, т. е. фактически растекание жидкого алюминия проис-
ходит по поверхности меди, заранее смоченной жидким раствором.
Олово также образует на поверхности меди жидкую фазу. Однако при
последовательном нагреве подложки до температуры опыта (573—
1073 К) олово интенсивно диффундирует в медь, образуя интерметалли-
ческиефазы с более высокой температурой плавления. Вероятно, при до-
статочно высокой скорости нагрева олово и цинк могут быть эффектив-
ными покрытиями. 5
Таким образом, механизм действия покрытий, по-видимому, дол-
жен заключаться в том, что на поверхности твердой фазы образуется
жидкая прослойка, хорошо смачивающая ее.
Смачивание и растекание в системе медь — алюминий в условиях
дуговой сварки. Условия протекания физико-химических процессов
при сварке отличаются от равновесных условий опытов, рассмотрен-
ных в предыдущих разделах. Время контактирования твердого метал-
ла с жидким при сварке составляет несколько секунд. В случае свар-
ки на переменном и постоянном токе обратной полярности имеет место
так называемое катодное распыление. Дуга оказывает определенное
давление на сварочную ванну. В связи с этим представляло интерес
выяснить минимальную температуру медной кромки, при которой по-
следняя может смачиваться алюминием.
149
Термические циклы точек максимальной ширины зоны смачивания.
В средней части медных пластин размером 200 X 300 мм и, как прави-
ло, толщиной 10 мм высверливали отверстия диаметром 1,5 мм под
установку термопар (рис. 56, а). Автоматической сваркой по флюсу
АН-А1 наплавляли алюминиевые валики на защищенную от оксидов
поверхность медных пластин. Термические циклы наплавок с разными
значениями t/CB, q, 6 записывали осциллографом Н-700. Во избежание
расплавления меди под действием дуги на поверхность медных плас-
IT
б
Рис. 56. Экспериментальная (а) и
расчетная (б) схемы исследования
процессов распространения тепла
при наплавке медных пластин алю-
минием:
а — б = 10 мм; б — 6 = 6 мм.
тин укладывали по 10—^алюминие-
вых проволок диаметром 3 мм (элек-
тродная и присадочная проволока
марки АД1).
В случае действия точечного источ-
ника (рис. 56, б) постоянной мощности
q, перемещающегося с постоянной ско-
ростью UCB по поверхности пластины
толщиной 6, распространение тепла
описывается [5] уравнением
П=Ч-ОО
Т(х, у, г, 0= V --------?-^-Х
су (4ла)
Г2=-СО
„ С dr v2r R2n I
X exp I —J;- exp---------5-пт ,
J t' 1 4fl 4cZ I
<4.0
где [₽n = x2 + y2 + (z — 2n6)2].
Вводя коэффициент tn, учитываю-
щий приложение источника тепла к
верхней поверхности плоского слоя,
получаем более удобное уравнение для
расчета температур в слое пластины
с ординатой z = 0,5 6, приведенное
к линейному подвижному источнику
тепла
Т(г, х, г) = m(r, г)^х
хехр[—(4 2>
где г2 = х2 + у2. В безразмерных координатах X — vx/2a\ Y = vy/2a;
Q = Т!Тй\ То = q/2jiX6, <р = 1 -J- 4ab/v2 это уравнение для верхне-
го поверхностного слоя имеет вид
J; 0[Х, И = (4.3)
Численные значения коэффициента m по величинам А = пё/2« и
г/6 приведены в специальных таблицах. Пользуясь таблицами вычис-
ления 0 по величинам ф, X и Y, рассчитаем термические циклы раз-
150
1 — В = 2,4 см, q — 14,23 кДж/с (термический цикл точек максимальной ширины
зоны смачивания меди алюминием); 2 — В = 1,2 см, q = 9,41 кДж/с; 3 — В =
= 1,8 см, & — 1 см; 4 — В = 1,5 см, VCB = 24,8 м/ч: 5 — В ~ 3 см, VCB = 13,9 м/ч;
6 — В = 3.8 см, 6 = 0,6 см.
личных точек медных пластин, наплавленных алюминием по схеме
рис. 57.
Если принять 1] = 0,75, а — 0,95 см2/с, а = 1 • 10—3 кал/(см2 X
X с - °C), с у = 0,95 кал/(см3 • °C), 7, = 0,9 кал/(см • с • °C), получа-
ем расчетные термические циклы наплавки алюминием медных плас-
тин для разных значений v, q и 6 (рис. 57). Сравнение показало, что
экспериментальные кривые находятся несколько ниже расчетных в
областях, прилегающих к источнику нагрева. Это расхождение, по-
мимо ошибок эксперимента, объясняется тем, что опытные кривые от-
носятся к среднему слою пластины с координатой z = 0,56, а расчет-
ные — к верхней поверхности с координатой г — 0. Для толщины мед
ной пластины 0,6 см, а также для малых скоростей сварки (13,9 м/ч)
и больших эффективных мощностей процесса нагрева (3400 кал/с) рас-
четные и экспериментальные кривые совпадают. Удовлетворительная
сходимость теоретических и экспериментальных кривых дает основа-
ние для расчетов термических циклов точек максимальной ширины зо-
ны смачивания меди алюминием по уравнению (4.3). С этой целью за-
мерялась ширина наплавленных на медные пластины алюминиевых
151
Рис. 58. Влияние толщины медной пластины (а), скорости сварки (б) и эффек-
тивной мощности дуги (в) на ширину валика и угол смачивания меди алю-
минием:
а — VCB = 21,5 м/ч, q = 11,92 кДж/с; б — 6 = 10 см, q = 11,92 кДж/с; в — 6 =
= 10 см, VCE = 21,5 м/ч.
валиков (рис. 58) и рассчитывались термические циклы точек гарантий-
ного смачивания меди алюминием. В табл. 7 приведены результаты
расчета температур для точек с координатами х = 0 и у = В/2, а на
рис. 57 штриховой кривой показаны термические циклы соответствую-
щих точек. Анализ полученных данных показывает, что смачива, ие
меди алюминием в условиях сварки происходит в том случае, когда
температура нагрева медной кромки равна 1023—1073 К или выше и
продолжительность контакта фаз при этих температурах превышает
2—3 с. Последнее согласуется с кинетическими зависимостями 0 (см.
рис. 55), полученными в вакууме.
Смачивание титановых сплавов жидким алюминием. Смачивание
титановых сплавов ВТ-1, ВТ-20, ОТ4-1, ВТ-14, ВТ6С и титана жидким
алюминием изучалось в температурном интервале 943—1443 К на уста-
новке растекания капли УРК-3. Алюминий марки ч. д. а. плавился в ус-
ловиях раздельного нагрева. Исследование проводилось в атмосфере
гелия [2561.
Установлено, что краевой угол первые 20 с уменьшается достаточно
быстро, дальнейшая выдержка ведет к изменению краевого угла с по-
152
стоянкой скоростью, намного меньшей, чем в первые моменты растека-
ния, и при выдержке порядка 1 мин растекание алюминия по твердым
подложкам прекращается с конечным углом, для титана равным нулк>>
(температуры 1183 и 1393 К) и для сплава ВТ-20 близким к 15° (темпе-
ратуры 1223 и 1323 К). Скорость изменения краевого угла смачивания
вэ времени оценивалась графическим дифференцированием: в первые
секунды выдержки скорость растекания алюминия по титану составля-
ет 8 °С/с при Т = 1183 К и 140 °С/с при Т = 1398 К, а по сплаву
ВТ-20 — 17 °С/с при Т = 1223 и 30 °С/с при Т = 1323 К. При более
длительной выдержке (20—60 с) скорость растекания уменьшается и
во всех рассматриваемых случаях составляет 0,6—0,8 °С/с. Такое из-
менение скорости растекания во времени, по-видимому, связано с раст-
ворением титана в жидком алюминии: в первые моменты времени титан,.
Таблица 7. Результаты расчета температур при наплавке
Переменный па- раметр режима Численные значения па- раметра В, см Го. к ф Y е д m ?в. К
б, см 0,6 3,8 1073 1,02 0,6 0,75 0,118 1,0 961
0,8 2,6 913 1,01 0,41 1,15 0,250 1,0 1013
1.0 1,8 783 1,01 0,28 1,40 0,315 1,1 1073
V, см/с 0,39 3,0 783 1,025 0,31 1,4 0,205 1,0 988
0,52 2,0 783 1,015 0,30 1,4 0,300 1,04 1013
0,60 1,8 783 1,010 0,28 1,4 0,315 1,1 1073
0,70 1,5 783 1,010 0,26 1,45 0,365 1,5 1123
I X и 440X42 2,4 873 1,01 0,37 1,2 0,315 1,04 1023
(А X В) 400X40 1,8 783 1,01 0,28 1,4 0,315 1,10 1053
370 X 37 1,4 715 1,01 0,22 1,6 0,315 1,10 1055
350X36 1,2 678 1,01 0,19 1,64 0,315 1,22 1103
растворяясь в алюминии, способствует снижению межфазной энергии’
и появлению значительной движущей силы растекания. По мере на-
сыщения расплава титаном движущая сила процесса растворения сни-
жается и скорость растекания определяется течением расплава по твер-
дой подложке.
Поскольку растворение титана в алюминии зависит от таких факто-
ров, как температура и состав сплава подложки, естественно ожидать
увеличения скорости растекания при повышении температуры, а также
при растекании по поверхности, состоящей преимущественно из ато-
мов растворяющегося компонента, т. е. титана.
Описанные выше экспериментальные результаты соответствуют
ожидаемой связи: скорости растекания в первые секунды контакта фаз
располагаются в порядке возрастания при увеличении температуры
8°С/с (Ti) при 1183 К, 17°С/с (ВТ-20) при 1223 К, 30°С/с (ВТ-20) при
1323 К и 140°С/с (Ti) при 1398 К, а расчет энергии активации течения
жидкого алюминия по исследуемым подложкам дает значения
184 кДж/моль в случае растекания алюминия по сплаву ВТ-20.
153.
Энергия активации диффузии титана в расплавленный алюминий
при образовании соединения TiА13 составляет 163 кДж/моль, т. е. со-
поставима с полученной энергией активации течения жидкого алюми-
ния по поверхности титана. Тогда механизм течения жидкости по твер-
дой подложке можно связать с массопереносом на границе раздела
•фаз, подтверждая определяющую роль диффузии компонента твердой
фазы в расплав на процесс растекания.
Смачивание расплавом алюминия твердых титана и сплавов ВТ-14
и ОТ4-1 изменяется с температурой практически одинаково: при 963—
1053 К конечные значения 0 плавно изменяются от тупых углов к ост-
рым, при 1053—1073 К они резко уменьшаются до значений 15—30°,
дальнейшее увеличение температуры снижает конечный краевой угол
до нуля при температурах 1113, 1123 и 1173 К при смачивании соответ-
ственно сплава ОТ4-1, титана и сплава ВТ-14.
Температурное изменение конечного краевого угла смачивания
жидким алюминием сплавов ВТ6С и ВТ-20 происходит несколько ина-
че: краевой угол смачивания сплава ВТ6С плавно уменьшается от ту-
пых углов при 993—1053 К до нуля при Т = 1453 К. Краевой угол
смачивания сплава ВТ-20 при 973 К резко падает от 100 до 40°, даль-
нейшее повышение температуры незначительно уменьшает конечный
краевой угол, но полного растекания алюминия по сплаву ВТ-20 в ис-
следуемом интервале температур не наступает (при Т = 1473 К конеч-
ный краевой угол смачивания равен 10°).
Объяснение отмеченным зависимостям следует искать в различии
состава исследуемых сплавов. Суммарное количество добавок к тита-
ну располагается в ряду по возрастанию среднего количества добавок:
ОТ4-1, ВТ6С или ВТ-14, ВТ-20. При этом максимально легирован алю-
минием сплав ВТ-20, минимально — ОТ4-1. Введение примесей ведет
к увеличению поверхностной энергии твердого тела, чем можно объ-
яснить лучшее смачивание алюминием сплава ВТ-20 при температурах
ниже 1073 К по сравнению с остальными сплавами. При повышении
температуры и увеличении взаимной диффузии на границе раздела фаз
существенно снижается межфазная энергия, что приводит к улучшению
смачивания. Наличие в сплаве ВТ-20 большого (6—7,5 %) количест-
ва алюминия снижает разность химических потенциалов контактиру-
ющих фаз и ограничивает возможный массоперенос через межфазную
границу, что ухудшает смачивание жидким алюминием сплава ВТ-20
при повышенных температурах по отношению к сплавам, содержащим
меньшее количество алюминия или не имеющим его вообще.
Смачивание титана и стали некоторыми сплавами системы Ti — Fe
при сварке плавлением. Применительно к сварке титана со сталью изу-
чали [259J смачиваемость титана ВТ1 и стали СтЗ некоторыми сплавами
системы Ti — Fe при различных температурах. Опытные сплавы
(табл. 8) выплавляли в электродуговой печи в среде аргона с по-
следующей отливкой в медный кристаллизатор. Полученные слитки
имели форму цилиндра диаметром 8 мм и высотой 7,5—7,8 мм,
удобные для последующих исследований 1275] на специальной уста-
новке для определения поверхностного натяжения методом лежащей
капли.
454
Изучение характера смачивания и растекания проводили по отпе-
чатанным фотоснимкам размером 13 X 18 см, где четко фиксировались
во времени различные стадии процесса (начало плавления, исчезнове-
ние твердой фазы, растекание и т. д.).
Краевой угол смачивания измеряли с точностью до 0,5°, а линей-
ные размеры капли — с точностью до 0,1 мм. Имея зависимость время
нагрева — температура, с достаточной степенью точности определя-
ли степень нагрева сплава.
Во всех случаях длительность опытов принята одинаковой и рав-
нялась 15 с с момента начала нагрева (при большей выдержке сплав рас-
текался полностью, а подложка проплавлялась насквозь). Кроме при-
веденных в табл. 8, исследовали и другие сплавы системы Ti — Fe с
Таблица 8. Смачиваемость титана и стали титаножелезными сплавами
Материал подложки Сплав Содержа- ние желе- за. % (ос- тальное — то Температу- ра, плавле- иие- Гпл- К 6. град ° Ж—Г’ мДж/м IF , а’ мДж/м2 Коэффици- ент расте- кания
Титан ВТ 1-0 1а 20 1473 40/27 320/190 434/300 206/86
6а 28 1433 27/14 106/40 162/70 50/8
7а 32 1358 22/10 70/25 114/50 26/5
5а 40 1473 25/16 71/48 112/83 30/13
Сталь СтЗ 1 20 1473 45/27 294/92 380/142 205/43
7 32 1358 42/— 240/— 320/— 162/—
п р м м е ч а н и е. Переа чертой — значения при 7 =а Тпл, за чертой — при Т = 1543 К-
меньшим содержанием железа, однако для принятых условий экспе-
римента они расплавлялись значительно медленнее подложек, что при-
водило к проплавлению последних, а расплавленная капля еще не фик-
сировалась.
Для расчетов была выбрана вычислительная методика Портера,
как дающая наиболее точные результаты для условий хорошего сма-
чивания, когда угол смачивания 0 < 90° [142]. При этом наряду с
углом смачивания 0 определялись поверхностное натяжение на гра-
ницежидкий металл — газ, работа адгезии и коэффициент растекания.
Как видно из табл. 8, с увеличением содержания железа в сплавах все
перечисленные величины в исследованном температурном интервале
ТПл — 1543 К вначале уменьшаются, достигая минимального значения
у сплава эвтектического состава с 32 % Fe, после чего начинается их
медленный рост. Особенно наглядно это проявилось при контакте спла-
вов с подложкой из титана (рис. 59). При использовании стальной под-
ложки аналогичная тенденция в некоторой степени наблюдалась толь-
ко у сплавов 1 и 7 при температуре их плавления. В остальных случа-
ях подложка проплавлялась очень быстро вследствие более интенсив-
ного тепловыделения в своей стальной массе по сравнению с исследуе-
мыми сплавами. Сравнивая характеристики растекания сплава Ti с
20 % Fe при температуре его плавления по титану и стальной подлож-
ке, можно отметить, что они примерно одинаковы (табл. 9). Те же пока-
затели при температуре 1543 К, исключая угол смачивания, почти в
155
Рис. 59. Зависимость характеристик
растекания от массового содержания
железа в сплавах системы титан —
железо.
2 раза ниже в случае стальной под-
ложки.
Это может быть связано с обра-
зованием в контактирующей зоне
промежуточной фазы, богатой же-
лезом, в результате чего растекание
замедляется, что подтверждается
стабилизацией угла смачивания в.
интервале 1533—1553 К (рис. 60).
Действительно, микроструктурным
исследованием и методом микро-
рентгеноспектрального анализа на
установке МАР-2 установлено, что
растекание этих сплавов сопровож-
дается интенсивным взаимодейст-
вием с материалом подложки, в ре-
зультате чего закристаллизовав-
шийся конечный сплав оказывается
насыщенным либо титаном, либо же-
лезом. Так, при взаимодействии
сплавов титана с 20 и 32 % Fe с ту-
гоплавкой подложкой происходит
снижение содержания железа в спла-
вах примерно в 3 раза и наоборот, в
такой же степени возрастает его со-
держание в сплаве с 20 % Fe при
растекании по стальной подложке
(см. табл. 9). Кроме того, при сплав-
лении контактирующих материалов
происходят изменения не только
в переходной зоне, но и в прилегающих к ней областях на расстоянии
до 60 мкм. При растекании сплава с 20 % Fe по титановой подложке
образуется плавная линия перехода с прослойкой небольшой толщины
и микротвердости (см. табл. 9). Этот же сплав растекается по стальной
подложке с образованием резко выделяющейся широкой переходной
зоны, содержащей 32 % Fe, что соответствует фазовому составу 4-
’4~ TiFe2, отличающемуся невысокой микротвердостью (см. табл. 9).
Однако в ограниченной области переходной зоны и в зоне этого сплава
микротвердость повышается до 6500 МПа, что может быть связано с
образованием интерметаллической цепочки TiFe + TiFe2.
Растекание сплава Ti — 32 % Fe по титановой подложке сопровож-
дается ростом переходной зоны и ее микротвердости (см. табл. 9). При
этом значительно (до 2800—5500 МПа) повышается микротвердость в
области титана, прилегающей к переходной зоне. Только на расстоянии
60—70 мкм значение микротвердости снижается до 1600 МПа, что соот-
ветствует показателю для титана ВТ 1-0. Последнее объясняется диф-
фузией железа в титан, выявленной с помощью микрорентгеноспект-
ралыюго анализа, и связанным с этим упрочнением пограничной зовы
из-за изменения фазового состава титана.
156
Таким образом, при растекании титаножелезных сплавов по тита-
новой и стальной подложкам фактически образуются участки сварных
швов, прилегающих либо к титану, либо к стали со своими характер-
ными зонами, присущими соединению, полученному сваркой плавле-
нием.
Смачивание молибдена алюминием. Смачивание твердых молибде-
на и ниобия расплавами на основе алюминия исследовали на установке,
Рис. 60. Зависимость угла смачивания сплава титана ВТ1-0 (сплошные
кривые) и стали СтЗ (штриховые кривые) от температуры нагрева сплавов
системы титан — железо.
позволяющей осуществлять раздельный нагрев твердой и жидкой фаз
[160]. Опыты проводили в среде гелия, температуру фиксировали пла-
тино-платинородиевой термопарой. В качестве объектов исследования
использовали молибден и ниобий после электронно-лучевой плавки,
алюминий чистоты 99,98 % и порошки легирующих компонентов:
Таблица 9. Влияние состава подложки и титаножелезного сплава на
формирование и свойства сварного соединения
Материал подложки Массовое содер- жание железа в сплаве*, % Характеристика переходной зоны
Протяжен- ность. мкм Массовое со- держание же- леза, % Н.., МПа
Титан ВТ 1-0 20/6 34 3 3400
32/11 56 6 5900
Сталь СтЗ 20/56 156 92 3100
* Перед чертой — исходное содержание, за чертой — после расплавления.
кремния, титана и хрома марки ч.д.а. Для экспериментов готовили на-
вески одинаковой массы (500 мг). При достижении твердой подложкой
температуры опыта навеска плавилась и соприкасалась с подложкой,
время контакта при заданной температуре составляло 2 мин, после че-
го каплю фотографировали аппаратом «Зенит-С». Краевые углы изме-
ряли на микроскопе УИМ-21 с точностью 3°.
157
Изучение смачивания твердых молибдена и ниобия жидким алю-
минием показало, что зависимость краевого угла смачивания в иссле-
дуемом интервале температур хорошо описывается линейными уравне-
ниями: для А1 — Мо 6 = (215,32,..0,18) t, для А1 — Nb 0 = (338,00...
...0,23) t. Краевой угол, равный нулю, в обоих случаях достигается
при температурах выше 1473 К. Проведены исследования по смачива-
нию молибдена и ниобия жидкими силуминами с массовым содержани-
ем Si 1,46; 4,27; 7,85; 12,55 и 40 %. Сплавы получали переплавом в
шахтной печи в тиглях из А12О3 в среде гелия, после чего подвергали
химическому анализу. В табл. 10 показано, что сплавы AI — Si (спла-
Таблица 10. Значения температуры смачивания твердых молибдена
и ниобия расплавами на основе алюминия, К
Добавка к сплаву на Молибден | Ниобий
Номер основе алюминия, % 0 град
сплава
T1 1 S. Сг 4р 1 15 1 1 15 1 15 1 0
1 0 0 0 1233 1393 1483 1323 1433 1498
2 0 1,46 0 1316 1433 1513 1343 1356 1369
3 0 4,27 0 1293 1413 1473 1083 1155 1253
4 0 4,85 0 1173 1223 1273 1148 1250 1318
5 0 12,55 0 1303 1353 1373 1233 1328 1423
6 0 40,0 0 1143 1206 1923 1153 1193 1923
7 12,0 1,58 9,46 1173 1223 1293 833 923 1118
8 8,4 7,7 7,14 1188 1243 1293 978 1093 1233
9 0 9,46 7,29 1223 1273 1323 1173 1273 1323
10 8,85 2,5 9,55 1313 1423 1523 923 1043 1123
И 3,60 2,55 9,41 1318 1428 1523 — 1123 1173
12 12,0 5,76 4,48 1443 1488 1523 1143 1223 1253
13 0 4,23 4,70 1453 1518 1543 1198 1243 1313
14 12,0 5,0 2,28 1398 1448 1473 1073 1118 1173
15 12,3 0,42 9,88 1303 1323 1373 973 1163 1248
16 0 1,4 4,82 1463 1523 1543 1193 1233 1323
вы № 2—6), обеспечивающие хорошее смачивание при минимальной
температуре, содержат в случае ниобия около 4 % Si (полное растека-
ние при 1253 К) и в случае молибдена — около 8 % Si (полное расте-
кание при 1273 К).
Для определения влияния других элементов, образующих трех- и
четырехкомпонентные системы, исследовано смачивание твердых мо-
либдена и ниобия сплавами на основе алюминия с различным содер-
жанием кремния, титана и хрома. Двойным дуговым переплавом по-
лучено десять сплавов, данные химического анализа которых показа-
ли наличие О — 12,30 % Ti, 0,42 —0,46 % Si и 2,28—9,88 % Сг. Тем-
пературы, при которых краевые углы смачивания расплавами молиб-
дена и ниобия равны 45,15° и 0, также приведены в табл. 10.
Сравнивая температуры полного растекания для разных расплавов,
можно сделать следующие вывода: увеличение суммарного содержания
легирующих компонентов улучшает смачивание как молибдена, так
и ниобия. Сплавы № 7 и 8, полностью растекающиеся на молибдене
158
при 1293 К, содержат суммарное количество кремния, титана и хрома
немногим более 23 %. Наилучшее смачивание ниобия (краевой угол
смачивания равен нулю при 1118 К) обнаруживает также сплав № 7.
Наиболее значительно влияют на смачивание расплавом тугоплав-
ких металлов добавки кремния. Однако, как видно из табл. 10 (спла-
вы № 1—6), при введении некоторого количества кремния смачивание
молибдена и ниобия улучшается, дальнейшее увеличение содержания
кремния слабо влияет на смачивание силумином исследуемых матери-
алов или ухудшает его. Таким образом, чтобы достичь максимального-
смачивания молибдена и ниобия, целесообразно применять многоком-
понентные сплавы № 7 и 8.
Молибденовые волокна используются при создании композицион-
ного материала с матрицей из алюминиевого сплава. В работе [365}
описаны закономерности смачивания молибдена жидким алюминием..
Изучены температурная и временная зависимости краевого угла и ра-
бота адгезии по отношению к молибдену.
Краевой угол определяли методом лежащей капли. В качестве экс-
периментального материала служил листовой молибден технической
чистоты в форме кольцевой подложки диаметром 14 мм и толщиной
2 мм, а алюминий (99,999 %) был в форме кубика с ребром 4 мм. Мо-
либденовые подложки перед помещением в установку протирались аце-
тоном, алюминиевые кубики механически очищались от оксида, обра-
зовавшегося на поверхности. Температурная зависимость краевого-
угла исследовалась в интервале 975—1273 К с выдержкой 120 мин.
Эксперименты проводились в вакууме 10~5 мм рт. ст. Сфотографирован-
ные капли после увеличения измеряли (максимальный диаметр и вы-
сота от плоскости с этим диаметром до вершины капли), угол 0 вычис-
лялся по формуле
tg0 = 2гй/(/-2 —й2), (4.4>
где d = 2г. Работа адгезии вычислялась из зависимости (1.6): =
= о (1 + cos 0). Поверхностное натяжение алюминия, по литератур-
ным данным, с учетом температурной зависимости определялось по
формуле
оА) = 948 — 0,2027. (4.5>
Временная зависимость краевого угла для разных температур по-
казана на рис. 61 (для 973 и 1073К она не нанесена на график, так как
зависимость та же, что и для 1023 К)- При температурах до 1173 К алю-
миний не смачивает молибден, краевой угол при этом достигает по-
стоянной величины за 30 мин. При 1273 К алюминий смачивает молиб-
ден: уже после 5 мин краевой угол сначала быстро уменьшается, за-
тем, по истечении 30 мин, идет линейное его уменьшение, а по истечение
2 ч он достигает 30°. Работа адгезии алюминия к молибдену с темпера-
турой возрастает, особенно в области выше 1123 К (рис. 61, б). Зависи-
мость косинуса краевого угла от температуры (рис. 61, а) характе-
ризуется двумя линейными участками: первый для области температур
973—1123 К, второй — для 1123—1273 К- Критическое поверхностное
натяжение смачивания молибдена составляет 681 мДж/м2.
15»
Из температурной зависимости ра-
боты адгезии алюминия к молибдену
(см. рис. 61, б) видно, что смачивание
в этой системе может быть отнесено к
химическому типу.
Система А1 — Мо, с точки зрения
только капиллярных свойств алюми-
ния, применима для производства ком-
позиционных материалов методом ин-
фильтрации жидкого металла при тем-
пературах около 1273 К, однако из-
мерение прочности молибденовых во-
локон, подвергнутых термообработке
при разных температурах с выдерж-
кой около 2 ч, показало, что прочность
молибденовых волокон при температу-
рах выше 923 К быстро падает (при
1273 К прочность молибденовых воло-
кон упадет до 2/3 величины прочности
при комнатной температуре), вследст-
вие чего требуемый эффект существен-
ного упрочнения композиционных ма-
териалов А1 — Мо приведенным мето-
дом нельзя было бы достигнуть. По-
этому необходимо изменением свойств
матрицы достигнуть хорошего смачи-
вания молибдена уже при температу-
рах до 973 К-
Смачивание стали серебром. В ра-
боте [267] приведены данные о влиянии
флюса, газовой среды, легирующих
элементов, температуры и времени
контакта на смачивание стали распла-
вленным серебром. Для определения
влияния защитной атмосферы на про-
цесс смачивания стали расплавом се-
ребра выбраны следующие газовые
10157—79), Аг + 0,5 % О2, Ar + 1 %
W0,A>K/Mf
б
Рис. 61. Временная зависимость
краевого угла смачивания для си-
стемы алюминий — молибден (а) и
температурная зависимость работы
адгезии алюминия к молибдену (б):
1 — Т = 1023 К; 2—1123 К; 3 —
1173 К; 4 — 1273 к.
среды: Аг высшего сорта (ГОСТ
воздуха, вакуум 2,68 • 10* — 6,65 МПа. Подложка из стали ВСтЗсп.
Навеску изготовляли из серебра Ср 999,9 (ГОСТ 6836—80) и серебра
опытных плавок, легированных элементами (Pd, Si, Р, Al), образующи-
ми твердые растворы, эвтектики и химические соединения с серебром
и сталью. Значения краевых углов смачивания стали расплавом се-
ребра Ср 999,9 в условиях различных газовых сред при времени кон-
такта твердой и жидкой фаз 1 мин и температурах 1253—1373 К
составили 20—35°. Нагрев до более высоких температур затруд-
нял наблюдение процесса, так как элементы оптической системы
микроскопа покрывались плотной пленкой конденсирующих паров
серебра. . . .
Серебро хорошо смачивает сталь в вакууме (6,65 МПа) при темпе-
ратуре нагрева 1373 К. Примеси воздуха и кислорода к аргону, как и
снижение разрежения воздуха, препятствуют процессу смачивания.
Смачиваемость стали расплавленным серебром определяется в основ-
ном наличием оксидов на поверхностях взаимодействия, температурой
металлов жидкой и твердой фаз и продолжительностью контакта жид-
кого металла с твердым.
Введение небольших добавок Си и Pd в серебро улучшает его сма-
чивающую способность, при этом с увеличением содержания Pd угол
смачивания уменьшается. Это объясняется тем, что Pd образует твер-
дые растворы с железом и серебром. Металлографические исследования
выявили образование прослойки между сталью и серебром, причем с
увеличением содержания Pd в расплаве толщина прослойки увеличива-
ется. При исследовании влияния времени контактирования жидкой и
твердой фаз на угол смачивания установлено, что последний зависит
( в определенных пределах) от времени контакта твердой и жидкой фаз,
а также от степени легирования расплава. Замена 10 % атомов Ag,
находящихся на поверхности раздела фаз, атомами Pd уменьшает по-
верхностное натяжение от_ж системы Fe — Ag на 30 %. Содержание
палладия в сплаве серебра свыше 10 % незначительно влияет на про-
цесс смачивания стали ВСтЗсп при температурах до 1373 К- Увеличе-
ние времени взаимодействия фаз уменьшает угол смачивания, особен-
но в первые 30 с.
Из щелочных металлов в качестве флюсующего компонента наи-
большее распространение получил литий, который вводится в припои
на основе серебра, меди и никеля. Ценность введения Li в припои уси-
ливается благодаря его сродству к кислороду, азоту, водороду и сере,
что способствует повышению характеристик припоев. Литий раство-
ряется в расплавах серебра, меди, палладия, алюминия, цинка, кад-
мия. С серебром и палладием Li образует твердые растворы. Неболь-
шие добавки Li к припоям являются поверхностно-активными,
способствуя снижению краевого угла смачивания при растекании на
сталях. При этом его добавка основное влияние оказывает на снижение
межфазной энергии в системе основной металл — расплавленный при-
пой. На уменьшение поверхностного натяжения припоя введение Li
оказывает незначительное влияние.
С применением метода покоящейся капли изучено взаимодействие
в системе серебро Ср 999,9 (жидкая фаза) — сталь СтЗ и сталь 10 (твер-
дая фаза), выбран состав сварочного флюса, обеспечивающий в аргоне
краевой угол смачивания менее 20° при температуре вза1 м эдействую-
щих фаз более 1273 К- В присутствии флюсов €> уменьшается при уве-
личении температуры и достигает величин, соответствующих условиям
вакуума 13,3—1,33 мПа. Компоненты флюса: 30—35 % тетрафторбо-
рата калия, 35—40 % криолита, 20—22 % NaF, 5—10 % КО, 1—
5 % Si. Работу адгезии рассчитывали по выражению
Wa = — Wr (Mpf’JV7’, (4.6)
где lFaA— удельная работа адгедзии, определяемая по формуле (1.6),
IFaA = ож_г (1 + cos 0) при ож_г = 0,898...0,923 Дж/м2; 5Ы —
160
П 1-636
161
площадь, занимаемая молем серебра, если его растянуть в моноатом-
ную пленку; М — мольная масса, М = 55,84 г/см3; р — мольная
плотность, р = 7,88 г/см3.
При взаимодействии серебра со сталью в присутствии флюса Wg =
= 44...46 кДж/моль. Это свидетельствует о том, что энергию, необхо-
димую для растекания серебра по стали, обеспечивают не физические, а
химические силы, возникающие на границе раздела. При этих же ус-
ловиях, но без флюса (Wa < 6 кДж/моль), на шлифах между серебром
и сталью обнаружены прослойки повышенной твердости. Прочность
сцепления со сталью серебра, наплавленного неплавящимся электро-
дом в аргоне, с применением флюса, оср = 100... 140 мПа, без флюса
оСр = 30...40 мПа. Сцепление серебра со сталью надежно при нагреве
соединения до 1073 К- Длительный нагрев при 873—1073 К приводит
к разупрочнению в результате того, что на границах раздела соедине-
ния и зерен наплавки протекают процессы избирательного окисления
неблагоприятных элементов. По-видимому, действие флюса проявля-
ется в растворении оксидных пленок стали, что способствует сближе-
нию поверхностей раздела на расстояние, соизмеримое с параметрами
кристаллической решетки.
Смачивание никеля серебром. Учитывая потенциальную примени-
мость сплавов системы Ag — Ni в виде экономичных тонких пленок,
изучали характеристики смачиваемости никелевых поверхностей се-
ребром [357]. Использовался метод лежащей капли. Методика иссле-
дования межфазной поверхности включала подготовку поперечных
осевых сечений капель по окончании эксперимента, анализ их на раст-
ровом электронном микроскопе и на рентгеновском анализаторе EDAX.
Опыты проводили на воздухе и в атмосфере очищенного гелия при
1243 К. На воздухе межфазная поверхность покрывается пленкой
NiO, и капля серебра образует контактный угол 90°. В атмосфере Не
серебро смачивает никель с контактным углом 9°. Обсужден вопрос о
влиянии реакций растворения на величину 0. Показано, что устойчи-
вый контактный угол 90° сохраняется до тех пор, пока величина по-
верхностной энергии серебра превышает поверхностную энергию NiO,
причем в этих условиях растворения Ag в NiO не обнаруживается.
В обоих случаях имеет место хорошая смачиваемость благодаря форми-
рованию равновесных композиций в межфазной зоне.
5. Поверхностные явления при сварке волокнистых
композиционных материалов
, В последние десятилетия большое внимание уделяется созданию
композиционных материалов (КМ), обладающих свойствами, которые
невозможно получить на традиционных металлах. Применение КМ
позволяет резко повысить прочность, жесткость, сопротивление удар-
ным нагрузкам, снизить массу многих конструкций, дает возможность
регулировать в широких пределах тепло- и электропроводность, маг-
нитные, ядерные и другие свойства [305]. Например, на транспортном
самолете-гиганте «Руслан» применено всего 5,5 т КМ, но они сберегли
15 т металла и позволяют уменьшить затраты топлива'да период э ;с-
162
плуатации на 18 тыс. т. Еще шире будут представлены КМ в создава-
емых сейчас самолетах ИЛ-96 и ТУ-204. В вертолете конструкторского
бюро им. Н. Камова на долю КМ приходится 53 % массы машины.
Благодаря им массу конструкции удалось снизить на 25—30 %, ресурс
машины увеличился в 2—3 раза, а трудоемкость ее изготовления стала
меньше в 1,5—3 раза.
К числу КМ принято относить сравнительно небольшую группу ма-
териалов — полимеры, металлы, керамику и углерод, армированные
волокнами, а также наполненные полимеры, дисперслоупрочненные
сплавы и псевдосплавы. В настоящей работе рассматриваются волок-
нистые композиционные материалы (ВКМ) на металлической основе.
Такой материал представляет собой матрицу, в которой в несколько
рядов расположены армирующие волокна, причем объемная доля по-
следних может достигать 50—60 %.
Компоненты КМ резко различаются по своим физическим свойст-
вам (тепло- и электропроводности, плотности и т. и.) и механическим
характеристикам (прочности, пластичности, ударной вязкости).
Различные виды сварки (диффузионная, взрывом, давлением), а
также комбинированные методы уже давно применяются для соедине-
ния КМ на металлической и других основах (алюминиевой, магниевой,
титановой и др.). Однако сведений о сварке готовых КМ между собой
в технической литературе мало. По-видимому, это связано с распро-
страненным мнением о необходимости конструирования КМ приме-
нительно к изделию, не прибегая к традиционным способам соедине-
ния. Вместе с тем при создании современных объектов новой техники
все чаще возникает необходимость применения как отдельных узлов,
изготовленных из КМ, так и соединения КМ между собой и с однород-
ными материалами (сталью, титаном, алюминием и др.). Для широкого
применения в конструкциях КМ проблемой является их свариваемость.
В материалах этого типа высокотемпературный сварочный нагрев мо-
жет вызвать не только потерю свойств исходного упрочненного волок-
нами материала, но и значительное охрупчивание сварных швов. По-
этому сейчас работы сосредоточены главным образом в области сварки
в твердой фазе. Применяется точечная, шовная, клинопрессовая,
диффузионная сварка, сварка давлением. В меньшей степени пока ис-
пользуют пайку и сварку плавлением. Разработка технологии сварки
плавлением композиционного волокнистого материала представляет
собой сложную научную и техническую задачу.
Изучение особенностей температурных полей при сварке ВКМ и
ВКМ с монометаллами и сопоставление их с критическими темпера-
турами разупрочнения однородных металлов и температурами образо-
вания хрупких интерметаллидов в КМ позволят решать вопросы, свя-
занные с выбором источника нагрева, схемы подвода тепла, примене-
нием специализированной теплоотводящей оснастки и т. д. Все это
потребовало создания расчетной модели процесса распространения теп-
ла в КМ.
Практическое изучение температурных полей при сварке КМ зат-
руднительно ввиду изменяющихся в широких пределах толщин и объ-
емных долей армирующих волокон. В связи с этим в Институте элек-
if>a
11*
тросварки им. Е. О. Патона АН УССР разработана расчетная модель
[248, 258] распространения тепла при сварке пластин из КМ и показа- '
на высокая степень сходимости расчетных и экспериментальных дан-
ных. Отличительной особенностью построенных моделей является спо-
соб введения средней температуры исходя из условий локального теп-
лового баланса. При этом использовались модель линейного подвиж-
ного источника и допущение постоянства теплофизических характерис-
тик составляющих композиции вне зависимости от роста температуры.
Температурные поля в КМ характеризуются неравномерностью в ».
продольном и поперечном направлениях. Порядок падения максималь-
ных температур в околошовной зоне при сварке КМ по всем направле- ;
ниям прямо пропорционален увеличению объемного содержания арми- ?
рующих волокон.
Изучение температурно-временных условий образования хрупких
интерметаллических соединений при сварке КМ марки КАС-1А (сис-
тема алюминиевый сплав — проволока 18Х15Н5АМЗ) [240] показало,
что критической температурой образования интерметаллидной про-
слойки толщиной свыше 10 мкм является 823 К. На основе разработан-
ных математических моделей распространения тепла при сварке КМ
и температурно-временных зависимостей роста хрупких интерметал-
лидов на границе армирующее волокно — алюминиевый сплав пост- ;е
роены расчетные номограммы, определяющие оптимальные области >
энергетических параметров сварки (величины погонных энергий) и со-
ответствующие им минимальные размеры зоны роста хрупких интер-
металлидов — зоны разупрочнения.
Построена также математическая модель распространения тепла
при сварке ВКМ с монометаллами. г
При сварке плавлением КМ возникают две задачи: необходимость
соединения вдоль расположения волокон и поперек волокон. Очевидно, >
что в первом случае можно при оптимальных режимах сварки достичь
лишь прочности матричного материала. Вторая задача значительно
сложнее: необходимо автономно соединить как волокна, так и матрич-
ный материал. Толщина волокон не превышает 0,15—0,3 мм. Волокна
изготавливают из высокопрочных сталей, бора, углерода, вольфрама и
других материалов. Сварка волокон из высокопрочных сталей сопро- j.
вождается их разупрочнением, сварка вольфрама и углерода затруд-
нена, а возможности соединения бора не изучены. Кроме того одновре-
менное соединение нескольких десятков (или сотен) волокон в КМ весь-
ма проблематично.
Соединением волокон между собой не заканчивается процесс свар-
ки КМ, необходимо сварить и материал матрицы. Здесь определяющи-
ми являются процессы смачивания и пропитки в процессе сварки меж- s
волокнистых расстояний. Однако процессы смачивания и растекания .
в условиях сварки разнородных металлов не изучены. Для этой цели
создана специальная установка и проведены эксперименты по опреде- »
лению влияния параметров режима сварки, среды, химического соста-
ва контактирующих металлов на смачиваемость и растекаемость по ме- >»
таллам и неметаллам, волокна из которых являются упрочнителями в t
КМ.
164
Смачиваемость оказывает существенное влияние на получение ка-
чественного сварного соединения при сварке плавлением КМ с непре-
рывными волокнами [134]. Это следует из того, что самопроизвольная
пропитка волокон расплавом металла возможна только в том случае,
если процесс пропитки сопровождается убылью свободной энергии ЛК
в системе волокнистый материал — расплав, т. е. если
ДК<0. (4.7)
Для изотермических условий и в случае пренебрежительно малых
изменений объема фаз убыль свободной энергии системы определяется
выражением
ЛК — а,—ГД5Т—г -р ож—ГД5Ж—г Н- от—жД^т—ж» (4.8)
где Д5Т_Г, Д5Ж_Г, Д£т_ж — изменение величин поверхностей на
границах раздела при движении расплава.
Поскольку при перемещении расплава площадь контакта на грани-
це расплава с газом изменяется мало, можно считать, что ЛКЖ_г = 0.
Кроме того, при пропитке волокон расплавом граница твердое тело —
газ заменяется границей твердое тело — расплав. В связи с этим
Д£т_г = Д£т_ж. Учитывая это, условие пропитки волокон компо-
зиционного материала расплавом металла запишется следующим об-
разом:
От-г — От-ж>0. (4.9)
С учетом уравнения Юнга условие самопроизвольной пропитки при-
мет вид
ож-г cos 6 > 0. (4.10)
Таким образом, и при сварке КМ возможность сварки плавлением
во многом определяется смачиваемостью волокон расплавленным ме-
таллом.
Рассмотрим теперь смачиваемость тех материалов, которые приме-
няются в качестве упрочнителей КМ. Из большого числа потенциаль-
ных упрочнителей КМ к настоящему времени промышленностью осво-
ены стальная проволока, борные, углеродные волокна, волокна из кар-
бида кремния и др.
Смачиваемость углеродных (графитовых) волокон, карбида кремния
в КМ. Выше отмечалось, что одной из главных проблем при производ-
стве и обработке ВКМ является обеспечение прочной связи на грани-
це раздела матрица — волокно. С этой целью необходимо знать зако-
номерность смачивания упрочняющего компонента матричным соста-
вом или этот процесс вести таким образом, чтобы смачивание было мак-
симальным (наилучшим), а прочность композиционного материала бы-
ла бы достаточно высокой.
Композиционные материалы на основе алюминия должны найти
довольно широкое применение при производстве различных изделий
вследствие относительно низкой плотности и стоимости.
Углерод, помимо основных кристаллических форм (алмаза и гра-
фита), способен образовывать более 2000 переходных, причем каждому
его состоянию соответствуют определенные физико-механические свой-
163
Рис 62. Температурная зависимость
смачиваемости между графитом и
алюминием:
1 — Т = 1373 К; 2 — Т = 1273 К; 3 —
Т = 1173 к.
растает, т. е. существует
ства. Это позволяет получать большое разнообразие углеродных воло-
кон, различающихся, в частности, по уровню своих механических ха-
рактеристик [240].
В зависимости от конкретных требований выпускаются либо высо-
копрочные (2500—3000 МПа), либо высокомодульные, но с более низ-
кой прочностью (около 2000 МПа) волокна. В последние годы получе-
ны углеродные волокна, имеющие одновременно высокие характерис-
тики прочности и жесткости. Углеродные волокна выпускаются в раз-
личных текстильных формах: в виде нитей, жгутов, кордных лент и др.
При изготовлении КМ с металлической, например алюминиевой,
матрицей для предотвращения химического взаимодействия и разуп-
рочнения волокон, а также для улучшения смачиваемости на их по-
верхность наносят барьерные покры-
тия.
В работе [330] изучали смачивае-
мость графита алюминием, а также
влияние на смачиваемость различных
элементов, введенных в алюминий в
количестве до 5 %. На рис. 62 показаны
этапы смачивания между графитом
и алюминием в диапазоне 1173—
1373 К- Как видно, смачиваемость в
этой паре вообще не наблюдалась пос-
ле выдержки в течение 60 мин при
1173 К- Однако при температуре выше
1273 К скорость смачивания воз-
индукционный период на начальном
этапе взаимодействия, когда смачивание графита алюминием не про-
исходит. Измерения показали, что введение в алюминий элемент; в
подгруппы IVa (Hf или Ti) и Va (V, Ni и Та) значительно улучшает
смачивание (рис. 63). Влияние элементов подгруппы Via (Мо и W) ме-
нее эффективно. Смачиваемость ухудшается в случае добавки Сг, что,
по-видимому, связано с тем, что по сравнению с элементами подгруп-
пы Via хром имеет небольшое сродство с графитом. С другой стороны,
смачиваемость возрастает за очень короткий промежуток времени при
введении в алюминий Mg. Эго происходит вследствие уменьшения по-
верхностного натяжения, при этом константа скорости реакции сма-
чивания не отличается от константы в случае чистого алюминия.
Анализируя полученные результаты, следует отметить, что во всех
случаях на начальном этапе смачивания существует инкубационный
период т. Этот эффект наблюдался и при изучении смачивания карбида
кремния SiC алюминием [363]. В работе [330] для определения периода
инкубации по скорости образования зародышей использовали формулу
1п[1/(1 - «)]=. А0(/-т)"+2, (4.11)
где k0 — постоянная скорости всей реакции; а — площадь покрытия
металлом по отношению ко всей площади графита; п — индекс зави-
симости между временем и скоростью зарождения зародышей. Если
п = 0 и скорость образования зародышей при смачивании постоянна
,166
с
и не зависит от времени, то скорость смачивания можно представить в
виде
In [1/(1 -а)] = k0(t — т)2. (4.12)
Расчет энергии активации с учетом этой формулы для сплавов всех
систем, включая чистый алюминий, дал 365—390 кДж/моль (разброс
значений объясняется введением различных легирующих элементов,
и он невелик). Энергия одинарной связи графита равна 348 кДж/моль.
Таким образом, можно ожидать, что даже на этапе смачивания между
графитом и алюминием или сплавом
алюминия существует диссоциация
углерода из графита.
В системе графит—А1 существует
корреляция между k0, т и свободной
энергией образования карбида леги-
рующего элемента, что объясняется
активностью каждого элемента в жид-
ком алюминии.
Таким образом, на начальном этапе
смачивания между графитом и алюми-
нием существует такой же инкуба-
ционный период, как и в системе SiC—
А1. Его продолжительность сокраща-
ется добавкой магния или элементов
подгрупп Via и Va.
В работе!48] изучено влияние оса-
жденного никеля на характеристики
смачивания жидким алюминием гра-
фита. Последний, как известно, при-
меняется в качестве упрочнителя в КМ
на алюминиевой основе. С целью
улучшения смачиваемости алюминием
поверхности графита осуществляются
такие способы предварительной обработки КМ, как нанесение метал-
лических покрытий, например из никеля и меди, модификация по-
верхности с помощью термообработки графита и добавка з жидкую
ванну элементов, улучшающих смачивание. Однако механизм смачива-
ния в этих случаях мало исследован и неясен.
Влияние полного осаждения Ni толщиной 0,05—25 мкм на графите
и добавления 1—4 % Ni к алюминию на смачиваемость графита жид-
ким алюминием определялось методом лежащей капли в вакууме по-
рядка 2 • 10~3 Па при 973—1273 К. После того как образцы из А1 или
сплава А1 — Ni и подложка из графита достигали определенной тем-
пературы, расплав из графитового цилиндра выдавливался с помощью
графитового же поршня, и таким образом на подложку помещалась кап-
ля массой 0,5—1 г. Сразу же после этого в течение 1 ч форма капли фо-
тографировалась. Кроме того, часть образцов выдерживали при 973,
1073 и 1173 К в течение 30 и 300 с. После этого разъемная пресс-форма
раскрывалась, а образцы охлаждались со скоростью 2°С/с.
Рис. 63. Зависимость смачиваемос-
ти между графитом и алюминием
при 1273 К от массового содержа-
ния титана и гафния (а), ванадия,
ниобия и тантала (б). Штриховая
кривая — чистый алюминий.
167
В качестве подложки в твердом состоянии использовали специаль-
ный высокой чистоты графит (99,85 % С, зольность 0,05 %, объемная
удельная масса 1,76; пористость 0,16 %) и чистый никель (99,9 %)
после холодной прокатки и отжига. Размер образцов 30 X 30 X 3 мм,
их лицевая поверхность полировалась, после ультразвуковой очистки
образцы подвергались вакуумному отжигу (давление 1 МПа, темпера-
тура 1173—1273 К, время 30 мин). Использовались также графитовые
подложки с нанесенным полным осаждением никелем. Полное осажде-
Рис. 64. Временная зависимость угла смачивания для жидкого алюминия на гра-
фите, графита с покрытием из никеля и никелевой подложки при 1073 К.
Рис. 65. Зависимость угла смачивания от температуры для жидкого алюминия и
сплавов алюминий — никель на графите при времени смачивания 300 с (светлые
значки) и 3,6 кс (темные значки):
/ — 0 % Ni; 2 — Ю % Ni; 3 — 39 % Ni; -4, 5, 6 — данные соответственно Н. Эстатонуму-*
са, С Кохары и М. Г. Николаса с соавт. Штрихпунктирная кривая — данные Н. Морт и
соавт.
ние осуществлялось в атмосфере аргона (при давлении 0,5 Па) с помо-
щью электронно-лучевой пушки со скоростью (0,3...1) X 10—2 мм/с.
Осаждение осуществлялось при напряжении 2,5 кВ. На рис. 64 пред-
ставлены результаты экспериментов.
Как следует из рис. 65, на котором представлена зависимость кра-
евого угла смачивания алюминиевых и алюминиево-никелевых рас-
плавов (капель) на графитовой подложке от температуры, при темпера-
туре ниже 1073 К краевой угол почти не зависит от времени и темпера-
туры. Однако если температура превышает 1100 К, угол смачивания
уменьшается по мере увеличения температуры, причем степень этого
уменьшения становится все более очевидной с течением времени. Кра-
евой угол смачивания сплавов Al — Ni идентичен таковому для чисто-
го алюминия, т. е. влияние добавок никеля не выявлено (не просмат-
168
Рис. 66. Зависимость толщины покрытия
никелем от угла смачивания для жидкого-
алюминия на графите с покрытием из ни-
келя при 973 (/), 1073 (2) и 1173 (3) К
и времени смачивания 300 с (светлые
значки) и 3,6 кс (темные значки).
ривается). Штриховой линией на рис. 65 показаны результаты измере-
ния 0 в атмосфере водорода при пониженном давлении, когда масса
капли небольшая (0,2—0,3 г). Как видно, различие несущественное.
Следует отметить, что по мере увеличения температуры на величину &
влияет зарождение карбидов алюминия на поверхности раздела между
жидким алюминием и графитом (на межфазной границе). Именно этим
можно объяснить различие величины 0 при времени контакта 300 и
3600 с, если температура превышает 1100 К.
Таким образом, угол смачивания между жидким алюминием и гра-
фитом практически не изменяется при добавлении 4 % Ni к алюминию
и уменьшается с повышением
температуры.
Изучалась смачиваемость жид-
ким алюминием никелированно-
го графита. На рис. 66 показано
изменение краевого угла 0 как
на свободном графите, так и на
покрытом полным осаждением
никеля при 1073 К, а также на
никелевой подложке. Если тол-
щина нанесенного Ni не превы-
шает 1 мкм, краевой угол смачи-
вания практически не изменяет-
ся со временем, достигнув пер-
воначально определенной вели-
чины (не более 60°). При боль-
шой толщине полного покрытия
(4—25 мкм) спустя 300 с вели-
чина 0 начинает уменьшаться.
Это же явление наблюдается при
973 и 1173 К-
При толщине покрытий до
0,5 мкм краевой угол 0 близок
к величинам, свойственным при
смачивании графитовой подлож-
ки. По мере возрастания температуры 0 уменьшается. Что касается
различия в кривых при выдержках 300 и 3600 с, то она значительна
лишь при 1173К, когда реакция взаимодействия между алюминием-
и графитом развивается в течение длительного времени.
Если толщина покрытия превышает 1 мкм, то краевой угол 0 резко
падает ниже 30° при любой температуре. Интересно отметить, что если
толщина никелевого покрытия 0,1—1 мкм, то угол смачивания обна-
руживает тенденцию к увеличению с повышением температуры. Уста-
новлено, что эта аномальная температурная зависимость на подложках
с никелевым покрытием обусловлена изменением структуры слоя нике-
левого покрытия при изменении температуры. При высоких темпера-
турах Ni, осажденный на подложке, коагулирует с образованием в
покрытии множества пор, при этом степень смачиваемости можно объ-
яснить с помощью уравнения Касси для сложной (композитной!»
16#
поверхности никеля и графита
COS 0С = Ao cos 0G + ^Ni cos 0Ni, (4.13)
где 0G, 0ni — краевые углы для области наличия пор никеля; Аа,
Лм — процент площади, занимаемой соответственно порами и никелем.
Таким образом, увеличение краевого угла смачивания при повыше-
нии температуры связано с когезией и огрублением кристаллических
частиц никеля, осажденных на графитовую подложку, увеличением
пор в слое никеля или увеличением площади, занимаемой дефектами,
а также неоднородностью поверхности подложки и уменьшением про-
цента эффективной площади, занимаемой никелем.
Рис. 67. Схема распространения капли алюминия на графитовой подложке с
покрытием из никеля (а) и изображение кажущегося и истинного углов сма-
чивания для капли на подложке из чистого никеля (б).
Рассмотрим факторы, влияющие на краевой угол смачивания,'в
случае применения подложек из чистого никеля (толщиной 4 и 25 мкм)
и слоя никеля толщиной более 1 мкм.
Изучение краев капель на шлифах после резкого охлаждения в те-
чение 300 с (жидкий алюминий падал в виде капель при 973 К на гра-
фитовую подложку с никелевым покрытием толщиной 25 мкм) и рент-
геноспектральный анализ показали, что на межфазной границе обра-
зуется реакционный слой, состоящий из Ni2Al8 и NiAl3, а капля
содержит эвтектоиды А1 -ф NiAls и небольшие кристаллы NiAl3. В цен-
тральной части капли реакционный . л ,й и слой никеля отсутствуют,
капля состоит из эвтектоидов и кристаллов NiAl3, т. е. никель диффун-
дирует в каплю. Диаметр такой капли составляет около 20 мм, на ее
торце наблюдается реакционный слой в виде кольца шириной около
200 мкм.
Авторами [48] предложена следующая схема взаимодействия в обо-
их случаях (рис. 67). При контакте капли жидкого алюминия со сло-
ем никеля, нанесенного на графитовую подложку, на межфазной гра-
нице Ni и А1 образуется реакционный слой (рис. 67, а). В тот момент,
когда завершается контактный процесс, происходит очень быстрое
растворение слоя никеля. В дальнейшем наличие реакционного слоя
и его толщина зависят от продолжительности контакта. На рис. 67, а
поверхность раздела твердожидкой фазы обозначена А — В. Действи-
J70
F тельный краевой угол смачивания при этом равен Сразу после
процесса контакта смачивание происходит следующим образом: вслед-
ствие очень быстрого растворения слоя Ni в А1 поверхность раздела
А — В смещается влево, затем по мере увеличения концентрации Ni
в А1 скорость растворения никеля уменьшается и процесс смачивания
становится поэтапным, снова начинается растворение Ni в А1.
В случае смачивания алюминием подложки из чистого никеля боль-
шое количество Ni растворяется в А1, так как на никелированных под-
ложках толщина слоя Ni не регулируется. При этом количество рас-
творенного Ni очень быстро достигает концентрации насыщения.
Вследствие этого на краях жидких капель идет довольно быстрый рост
реакционного слоя. Последний растет вдоль сторон капли вверх по по-
верхности подложки и через некоторое время достигает значительной
толщины. Из рис. 67, б показана схема роста такого реакционного слоя
и краевого угла. Видно, что по мере развития процесса смачивания ре-
акционный слой утолщается, а 0С приближается к нулю. Несмотря i а
довольно большую величину измеренного краевого угла 0, дальней-
шее развитие смачивания прекращается, поэтому никелированные ма-
териалы почти не смачиваются.
Смачиваемость между упрочняющими компонентами и металличе-
ской матрицей при создании КМ оценивается по величине краевого уг-
ла смачивания застывшей капли и по прочности на растяжение само-
го компонента. Оценка, как известно, выполняется методом лежащей
капли. Однако при использовании данного метода очень трудно уста-
новить нормальную смачиваемость вследствие влияния на прочность
при растяжении газообразной атмосферы и режима изготовления КМ.
С учетом сказанного авторы работы [363] установили, что смачивае-
мость можно оценивать по состоянию адгезии между поверхностью кар-
бида кремния и алюминием, погружая SiC в расплавленный алюминий
или его сплавы. Изучалось смачивание между сплавами алюминия
(А1 + 5 % Cr, А1 + 4,8 % Mo, А1 + 4 % W (по массе)) при 1273 К.
Во всех случаях в начальный период смачиваемости вообще не было,
спустя некоторое время она появлялась, а затем резко достигала 100 %,
т. е. степень смоченной поверхности а = 1. Этот период задержки, или
период инкубации т, проявляется в том случае, когда из-за реакции на
поверхности раздела зарождаются и растут центры кристаллизации.
Согласно данным [363], начальный период смачивания (период инку-
бации) сокращается на 1/4—2/5 при введении в расплав хрома, молиб-
дена и вольфрама. При добавке молибдена и вольфрама возрастает ско-
рость смачивания. В исследованных системах хром имеет склонность
к образованию карбидов. Хотя введение хрома и обеспечивает короткий
инкубационный период, однако увеличение скорости смачивания при
его добавке небольшое. При введении молибдена в расплавленный алю-
миний карбиды молибдена не образуются, но появляется интерметал-
лид МоА112. При взаимодействии с вольфрамом, находящимся в рас-
плавленном алюминии, на волокнах SiC наблюдаются островковые
выделения интерметаллида WAll2.
При исследовании влияния элементов подгруппы Va (V, Nb, Та),
введенных в алюминий, на смачиваемость SiC установлено, что инку-
171
бационный период более короткий, а скорость смачивания возрас-
тает. Однако ванадий и тантал образуют кагбиды на поверхности
раздела. Результаты микрорентгеноспектрального анализа поверх-
ностных слоев при наличии расплава алюминия с 4,8 % Та показали,
что этот слой обогащен танталом и углеродом, а слои алюминия и
кремния обогащены слабо. Таким образом, в системах сплавов, со-
держащих элементы, легко образующие карбиды на поверхности SiC,
инкубационный период смачивания короткий, а скорость смачивания
высокая.
Рассчитанная энергия активации для системы А1—V составила
327 кДж/моль (для чистого алюминия 330 кДж/моль).
При изучении влияния элементов подгруппы IVa (Ti, Zr, Hf) с
устойчивой тенденцией к образованию карбидов, как и элементы под-
группы Va, установлено, что все элементы подгруппы IVa повышают
смачиваемость между SiC и алюминием. Массовое содержание леги-
рующих элементов в расплаве алюминия не превышало 5 %. По
мере подъема температуры инкубационный период сокращается, а
скорость смачивания возрастает. Влияние температуры на смачивае-
мость сплавами А1—Ti и Al—Zr оценивалось в диапазоне 1273—1373 К-
Подсчитанная на основании эксперимента энергия активации для
системы А1—Ti составила 335 кДж/моль, а для системы А1—Zr —
327 кДж/моль. Сравнение с теми же параметрами для чистого алю-
миния и системы А1—V показывает, что для всех легирующих элемен-
тов значения почти одинаковые. Кроме того, это соответствует энергии
одинарной связи Si—С. Поэтому, если по этим величинам определять
этапы смачивания, можно утверждать, что реакция смачивания ле-
гированными расплавами А1 на поверхности SiC представляет собой
химическую реакцию на поверхности раздела, сопровождающуюся
физическими превращениями. В результате реакции между жидким
металлом и SiC происходит образование диссоциированного кремния
вследствие разложения SiC.
В результате реакции графита с алюминием образуется хрупкое
соединение А14С{ и наблюдается явление гидролиза. Чтобы предот-
вратить образование этого соединения, на графитовые волокна на-
носят никель. В результате прочность соединения повышается. Сооб-
щается о получении достаточно высокой прочности сцепления мат-
рицы с волокном при покрытии графитовых волокон медью. Авторы
работы [3631 указывают на повышение прочности сцепления (адге-
зии) между графитом и алюминием благодаря напылению Ni, Fe, Сг,
сплавов алюминия -4- 5 % Si и А1 + 5 % Mg (по массе) на графито-
вые волокна. Отмечена хорошая смачиваемость графита, если он
предварительно покрывался TiC.
Смачивание стали ВНС-9 расплавами алюминия в условиях ду-
говой сварки. Стальная или любая металлическая проволока, исполь-
зуемая в качестве упрочнителя, существенно отличается от хрупких
борных, углеродных и других волокон пластичностью. Это позво-
ляет использовать для изготовления КМ со стальной проволокой про-
катку, динамическое прессование и другие процессы. Кроме того,
стальная проволока — самый дешевый и технологичный упрочнитель,
172
не содержащий дефицитных компонентов и хорошо освоенный про-
мышленностью [240].
Для армирования используется, как правило, проволока диамет-
ром около 0,15 мм, хотя в ряде случаев целесообразно применять
проволоку других диаметров. В нашей стране специально для этих
целей разработана высокопрочная проволока из нержавеющей стали
18Х15Н5АМЗ (ВНС-9) прочностью 3200—5000 МПа в зависимости
от диаметра. Прочность проволоки сохраняется и после длительного
(более 100 ч) нагрева при 673—773 К 156]. Смачиваемость стали ВНС-9
расплавами чистого алюминия и сплава АК5 исследовалась в аргоне
в зависимости от величины сварочного тока, массы капли расплава,
флюса, температуры подложки, полярности и других факторов.
В качестве подложки использовались отшлифованные пластинки раз-
мерами 30 X 30 X 3 мм. Непосредственно перед опытом пластинки
протирали спиртом для обезжиривания поверхности. В качестве
защитного газа использовали аргон, прошедший очистку от кисло-
рода и влаги. Расход газа составлял 1 л/мин, вакуум —
10“2 мм рт. ст.
В опытах навески А1 или его сплава помещали на стальную под-
ложку, нагретую до 923—943 К проходящим током, который отк ю-
чался в момент зажигания дуги. Непосредственно в навеску металла
снизу через отверстие в подложке вводился горячий спай термопары.
При изучении влияния величины переменного сварочного тока
на смачиваемость стали ток изменялся от 10 до 75 А, при этом мас-
са навески для чистого алюминия составляла 118 мг, а для сплава
АК5 — НО мг.
С увеличением тока интенсифицируется действие дуги на каплю
расплавленного алюминия (рис. 68, а), причем введение Si в расплав
способствует лучшей смачиваемости [257]. Этот эффект особенно
ощутим при малых значениях тока (10—30 А). В обоих случаях кап-
ля растекается (0 < 50°) практически в первые секунды сварки.
Уменьшение краевого угла смачивания в зависимости от массы
навески (при неизменном сварочном токе /св = 30 А) носит не столь
резкий характер, как в первом случае (рис. 68, б). Капля растекает-
ся более длительное время, хотя введение Si в расплав и в этом слу-
чае оказывает благоприятное действие на смачиваемость стали.
Влияние времени воздействия дуги на расплавленный металл,
сварочного тока и массы капли на краевой угол смачивания довольно
хорошо описывается формулой
6 = 2,8тк ( 0,9 -g- - 0,1)Т“‘(-^р + Зт, (4.14)
которая справедлива для 0 < т 4 с, 40 мг тк <2 60 мг, 30 А
5^ /Св 50 А. Аналогичная зависимость во всем диапазоне изменения
всех параметров режима может быть аппроксимирована лишь весь-
ма сложными уравнениями, содержащими ряд констант, нахождение
которых, как и подбор самих уравнений, требует весьма громоздких
операций. Приведенная формула достаточно технологична и может
быть использована при выборе режимов сварки.
J73
Рис. 68. Зависимость краевого угла смачивания стали ВНС-9 алюминием (а)
и сплавом АК5 (б) от сварочного тока:
/ — 7ГВ = 10 А: 2 — = 30 А: .3 — = 45 А: 1 — 1сп — 75 А.
vJtl Ct? СВ VH
Так! м образом, увеличение сварочного тока и уменьшение массы
навески способствуют улучшению смачиваемости стали ВНС-9. Уста-
новлено, что повышение температуры подложки от 973 до 1273 К не
оказывает заметного влияния на смачиваемость указанной марки
стали алюминиевыми расплавами. Хотя под воздействием дуги тем-
пература расплава при любой массе капель возрастает до 1273—1473 К,
по-видимому, основной причиной улучшения смачиваемости и в этом
случае является удаление оксидной пленки под действием дуги [352].
Поэтому при увеличении массы капли, сопровождающейся ростом ее
поверхности, требуется больше времени (при неизменном токе) для
удаления оксидной пленки. Последнее ухудшает смачиваемость ста-
ли алюминиевыми расплавами. Действие Si сказывается в гониже-
нии поверхностного натяжения расплава АК.5.
Таким образом, достаточное растекание и смачивание поверхнос-
ти стали алюминием возможны лишь при удалении оксидной пленки
с поверхности алюминия или алюминиевого сплава. Этого можно до-
биться применением, например, флюса АФ-4А. Исследования пока-
зали, что при отсутствии флюса алюминий и сплав АК5 не смачивают
поверхность стальной подложки. В этом случае краевые углы смачи-
174
8,град
Рис. 69. Временная зависимость
краевого угла смачивания стали
ВНС-9 расплавсм алюминия при
использовании дуги косвенного
действия:
1 — Т = 1033 К, /св = 60 А, Т =
= 4 с;П2 — Т = 1123 к, /св = 60ДА,
т = 2,3 с; 3 — Тп = 1078 К, /св =
=160 А, т = 1 с; 4 — Тп = 1123 К,
Ав = 75 А- тд = 0.6 с.
вания составляют 120—146°, причем повышение температуры от 973
до 1273 К не влияет на эти значения. Только при длительном контак-
те алюминиевого расплава с подложкой (примерно 10—15 мин) на-
блюдается изменение 0, причиной которого является взаимодействие
расплава с подложкой. Нанесение небольшого количества флюса
(3—8 мг) на проволоку улучшает смачиваемость стальной подложки
расплавами алюминия и сплава АК5. С учетом этого проведены опы-
ты по сварке: количество флюса изменялось незначительно (5—7 мг),
температура подложки во всех слу-
чаях оставалась неизменной и равной
923 К- Увеличение сварочного тока с
20 до 95 А (следовательно, и осевого
давления дуги) приводит к резкому
уменьшению краевого угла смачива-
ния, особенно в первые 3—5 с.
Влияние массы капли на измене-
ние краевого угла смачивания выра-
жено не столь отчетливо, решающим
фактором в этом случае, по-видимо-
му, является присутствие флюса. При
этом влияние дуги на процесс растека-
ния оказывается более эффективным,
чем влияние массы капли (действие
сил тяжести), так как в последнем
случае решающим оказывается меха-
низм очистки поверхности капли от
оксидной пленки. Таким образом, под
влиянием дуги прямого действия улуч-
шается смачиваемость стали ВНС-9 рас-
плавами алюминия и алюминиево-крем-
ниевого сплава АК.5. Однако в этом слу-
чае происходит разогрев стальной под-
ложки до 1200—1500 К, что способству-
ет образованию интерметаллидов и сни-
жает механические свойства сварного
соединения. Перегрева стальной под-
ложки можно избежать, если исполь-
зовать при сварке дугу косвенного действия, однако в настоящее
время нет данных о смачиваемости стали расплавом алюминия для
этого случая.
Поэтому исследовалась смачиваемость стали ВНС-9 расплавом
алюминия при расплавлении алюминиевой проволки (dnp = 1,2 мм)
марки А99 дугой косвенного действия [491. Применялись две схемы
расплавления электродной проволоки. По первой дуга горела между
алюминиевой проволокой, подаваемой автоматически вертикально
вниз, и вольфрамовым электродом, расположенным под углом 45° и
закрепленным в цанге, использовался переменный ток. Во втором
случае неплавящимся электродом являлось медное кольцо, охваты-
вающее алюминиевую проволоку, процесс велся на постоянном токе.
175
е,град
120
100
ВО
40
го
яри этом электродная проволока являлась катодом. Все эксперимен-
ты проводились в устройстве, конструкция которого описана в гл. 3.
В качестве газовой среды использовался аргон.
Результаты измерений краевого угла смачивания стали ВНС-9
расплавом алюминия во времени в зависимости от температуры под-
ложки Т„, тока сварки /св и времени воздействия дуги на каплю
алюминия тд приведены на рис. 69. Изменение температуры подлож-
ки с 1033 до 1123 К существенно не сказывалось на величине крае-
вого угла, который составлял 50—60°. Увеличение тока с 60 до 75 А
также не давало эффекта.
Результаты исследований свидете-
льствуют о том, что при проведении
опытов по первой схеме смачиваемость
стальной подложки в основном зави-
сит от времени тд, которое изменяется
путем изменения скорости подачи про-
волоки. Чем больше величина тд, тем
лучше растекается капля алюминиево-
го расплава по поверхности стальной
пластины (см рис. 69). По-видимому,
это связано с более полным удалением
оксидной пленки с поверхности капли
алюминия при увеличении тд. Однако
поскольку величина тд во всех опытах
невелика, значение угла 6 остается
довольно большим. Такая же картина
наблюдается и при проведении экспе-
риментов по второй схеме. В этом слу-
чае значения 0 остаются высокими.
Необходимо отметить, что при этом
велика и масса капли (250—320 мг).
Улучшить растекание расплава алюминия по стальной поверх-
,ности можно нанесением флюса на проволоку (рис. 70). При одинако-
вой температуре подложки (1023 К) и величине тока (20 А) введение
флюса в количестве 7—19,8 мг резко снижает краевой угол примерно
до 20°. При этом достаточно, чтобы масса тф наносимого флюса А-4А
составляла 4—8 % массы электродной проволоки. В этом случае сма-
чиваемость хорошая, существенного перегрева стальной пластины
не наблюдается. Обычно температура подложки достигает 1023 К, и
ее легко регулировать, изменяя расстояние от электродов до плас-
тины.
Как и при сварке дугой прямого действия, увеличение тока свар-
ки, предварительного подогрева подложки улучшает смачиваемость
,последней расплавом алюминия. Следует отметить, что нанесение
флюса на поверхность алюминиевой проволоки приводит к снижению
массы электродных капель. Так, без применения флюса при 1СБ =»
,= 50 А тк = 263 мг, а при том же значении тока, но при нанесении
5 мг флюса тк = 149 мг. Последнее, по-видимому, объясняется тем,
что межфазное натяжение на границе расплавления А1 — шлак мень-
0 5 10 15 го 1,с
Рис. 70. Влияние массы флюса на
изменение краевого угла смачива-
ния:
Л — = 19,8 мг; 2 — тф — 11,4 мг;
3 — т, = 7 мг.
Ф
176
ше, чем поверхностное натяжение, а также тем, что в металл может
перейти некоторое количество Na из флюса, который является по-
верхностно-активным элементом в алюминии 1145].
В результате исследований на установке по изучению смачивае-
мости стали ВНС-9 жидким алюминиевым сплавом получено, что для
обеспечения гарантированного смачивания армирующих волокон
жидким алюминиевым сплавом 9 <; 20° в качестве последнего необ-
ходимо выбирать сплав АК5 и наносить его на армирующие волокна
в виде расплава, используя для этого сварочную дугу косвенного
действия.
Смачиваемость при сварке
других упрочнителей КМ. По-
скольку взаимодействовать (сва-
риваться) с алюминием могут
также волокна в КМ, состоящие
из металлов и неметаллов, иссле-
довалась смачиваемость армко-
железа, сталей СтЗ, 45, 10 и чу-
гуна, а также В, Nb, Ti, Zr, W
расплавом алюминия под дейст-
вием дугового разряда. Смачи-
ваемость высоколегированной
стали ВНС-9 (18Х15Н5АМЗ), во-
локна которой являются упроч-
нителем в композиционном мате-
риале КАС-1А, описана выше.
Исследования проводили на
установке и по методике, описан-
ным в параграфе 2 гл. 3. Темпе-
патура предварительного подо-
грева подложки во всех опытах
(2) и армко-железа (3) расплавом алюми-
ния (тк — 170 мг, /св = 75 А, Т ~
== 933 К).
была постоянной и составляла 933—953 К- При исследовании сма-
чивания углеродистых сталей и чугуна установлено (рис.71), что
на величину контактного угла смачивания влияет материал под-
ложки. Определено, что скорость роста и строение зоны интер-
металлической фазы в значительной мере зависят от состава и струк-
туры твердого металла. При взаимодействии алюминия с армко-
железом образуется диффузионный слой с глубокими выступами
внутрь стали. При применении СтЗ и стали 45 высота выступов умень-
шается. На стали У10 образуется сравнительно ровный диффузион-
ный слой с небольшими выступами, растущими внутрь алюминия.
Диффузионный слой, образующийся при взаимодействии алюминия
с чугуном, имеет меньшую толщину. Характер взаимодействия, а
следовательно, смачиваемость и растекание алюминия в этом случае
связаны с содержанием углерода в твердом металле [145]. Раствори-
мость углерода в жидком алюминии мала, ее оценивают величиной
менее 0,05 % (по массе) при 1573—1773 К, однако имеется большая
тенденция к образованию карбида А14С3 (по другим данным — А13С)
1298]. В соответствии с данными работы [174], в этом случае карбид-
12 1-635
177
ная фаза растет в направлении металлического расплава от началь-
ной межфазной границы. Такое взаимодействие осуществляется в
.системах с участием в качестве одного из компонентов расплава пе-
реходных металлов или других элементов, образующих прочие кар-
биды с углеродом (например, Si, Al, В). Наблюдается интенсивное
смачивание (см. рис. 71), но без разъедания их поверхности вследствие
предохранения ее карбидным слоем.
6,град
Рис. 72. Временная зависимость контактного угла смачивания бора
расплавом алюминия:
а — влияние тока = 125 мг): / — 1СВ = 45 А; 2 — /св = 30 А; 3 —
/св =10 А; б — влияние массы: I — 7СВ = 45 А, тк — 125 мг; 2 — 1СВ =
= 45 А, тк = 258 мг: 3 — 7СВ = 10 А, тк = 125 мг: 4 — /св = 10 А,
Рис. 73. Временная зависимость контактного угла смачивания ниобия
расплавом алюминия:
а — влияние массы (7СВ = 75 А)1 1 — тк — 250 кп 2 — — 180 мг; 3 — т* -=
= 125 мг; 6 — влияние тока (жм = 128 мг): 1 — /е, = 10 А; 2 — /ст = 45 А; 3 —
/„ = 76 А.
Ж U
ГВ промышленности находят применение композиционные мате-
риалы ВКА-1, ВКА-2, ВКМ-1 (системы А1—В и Mg—В), в которых
армирующими наполнителями являются волокна бора. Последние
получают разложением галогенных соединений бора на нагретой
(обычно вольфрамовой) нити при 1273—1523 К. Выпускаются во-
локна трех диаметров: 100, 140 и 200 мкм. Усовершенствованием тех-
нологического процесса среднюю прочность волокон бора диаметром
100 мкм можно довести до 4600 МПа, а на некоторых партиях мак-
симальная прочность составляет 8460 МПа.
Рис. 74. Временная зависимость контактного угла смачивания циркония
(тк — 118 мг, 7СВ = 30 А) и вольфрама (тк = 170 мг) расплавом алюминия:
7 — 7СВ = 30 А; 2 — /св = 45 А; 3 — /св = 75 А; 4 — /св = 10 А).
Опыты по смачиванию пластинок бора алюминием в процессе
сварки [2731 проводили при времени контакта, не превышающем 10 с.
так как установлено, что при длительности контакта этой пары ма-
териалов выше 5 с прочность волокон не превышает 0,76 исходной
[62]. Частичное снижение прочности объясняют химическим взаи-
модействием волокон бора с жидким алюминием и образованием хруп-
ких боридов алюминия.
Установлено, что как и при смачивании стали ВНС-9, контактный
угол смачивания снижается с ростом /Св (рис. 72, о) и уменьшением
тк (рис. 72, б).
Не обнаружено каких-либо кислородсодержащих фаз на поверх-
ности. Контакт с жидким алюминием обеспечивает нагрев поверх-
ности пластинки из бора до температуры расплава, которая значи-
тельно выше температуры плавления оксида бора В2О3 (723 К). Рас-
плавление последнего способствует хорошему растеканию алюми-
ния, о чем свидетельствуют малые (0 < 20°) краевые углы смачива-
ния.
Аналогичные зависимости изменения во времени контактного
угла смачивания от величин /св и тк получены для пары Ni—Al (рис.
73) и сплава Zr—2 % Nb с алюминием (рис. 74, а). Существенное
влияние материала подложки хорошо видно при сравнении данных
12!
179
по смачиваемости алюминием Ti (рис. 75, а) и W (рис. 74, б). При
одних и тех же условиях опыта лучше всего смачиваются подложки
из Ti, хуже всего — из W.
Поскольку в исследуемых системах происходит химическое взаи-
модействие между подложкой и алюминиевым расплавом, о чем сви-
детельствуют данные металлографических исследований, процесс
изменения угла 6 зависит от интенсивности физико-химических про-
цессов, протекающих на межфазных границах. С этими процессами
связано прежде всего изменение величин ож_г и от_ж, которое приве-
дет к изменению угла 0.
Рис. 75. Временная зависимость контактного угла смачивания титана рас-
плавом алюминия (тк = 170 мг):
а — под воздействием дугового разряда: / — /св =10 А; 2 — /св == 30 А; 3 — /св =
= 45 А; б — без воздействия дугового ря?ряда: / — т ~ 190 мг; 2 — == 392 мг;
3 — тк = 95 мг.
Анализ изменения поверхностных энергий в процессе смачива-
ния твердых подложек расплавом алюминия свидетельствует о том,
что существенный вклад в этот процесс вносит изменение величины
межфазной энергии на границе твердое тело — расплав. При незна-
чительных отклонениях системы от состояния равновесия изменение
величины пропорционально разности химических потенциалов ком-
понентов [1141, т. е. Аот_ж = Л4Др, где М — коэффициент пропор-
циональности. Согласно данным [172], изменение от__ж тем больше, чем
больше максимальная работа химической реакции на межфазной
границе. Уменьшение от_ж вследствие массопереноса происходит до
тех пор, пока не образуется промежуточный слой, который приводит
к новому соотношению поверхностных энергий на межфазных гра-
ницах.
В табл. 11 приведены значения теплоты образования ряда алю-
минидов из последних литературных данных. Видно, что эти значе-
180
Таблица 11. Теплота образования ряда алюминидов
Соединение
АН, кДж/моль
Соединение
АН. кДж/моль
Ti3Al — 100,48+4,19 Zr5Al3 —3t2,21
TiAl —73,27+2,51 CoAl —110,53±8,37
TiAl3 — 108,86+ 4,19 Co2A15 —293,1+20,93
TiAl3 — 142,35+4,19 CoA14 — 161,19+12,56
Ni3Al —153,24±8,37 Nb0.94A*0,04 —43,46+8,79
NiAl — 118,49+5,02 0.91^*0,01 —99,73+2,01
Ni,Al3 —282,61+16,75 NI:)0,83A,0.17 — 139,25+2,76
NiAl3 — 150,72+8,37 ^Ьо.6^^0,2 —151,14±3,27
ZrAl3 — 163,12 Nbo,66A*O,34 —192,34±2,09
ZrAl2 - 137,58 Nk 0.62^*0,38 —203,19+4,73
ZrAl2 — 133,98+10,47 Nb0.23A*0,75 —294,92+7,75
—234,97 A1B2 —66,99± 10,47
ZrAl —89,43 AIBj, —200,97± 12,56
Zr5Al4 —392,55 9A1,O.s-2B2O3 — 102,58 + 22,19
Zr3Al2 —204,23 AI4B2O9 —69,5+5,02
ния мало отличаются друг от друга, что обусловливает близкие тол-
щины образующихся интерметаллических прослоек.
Однако при контакте с алюминиевым расплавом смачиваемость
во многом определяется удалением оксидной пленки с поверхности
алюминиевого расплава [274]. Удаление оксидной пленки зависит не
только от воздействия дуги, но и от химического сродства материала
подложки к кислороду. Очевидно, именно по этой причине несколько
улучшается смачиваемость при введении в металл углерода, а также
при использовании в качестве подложки титана, причем титан хоро-
шо смачивается алюминиевым расплавом (рис. 75, б) и без воздействия
дугового разряда.
6. Влияние слоя волокон на процессы растекания
и смачивания при сварке композиционных материалов
Процессы смачивания и растекания достаточно сложны при свар-
ке гомогенных материалов. Еще более они усложняются при сварке
ВКМ, когда растекание жидкой фазы происходит по ансамблю во-
локон. При этом необходимо решить две основные задачи: обеспечение
необходимого растекания жидкой алюминиевой фазы и получения
шва заданной фо мы и размеров; обеспечение полной пропитки слоев
стальных волокон для исключения несплошностей между ними.
В связи с этим возникает необходимость детального изучения про-
цессов межфазного взаимодействия с учетом искажений, вносимых
наличием волокон [22, 260].
Рассмотрев схему формирования плакирующего слоя при дуго-
вой сварке, можно сделать вывод, что при наличии волокон сущест-
вуют два основных направления растекания жидкой фазы, отли-
чающихся по условиям смачивания. В точке М растекание происхо-
дит вдоль волокон, а в точке N — поперек (рис. 76, а).
181
Растекание жидкой фазы по слою волокон в условиях сварки КМ
можно уподобить растеканию жидкости по шероховатой поверхности,
которое достаточно хорошо изучено [281]. Характеристикой мик-
рорельефа в данном случае служит коэффициент шероховатости К,
определяемый как отношение фактической площади поверхности
(с учетом площади впадин и выступов) к площади проекции реальной
поверхности на горизонтальную плоскость, т. е. К = F*/ Fo. Для
слоя волокон диаметром dB (рис. 76, б)
F0=dB, (4.15)
тогда коэффициент шероховатости К = л/2 = 1,571.
Если поперечные размеры волокон значительно меньше капил-
лярной постоянной ок, то при слабом влиянии поля сил тяжести вмес-
j 4 то уравнения Юнга [280, 281]
Рис. 76. Схема формирования шва при
наложении плакирующего слоя на сва-
ренные между собой волокна (а) и схема
определения коэффициента шероховатости
слоя волокон (б):
имеет место уравнение Венце-
ля —Дерягина cos 0™= К cos 6°,
где 6®, 0“ — углы смачивания
соответственно гладкой и шеро-
ховатой поверхности. Из этого
уравнения следует, что при пло-
хом смачивании (6К > 90°) увели-
чение шероховатости поверхнос-
ти приводит к увеличению мак-
рокраевого угла. Если жидкость
смачивает материал (0 < 0К <
<С 90°), то увеличение шерохо-
ватости уменьшает краевой угол.
Если К > 1/cos 6°, то выпол-
1 — волокно; 2 — матрица; 3 — электрод:
4 — шов.
няется условие полного смачива-
ния (при 6к< 90°). Отсюда сле-
дует, что полное смачивание слоя волокон (поперек их направления) на-
блюдается в том случае, если равновесный краевой угол 0,( меньше
значения 0* = arccos ( —! = arccos — = 50,5°.
\ к / л
Таким образом, возможны случаи, когда на гладкой поверхности
имеет место ограниченное растекание, а на шероховатой (при этих
же материалах) — полное смачивание. Это доказано эксперимен-
тально: ртуть на гладкой поверхности поликристаллического цинка
(10-й класс шероховатости) образует острый краевой угол 10°, тогда
как на шероховатой поверхности (6—7-й класс) происходит полное
смачивание [280].
Существуют принципиальные отличия в смачивании шероховатых
твердых поверхностей по сравнению с гладкими. Наличие шерохо-
ватостей приводит к появлению метастабильных состояний равнове-
сия системы жидкость —газ — твердое тело. В результате статические
краевые углы могут существенно отличаться от равновесного крае-
вого угла 0® (риг. 77, а) Переход периметра смачивания из одного
182
состояния метастабильного равновесия капли в другое может прои-
зойти лишь при преодолении некоторого энергетического барьера,
пропорционально высоте неровностей. Переход линии (периметра)
смачивания через барьер совершается в результате естественных
колебаний жидкости. Такие колебания искусственно могут быть
созданы различными устройствами, наиболее перспективно примене-
ние ультразвуковых колебаний, вызывающих ультразвуковой капил-
лярный эффект [241, 2881.
Установлено [288], что под действием ультразвуковых колебаний
жидкость в капиллярах может подниматься на большую высоту, чем
просто под действием капиллярного давления. Дополнительный
подъем А/i уровня жидкости про-
порционален силе звука, диаметру
капилляра и температуре жидкос-
ти. При диаметре каналов менее
2 мм отчетливо проявляется при-
сутствие дополнительного звукока-
пиллярного давления.
Несмотря на то что природа
звукокапиллярного эффекта окон-
чательно не выяснена, его успешно
применяют в технике, например
при интенсификации процессов про-
питки пористых тел (частота 23,5 кГц)
и интенсивности 3,5 • 10—4 Вт/м2
скорость пропитки пористых тел
возрастает в несколько раз [288].
Установлено, что ультразвуковой
капиллярный эффект проявляется
в различных жидких средах: рас-
Рис. 77. Капля жидкой фазы на ше-
роховатой поверхности (а) и расчетная
схема пропитки волокон при дуговой
сварке композиционного материала (б).
творах, расплавах металлов и т. д. [241]. Под действием ультразвука
при наличии областей кавитации жидкость поднимается как в сма-
чиваемых, так и в несмачиваемых капиллярах.
Применение ультразвука в технологии пайки, лужения и метал-
лизации позволяет наносить металлические покрытия на трудно-
металлизируемые материалы, такие, как стекло, керамику, полиме-
ры, сплавы алюминия, вольфрама, ниобия и др.,и соединять их [241].
Колебания при пайке и металлизации возбуждаются в расплавлен-
ном металле, контактирующем с металлизируемой подложкой. Под
действием кавитации разрушается пленка оксидов и загрязнений иа
подложке, под действием ультразвука активизируются диффузион-
ные взаимодействия на границе раздела фаз.
При растекании жидкой фазы поперек неровностей (волокон) жид-
кость не проникает до их дна при выпол ении условия 0К> 180—2а
(см. рис. 77, б). Для слоя волокон без промежутков между ними
а я» 90°, следовательно, до стыка между волокон жидкость не спус-
тится. Поэтому ее уровень окажется ближе к вершине волокна, в
результате чего снизится энергетический барьер, разделяющий два
‘Соседних положения метастабильного равновесия жидкой фазы на
183
шероховатой поверхности. Это может вызвать ослабление ультра-
звукового капиллярного эффекта при сварке ВКМ.
Композиционные материалы относятся к телам с неоднородной
поверхностью 12801. Наличие достаточно больших неоднородных
участков вызывает появление дополнительных энергетических барье-
ров между ними и, как следствие, состояний метастабильного рав-
новесия. Эти потенциальные барьеры также могут преодолеваться в
результате колебаний жидкости, например ультразвуковых.
Требование получения сплошного сварного соединения обуслов-
ливает необходимость создания таких условий, когда все проме-
жутки между волокнами полностью заполняются материалом мат-
рицы. В определенной мере этому способствуют явления термоосмо-
са [2881, заключающегося в течении жидкости внутри пористого тела
от более нагретых участков к более холодным под действием градиен-
та температур. Движущей силой термоосмоса является влияние тем-
пературы на капиллярный потенциал системы.
Управление процессом движения жидкой фазы в результате тер-
моосмоса в процессе сварки затруднено из-за сложности этого яв-
ления и отсутствия удобных феноменологических зависимостей,
описывающих его. Процесс проникновения жидкой фазы в проме-
жутки между волокнами целесообразно рассмотреть на основе пред-
ставлений о пропитке пористых тел, которая может быть самопро-
извольной или принудительной. Аналитически условие самопроиз-
вольной пропитки записывается в виде
ож cos 6К > 0, (4.16)
откуда следует, что самопроизвольная пропитка возможна только в
том случае, если расплавленный металл смачивает армирующие во-
локна, т. е. если 6К < 90°. Чем меньше угол смачивания, тем легче
должна осуществляться пропитка [2881. Если 6К 90°, то движу-
щая сила пропитки мала и для активного протекания процесса необ-
ходимо приложение вгепнего давления. При 6К < 90°, как следует
из (4.16), уменьшение поверхностного натяжения расплава способ-
ствует пропитке, облегчая условия ее протекания
В некоторых случаях определенное влияние на процесс пропит-
ки может оказать ее кинетика, когда текущие значения неравновес-
ного угла смачивания отличаются от 6К.
Принудительная пропитка обычно ос; щ -ствляется путем прило-
жения внешнего давления. Течение жидкой фазы в пористой среде
может быть обусловлено градиентом давления, а также электрическим и
температурным градиентами. Течение жидкой фазы в кинетическом ре-
жиме внутри пористого тела подчиняется закону Дарси q = kAkp/\]l0,
где q — объемный расход жидкости; к — проницаемость по-
ристого тела, определяемая его структурой; А —площадь попереч-
ного сечения; Ар —градиент давления; /0 —длина пропитываемого
тела в направлении пропитки [1311. В случае армированных материа-
лов на скорость пропитки под давлением влияют размеры проме-
жутков между волокнами.
Рассмотрим возможность пропитки промежутков между волок-
IS1
нами при растекании присадочного металла по поверхности слоя
волокон (см. рис. 77, б). Данная схема соответствует принудительной
fn
Рис. 78. Номограмма для определе-
ния давления, создаваемого расте-
кающейся жидкой фазой.
пропитке, поскольку на поверхнос-
ти А —А действует некоторое давление,
вызванное кривизной поверхности жид-
кой фазы и ее гидростатическим дав-
лением. Величина этого дополнитель-
ного давления определяется по фор-
муле
Др* = а/Я0 + уС, (4.17)
где /?0 — радиус кривизны выпуклос-
ти шва; С — высота выпуклости.
Рассмотрим самый неблагоприят-
ный случай пропитки, когда жидкость
не смачивает волокна (6К -+ 180°). При
хорошей смачиваемости материала во-
локон, как следует из (4.16), пропит-
ка идет удовлетворительно, так как
кроме самопроизвольного протекания
процесс идет под давлением, определяемым уравнением (4.17). При пло-
хой смачиваемости жидкость провисает между соседними волокнами
(см. рис. 77) с образованием капли кривизной 1/г0. Эта капля про-
давливается в промежуток между волокнами в случае выполнения
неравенства Др* о/7?0. Из геометрических соотношений имеем
(см. рис. 77, б) г0 = (/ — dB)/2, где / — расстояние (шаг) между
волокнами. Тогда с учетом (4.17) получаем неравенство о//?0 -4- yl
2а/(1 —dB), связывающее геометрические параметры шва с па-
раметрами слоя волокон. Это неравенство удобно записывать в без-
размерном виде. Разделив обе его части на у, получим a^/R0 -|- С
> 2йк/(/ — dB), или aK/R„ + С!ак > г--------- - , откуда, обоз на-
чив левую часть через S, получаем
S>2/(/-4), (4.18).
где /, йв — безразмерные шаг и диаметр волокна, I = Ila*, dB =
= dBlaK.
Параметр S в зависимости от площади жидкой фазы f0 и ширины
шва Ьо можно определить по рис. 78. Например, пусть жидкая фаза:
(капля) имеет ширину Ьо = 2 и площадь /0 — 1. Согласно приведен-
ной номограмме, параметр S = 1,42. Из (4.18) находим, что безраз-
мерное расстояние между волокнами I —dB должно быть больше
2/1,42 =1,4, а размерное (при ак = 6 мм) равно 1,4 6 = 8.4 мм.
В реальных КМ расстояние между волокнами составляет доли мил-
лиметра, поэтому для надежной пропитки необходимо приложение
повышенного внешнего давления. Интенсификация пропитки в дан-
ном случае может быть достигнута наложением на расплав ультра-
звуковых колебаний или, например, сваркой высокочастотной дугой,.
акже создающей ультразвук.
185.
Глава пятая
УПРАВЛЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНЫМИ ЯВЛЕНИЯМИ
ПРИ СВАРКЕ
f
I
Закономерность распространения жидких металлов по твердой
металлической поверхности свидетельствует о том, что основными
-факторами, влияющими на этот процесс, являются соотношение между
поверхностными энергиями твердого и жидкого металлов и на их меж-
фазной границе; микрорельеф твердой поверхности; характер среды,
в которой находятся контактирующие металлы, температура; состояние
поверхности твердого металла (наличие оксидных пленок и др.); струк-
тура приповерхностного слоя; растворимость жидкого металла в твер-
дом; скорость объемной диффузии атомов расплава в твердый металл;
физические свойства жидкости (плотность, вязкость и др.).
Общие закономерности вкратце описаны в гл. 1. Ниже рассмотрено
(.влияние ряда упомянутых факторов (химического состава расплавлен-
ного присадочного материала и твердой подложки, температуры, внеш-
ней среды, электрических и магнитных полей и др.) применительно к
[реальным промышленным объектам и технологиям, разработанным для
различных сочетаний однородных, разнородных и композиционных
^материалов.
Следует отметить, что влияние различных факторов на смачивае-
мость, как правило, бывает комплексным, и выделить какое-то одно из
(них в чистом виде затруднительно. Например, в процессе сварки и на-
плавки легированная проволока применяется в сочетании с защитной
.средой (аргоном, гелием, углекислым газом, флюсами); используются
материалы различных толщин, изменяющие теплоотвод, и т. д.
1. Легирование
Наплавка меди и ее сплавов на сталь. Как указывалось, сведений
|О смачивании и растекании меди и ее сплавов, наплавленных дуговым
'способом на сталь, недостаточно. В одной из первых работ, посвящен-
ных смачиванию стали медью [325] при изготовлении ведущего пояска
'на орудийных снарядах, изучено 19 сплавов на основе Си. Такой поя-
сок служит затвором для газов, обеспечивает центровку снаряда и его
|вращение, что необходимо для обеспечения точной траектории полета.
Пояски из деформируемого медного сплава крепились путем обжатия
и затем подвергались механической обработке до получения нужных
(размеров.
186
, так как в последнем случае рас-
J
Рис. 79. Поперечное сечение наплав-
ленного медного слоя на стенку сна-
ряда (а) и оптимальная его величина
(б):
/ — стенка снаряда; 2 — сечение ведуще-
го пояска; 3 — электрод; 4 — наплавлен-
ный слой; 5 — слой А; 6 — слой В; 7 —
сечение ведущего пояска.
наплавке меди (атомный объем
Разработан метод наплавки медного слоя, который затем обраба-
тывался до получения готового ведущего пояска. Имевшиеся приса-
дочные материалы из меди и ее сплавов не подходили для наплавки уз-
ких поясков. Трудность заключалась в неудовлетворительном расте-
кании сплавов, дававших избыточное количество наплавленного ме-
талла. В случае широких ведущих поясков наплавка проводилась
при колебании электрода при сварке. На рис. 79 показано поперечное
сечение готового пояска и наплавленного слоя. Здесь слой А представ-
ляет собой наплавку, получаемую по старому методу, а слой В — на-
плавку оптимальной конфигурации
ходуется меньше присадочной про-
волоки и необходима меньшая ме-
ханическая обработка для получе-
ния конечного ведущего пояска.
Очевидно, что слой В имеет мень-
ший краевой угол смачивания.
Известно, что величину поверх-
ностного натяжения сплава (смеси)
определяет компонент с понижен-
ной поверхностной свободной энер-
гией: она вызывает снижение сво-
бодной поверхностной энергии всего
сплава. Таким образом, в случае
медных присадочных материалов,
используемых для наплавки, ле-
гирующие добавки должны иметь
более низкое поверхностное натя-
жение, чем Си. Установлено [326],
что между поверхностным натяже-
нием и величиной, обратной атом-
ному объему, существует достаточно
хорошая корреляция, т. е. по мере
увеличения атомного объема снижа-
ется поверхностное натяжение ITpi
7,09 см3/моль) в качестве легирующих элементов были выбраны: Мп (7,39).
Ag(10,28), Ti (10,60), Si (12,00), 5п(16,23)и Р (17,00). Наплавки осу-
ществлялись на сталь следующего состава (по массе): С — 0,20 %, Мп —
0,46 %, Р - 0,020 %, S — 0,032 %, Si — 0,05 %, Ni — 0,01 %, Си —
0,05 %, Сг—0,02 °i,.V-0,01 %,Мо — 0,01 %, AI — 0,01 %. Исследова-
ния проводили путем моделирования процесса дуговой сварки в атмосфе-
ре Аг, Не и смеси Аг + 0,25 % Ог. Равномерные симметричные наплав-
ки получены в атмосфере Не. Расходуемые электроды представляли собой
проволоки диаметром 3 мм. Дуга зажигалась при контакте электрода
из меди или ее сплава со стальной пластиной, затем дуга гасла сама со-
бой после выгорания электрода примерно на 7 мм. Благодаря этому ко-
личество наплавленного металла поддерживалось практически на по-
стоянном уровне Все сплавы обеспечивали примерно одинаковую
площадь смачивания (около 0,7 см2 при массе наплавки 0,6 г) на сталь-
шой пластине толщиной 6 мм. Площадь смачиваемой поверхности за-
187
висела от величины погонной энергии, подаваемой к основному ма-
териалу, т. е. к стали, и от теплопередачи в последней,
Установлена корреляция между толщиной пластины и площадью
смачиваемой поверхности. Смачиваемость поверхности увеличивалась
г уменьшением толщины пластины, так как более тонкие пластины
обеспечивали более интенсивный радиальный тепловой поток. Резкое
ухудшение смачиваемости наблюдалось для пластин толщиной 3—4 мм.
Это можно объяснить исходя из теории теплопередачи в «толстых»
и «тонких» пластинах с тепловложением от точечного источника 1208].
Во всех случаях радиальное течение меди проиходит быстро и огра-
ничивается областью, очерченной критической изотермой в стали,
которая располагается по краям зоны термического влияния (примерно
1180 К). Основное тепловложение обеспечивается дугой, а не медным
наплавляемым металлом. Протяженность зоны термического влияния
(ЗТВ) в основном зависит от степени излучения и геометрии дуги.
Выше отмечено лучшее растекание меди по стали в среде Не. При-
чина того, что при использовании различных присадочных проволок
в атмосфере Аг или смеси Аг + 0,25 % О2 получали наплавки непра-
вильной формы, заключалась в подводе меньшего количества тепла к
основному металлу (т. е. в более «холодной» дуге).
Дополнительные испытания, проведенные с использованием ма-
териалов, стабилизирующих гсрениедуги (например, 1%-ный раствор
NaCl), показали, что эти материалы уменьшают протяженность кри-
тической изотермы и тем самым уменьшают плсщадь растекания мед-
ного сплава. Шероховатость поверхности стали оказывает незначи-
тельное влияние на смачиваемость и растекание меди.
Протяженность критической изотермы можно увеличить, повысив
мощность дуги. Однако в случае наплавки ведущих поясков этот метод
не практикуется, так как возможны проплавление основного металла
(стали) и переход большого количества железа в наплавленный металл.
Один из путей увеличения площади растекания (смачиваемости)
заключается в применении колебания электрода (дуги). Для узких
наплавок это колебание можно осуществить магнитным способом.
Магнитные колебания обеспечивают более широкую, но и более «мел-
кую» ЗТВ, что снижает степень проплавления и переход железа в
наплавленный металл.
В параграфе 3 гл. 2 описаны аналитические зависимости, связы-
вающие форму и геометрические размеры с режимом наплавки. Рас-
смотрим применимость этих уравнений на примере плазменной наплав-
ки меди или ее сплаь ов на сталь.
Плазменная наплавка выполняется с попеременными колебаниями
плазмотрона и без колебаний. Форма и размеры наплавленного валика
определяют расход присадочного материала, припуски на заготовках
под наплавку, высоту наплавляемого слоя и т. д. Поэтому определение
закономерностей формирования наплавленного валика и изыскание
возможностей регулирования его формы и размеров непосредственно
в процессе наплавки являются актуальной задачей.
При наплавке без колебаний плазмотрона внешняя геометрия на-
плавленного валика (особенно его площадь поперечного сечения и
188
ширина) в значительной мере определяется режимом наплавки и тепло-
физическими свойствами наплавляемых материалов [2101. Наряду
с этими факторами немаловажное значение имеют силы поверхностного
натяжения и свойства внешней среды (защитные газы).
В работе [308] проведены расчеты для условий плазменной наплавки
одиночного валика порошком бронзы Пр-БрАЖНМц8,5-4-5-1,5 на
сталь АК на режиме /н = 150 A, UK = 10 м/ч, Gnp = 3 кг/ч, обеспе-
чивающем площадь усиления FB — 47,1 мм2 и ширину валика В =
= 14 мм. При плазменно-порошковой наплавке медных сплавов без
колебаний плазмотрона ширина валика колеблется в зависимости от
режима наплавки в пределах 10—К мм. Величина капиллярной по-
стоянной определена эксперимента-
льно и равна 18,9 мм2.
Определяя безразмерные пара-
метры Ьо =- В/ак = 3,25, /0 —
= FJd* = 2,49 по номограмме на
рис. 80, находим остальные геомет-
рические параметры усиления: 9К =
= 80°; С = 1; г0 = 2,4; Н = акС =
= 4,34; /?„ = aKz0 == 10,35 мм; —
= Ьо/С = 3,25 (коэффициент фор-
мы усиления), рв = f0/b0C = 0,76
(коэффициент полноты усиления).
Расчетные геометрические парамет-
ры усиления хорошо согласуются
с экспериментальными. Так, при
выбранном режиме наплавки полу-
чены результаты: Н = 4,6 мм; 0К =
= 82°; цв = 0,71.
И. Л. Емельяновым [961 установ- Рис- 80- Номограмма для определения
J основных геометрических параметров
лено, что геометрически подобных валиков при наплавке в нижнем поло-
валиков, наплавленных одним спо- жении.
собом наплавки при постоянной ве-
личине Ск и сформированных только под действием сил тяжести и по-
верхностного натяжения, не существует. Безразмерные характеристи-
ки — коэффициент формы валика и коэффициент полноты валика —
определяют его форму, в том числе 6К, неоднозначно. Существенным
фактором является режим наплавки.
При наплавке с поперечными колебаниями плазмотрона ширина
наплавленного слоя достигает значительной величины. Установлено,
что при Ьо > 6 в уравнениях ((2.8) — (2.10)) можно пренебречь вели-
чиной 20 и получить достаточно простую зависимость /0 = Ь0С —
— С [/Л4 — С2, а с учетом капиллярной постоянной FB = ВС —
— С |/4«2 — С2. Результаты расчета по последней формуле показали
хорошую сходимость с экспериментальными данными. Так, при на-
плавке бронзы БрАЖНМц-8,5-4-5-1,5 на режиме /в = 150 А, 1/н =
= 10 м/ч, f — 45 мин-1, А = 20 мм, Gnp = 4,5 кг/ч, обеспечивающем
площадь усиления FB = 58,7 мм2 и ширину валика 29 мм, получены
189
следующие результаты: высота валика 3 мм, 6К = 45°, рв = 0,76,
йк = 18,9 мм2.
Определяя безразмерные параметры Ьо = В/с^ = 6,88 и /0 =
= Ь0С — С 14 — С2 = 3,57 по номограмме рис. 80, можно нахо-
дить остальные геометрические параметры усиления: 0к = 43°, г0 =
= 2,5, С = 0,7, Ro = акг0 = 105,1 мм, фф = Ьо/С = 9,68, рв =
— folboC = 0,73, FB = 57,8 мм2. Аналогичные результаты полу-
чены для бронз БрКМн-3-1, БрОН8,5-3 и сплава МН40, у которых
капиллярная постоянная составляет соответственно 16,4; 12,9 и
19,6 мм2.
Экспериментально установлено, что хорошая сходимость расчет-
ных и фактических результатов геометрических параметров усиления
наплавляемого валика с учетом колебательных движений плазмотрона
наблюдается при амплитуде колебаний до 30 мм. С увеличением амп-
литуды колебаний наблюдаются расхождения по основным геометри-
ческим параметрам: r0, Ro, рф и 0К.
Формирование наплавляемого валика, его размеры и химический
состав зависят от режима наплавки [2101. Основными факторами, оп-
ределяющими режим плазменно-порошковой наплавки, являются
амплитуда и частота колебаний плазмотрона, шаг и скорость наплав-
ки, величина тока, расход плазмообразующего и защитного газов,
расстояние от торца плазмотрона до основного металла, расход по-
рошка.
В исследоганиях была принята постоянной высота наплавляемого
валика, равная 3 мм. Для выполнения этого условия при изменении
амплитуды колебаний плазмотрона корректировался расход порошка.
Так, при А = 10 мм Gnp = 2,2 кг/ч; при А = 20 мм Gnp = 3,7 кг/ч
и при А = 30 мм Gnp = 5,5 кг/ч. Эти соотношения принимались в ка-
честве условий минимального проплавления основного металла и
качественного формирования наплавляемого валика. Контроль прово-
дился определением содержания Fe в наплавленном слое и металло-
графическими исследованиями переходной зоны. Расход плазмооб-
фазующего, защитного и транспортирующего газов во всех экспери-
ментах оставался постоянным и составлял: Qn.,, — 2,2 л/мин, Q3aU; =
= 18 л/мин, QTp = 6,5 л/мин. Расстояние между торцом плазмотрона
и основным металлом составляло 10 мм. Наплавка выполнялась по-
рошком бронзы Пр-БрАЖНМц 8,5-4-5-1,5 на сталь АК-29.
Экспериментально установлено, что при всех значениях амплитуды
колебаний плазмотрона до 30 мм ширина наплавляемого валика уве-
личивается с повышением тока, а профиль валика меняется с выпук-
лого на «плоский». Наблюдается уменьшение угла 0К и высоты слоя.
Для амплитуды 30 мм и более изменение величины тока не вызывает
существенного изменения ширины валика. С увеличением частоты
колебаний она уменьшается, а очертания валика постоянно принимают
выпуклую форму.
Увеличение скорости наплавки приводит к уменьшению ширины
валика. При Va > 10 м/ч изменение ширины валика незначительно,
а его формирование в диапазоне 150—165 А ухудшается. На изме-
190
нение ширины и формы валика существенное влияние оказывает пред-
варительный подогрев основного металла: установлено, что с повы-
шением температуры от 473 до 773 К ширина валика увеличивается с
23 до 27 мм. При температуре подогрева 773 К и выше в наплавленном
валике появляется седловатость.
Формирование валика зависит также от точности обработки на-
плавляемой поверхности. Хорошие результаты получены на поверх-
ностях, обработанных с шероховатостью 6,3—0,4. С понижением
шероховатости формирование валика в местах перехода к основному
металлу ухудшается
Методом металлографии установлено, что с уменьшением частоты-
колебаний плазмотрона и увеличением тока в крайних положениях
плазмотрона отмечается повышенное проплавление основного металла.
Так, при /н = 200 А и f = 34 мин-1 проплавление составило 0,6 мм.
С увеличением частоты колебаний проплавление уменьшается.
Экспериментально показано, что качественное формирование на-
плавляемого валика достигается при следующих параметрах режима
наплавки: ток 130—180 А, частота колебаний 45—61 мин-1, амплиту-
да колебаний 20—30 мм, скорость наплавки 6,5—10 м/ч, расход газа:
плазмообразующего 2—2,5 л/мин, транспортирующего 6—6,5 л/мин,
защитного 3,5—5,5 кг/ч, расстояние между торцом плазмотрона и из-
делием 10—12 мм. При этом коэффициент полноты валика колеблется
в пределах 0,77—0,94 для бронзы БрАЖНМц-8,5-4-5-1,5; 0,62—0,85 —
для бронзы БрКМцЗ-1 и 0,58—0,92 — для бронзы БрОН8,5-3. Опти-
мальная высота наплавляемого валика 3—3,5 мм.
При наплавке бронз Пр-БрКМцЗ-1 и Пр-Бр ОН 8,5-3 формирование
валика аналогично бронзе Пр-Бр АЖНМц 8,5-4-5-1,5. Поэтому режим
наплавки для этих бронз необходимо выбирать аналогичным
режиму наплавки бронзы Пр-БрАЖНМц8,5-4-5-1,5, за исклю-
чением величины тока и скорости наплавки, учитывая более низкую
температуру плавления этих бронз, а именно: бронза Пр-БрЗ-1 имеет
температуру солидуса и ликвидуса соответственно 1198 и 1278 К,
бгонза Пр-БрОН8,5-3— соответственно 1218 и 1248 К (бронза
Пр-БрАЖНМц8,5-4-5-1,5 — соответственно 1298 и 1323 К). Значения
тока и скорости наплавки необходимо выбирать в пределах /н =
= 120...160 А, У„ = 7,5...12 м/ч.
Рассмотренные аналитические зависимости профиля наплавляе-
мого валика от режима наплавки позволяют в определенном диапа-
зоне с большей достоверностью рассчитывать параметры валика при-
наплавке узких и широких слоев исследуемых бронз на различные
стали при неизменном значении капиллярной постоянной с£-
Технологические возможности различных способов дуговой на-
плавки медных сплавов на сталь в ряде случаев .могут быть расши-
рены наложением на дугу внешних магнитных полей.
Разработана технология наплавки медных сплавов на сталь маг-
нитоуправляемой дугой, обеспечивающая минимальное проплавле-
ние стальной основы при достаточно высокой производительности
процесса. Наплавка осуществляется неплавящимся электродом в
191.
среде защитного газа — Ar, N, Не. В качестве присадки используют
ся бронзовые или медные проволоки диаметром 1,6—3 мм. Наплавка
может выполняться с подачей одной или двух проволок, с колебания-
ми и без них, по винтовой линии, а также по кольцу со смещением на
шаг. При наплавке на оптимальном режиме обеспечивается надеж-
ное сплавление медного сплава со сталью при минимальном легиро-
вании первого слоя железом (не более 0,5 З'о), поры и трещины в
наплавках отсутствуют. Разработанная технология позволяет прово-
дить наплавку как плоских, так и цилиндрических заготовок (мини-
мальный диаметр заготовок под наплавку 30 мм). При этом за один
проход могут быть получены валики высотой до 5 мм и шириной до
30 мм.
Разработан высокопроизводительный способ электрошлаковой
наплавки меди и ее сплавов на сталь [3141, позволяющий предотвра-
тить оплавление основного металла. По физико-химическим про-
цессам взаимодействия шлака, присадочного и основного металлов
этот процесс близок к пайке.
Известны электрошлаковая наплавка меди и ее сплавов на плос-
кие поверхности и на внутренние поверхности тел вращения в ниж-
нем положении. При этом наплавляют обычно слой толщиной 1—15 мм.
Особенности разработанного процесса состоят в следующем. Тем-
пература шлаковой ванны выше температуры плавления присадоч-
ного металла, но ниже температуры плавления основного металла.
Используют сварочные флюсы, температура плавления которых ниже
температуры плавления мели или ее сплавов на 573—673 К, а темпера-
тура кипения образовавшегося шлака выше температуры плавления
стали. При этом шлак должен иметь достаточно широкий интервал
рабочих температур, чтобы обеспечить устойчивость протекания
электрошлакового процесса.
Дополнительная стабилизация температуры шлаковой ванны осу-
ществляется путем изменения индуктивного сопротивления свароч-
ной цепи.
У расплавленного флюса (шлака) при сравнительно низких тем-
пературах (ниже 1773 К) достаточно высокая электропроводимость и
низкая вязкость, что благоприятствует поддержанию устойчивого
электрошлакового процесса.
Шлак имеет высокую химическую активность по отношению к
оксидам присадочного и основного металлов, восстанавливая или
растворяя их.
Для электрошлаковой наплавки меди и ее сплавов разработаны
специальные флюсы, удовлетворяющие указанным выше условиям.
Такие флюсы содержат хлоридно-фторидные соединения, а также
бораты и карбонаты щелочных и щелочно-земельных металлов.
Активными компонентами флюса являются борная кислота и борный
ангидрид, бура или их смесь. Возможно использование фторбората
калия. Наличие в составе флюса борного ангидрида снижает темпе-
ратуру плавления шлака и увеличивает интервал его кристаллиза-
ции, а также несколько увеличивает электросопротивление, что
оложительно сказывается на устойчивости электрошлакового
192
процесса. С целью стабилизации температуры шлаковой ванны в со-
став флюса вводят К2СОа и Na2COa.
Флюсы для электрошлаковой сварки, например АН-10М, АН-12М,
имеют достаточно высокую электропроводимость и хорошо смачивают
наплавляемую поверхность. Они жидкотекучи, и удержать их с по-
мощью обычных формирующих устройств трудно. Названные флюсы
обеспечивают хорошую смачиваемость твердой поверхности стали
жидкой медью или ее сплавами, без чего невозможно получить ка-
чественную наплавку. Краевой угол смачивания стали медью в среде
используемых шлаков при Т 1373 К близок к нулю.
Полученные экспериментальные кинетические зависимости рас-
текания жидкой меди по стали при 1373—1773 К показали, что ско-
рость растекания растет с температурой. Флюсы на основе NaF бла-
гоприятствуют растеканию жидкой меди по стали. В условиях элек-
трошлаковой наплавки жидкий расплав смачивает вертикальную
поверхность. Опытами по растеканию на вертикальной стенке уста-
новлено, что пространственное положение твердой поверхности не
влияет на характер смачивания. Электрошлаковый процесс обеспе-
чивает смачивание стали медью при соблюдении технологических
параметров и необходимых температурно-временных условий на-
плавки.
Нанесение алюминия на поверхность стали. Исследовано влия-
ние металлических примесей в алюминии (Mg, Си, Мп, Ni, Ti, Zr,
Fe) на его межфазное натяжение в криолитоглиноземном расплаве
(2,5 % NaF + A1F3 + 5 % А12Оа) при температуре 1293 К. Установ-
лено, что по возрастанию поверхностной активности в алюминии ме-
таллические примеси (при малых добавках до 1,5 %) можно распо-
ложить в следующем порядке: Ti, Мп, Си, Mg, Ni. По степени воз-
растания поверхностной инактивности в алюминии (при больших
добавках 1,5—5 %) на границе с криолитоглиноземным расплавом
исследованные металлические примеси можно расположить в следую-
щем порядке: Ni, Си, Мп, Zn.
Изучено влияние 25 различных легирующих элементов на расте-
каемость алюминиевых сплавов по железу при 903 К во флюсе KF-
54. Установлено, что элементом, наиболее эффективно повышающим
растекаемость алюминиевых сплавов по железу, является висмут.
Малые металлические добавки к алюминию влияют также на тол-
щину и свойства переходной диффузионной зоны между алюминием
и сталью.
. Исследования показывают, что влияние легирующих компонентов
на растекание жидкого алюминия тесно связано с влиянием их на
поверхностное натяжение. При этом примеси, повышающие поверх-
ностное натяжение или не оказывающие на него влияния, ухудшают
смачивание алюминием стали. Улучшают растекание те примеси,
которые понижают поверхностное натяжение расплава. Например,
по данным работы [2241, присадка к алюминию Si, Мп, Си, Zn прак-
тически не оказывает никакого влияния на растекание алюминия по
стали, так как эти примеси мало влияют на его поверхностное натя-
жение. В то же время введение в алюминий Mg, Pb, Bi, Cd в значитель-
13 1-635
193
ной мере уменьшает <траСпл и улучшает растекания. Данные о влия-
нии Si не согласуются с практикой сварки сплавов А1—Si со сталью.
Поэтому проведено дополнительное исследование, результаты кото-
рого даны ниже.
| Кинетика растекания алюминия и его сплавов с кремнием (до 10 %
по массе Si) по железу и железокремниевым сплавом (до 2,5 % Si) в
температурном интервале 973—1173 К в вакууме (1...9) • 1,33 МПа
изучалась в работе [256]. Сплавы заданного состава выплавляли из
алюминия А99, кремния М18 и армко-железа в вакууме (1...3) X
X 1,33 МПа в тиглях из А120.3. Результаты исследования показали,
что алюмокремниевые расплавы
удовлетворительно смачивают по-
верхность железа (0 < 90°). При
малом времени контакта и массо-
вом содержании кремния в распла-
ве алюминия до 4 % наблюдается
близкая к квадратичной зависимость
диаметра пятна капли от времени.
Добавки кремния к жидкому
алюминию увеличивают скорость
растекания, работу адгезии, улуч-
Рис. 81. Зависимость краевого угла
смачивания железа алюмокремниевыми
расплавами от массового содержания
кремния (время контакта 1,14 с).
шают смачивание, тормозят про-
растание интерметаллической фазы
в расплав, вследствие чего сфери-
ческая форма капли сохраняется и
время растекания увеличивается.
Уже небольшие добавки кремния
(0,74...2,12 %) увеличивают пло-
щадь растекания более чем в 2 раза.
С ростом содержания Si в расплаве
площадь растекания уменьшается,
за пределами капли на поверхности
железа обнаруживается ряд колец,
которые увеличиваются в диаметре
в процессе изотермической вы-
держки .
Концентрационная зависимость краевого угла смачивания желе-
за алюмокремниевыми расплавами при времени контакта 1,14 с в
интервале 973—1123 К представлена на рис. 81. Наименьший крае-
вой угол смачивания железа алюмокремниевыми расплавами на-
блюдается при массовом содержании кремния 3—5 % при 973 К- С рос-
том температуры до 1023—1073 К минимум на кривой (краевой угол
смачивания — концентрация кремния в расплаве) смещается в об-
ласть низких концентраций (до 1 % Si). При 1173 К вследствие уве-
личения скорости роста кристаллов промежуточной фазы изменения
краевого угла смачивания проследить не удается.
Микроструктурный анализ показал, что с ростом содержания Si
в расплаве уменьшается толщина промежуточного слоя, сглаживают-
ся характерные для т]-фазы столбчатые кристаллы.
194
Наиболее эффективны добавки Si до 5 % при 973—1023 К. Тор-
мозящее действие Si на рост переходного интерметаллического слоя
связано, по-видимому, с изменением природы интерметаллической
фазы, так как в системе А1 — Fe — Si образуется тройное химиче-
ское соединение [298]. Косвенным доказательством этого являются
данные микрорентгеноспектрального анализа (рис. 82), указываю-
щего на участие Si в формировании переходного слоя. Как правило,
слой состоит из двух подслоев: с повышенным содержанием Si на
границе с жидкой фазой и более низким его содержанием на границе
с железом (исключение составляет сплав с массовым содержанием
Si 1 %).
Расстояние, мкм
Рис. 82. Распределение кремния перпендикулярно к зоне .контакта алюми-
ния, содержащего кремний, с железом (время контакта 1 с, Т = 973 К):
/ — 3 % Si, 2 — 4 % Si; 4 — 9 % Si (по массе).
С введением Si в расплав алюминия толщина слоя значительно
уменьшается, сглаживаются характерные для системы Fe — Al столб-
чатые кристаллы интерметаллической фазы, отсутствует явная тексту-
ра роста, величина микротвердости снижается с 11000 до 7800 МПа
(соответственно для 1 и 9 % по массе Si).
Добавки Si к твердой фазе также улучшают смачивание, увели-
чивают работу адгезии и скорость растекания, однако не оказывают
значительного влияния на скорость роста переходного интерметал-
лического слоя. Микрорентгеноспектральный анализ не обнаружил
участия Si в формировании переходного слоя. Это, безусловно,
связано с очень малой подвижностью Si в решетке железа, что
обусловлено большой силой взаимодействия железа с кремнием, в
частности проявляющейся в образовании устойчивых силицидов же-
леза.
Таким образом, небольшие добавки Si в расплав алюминия (до
5 % по массе) при 973—1023 К улучшают смачивание. Кремний,
являясь межфазноактивным, задерживает рост интерметаллидных
фаз в зоне контакта. Оптимальными условиями соединения Al с Fe
методом плавления алюминия являются небольшие добавки Si в.
расплав алюминия, небольшие перегревы и минимальное время кон-
такта .
Следующим фактором, который может влиять на ссмачиваемость,
является химический состав подложки (основного металла), по ко-
13*
195
торой растекается алюминий. Например, известно, что введение Ni и
Сг в стальную основу благоприятно сказывается на прочностных
характеристиках сварного шва стали 12Х18Н10Т с алюминием,
хотя причины этого не вполне ясны. Для разработки конкретных
режимов сварки сталей с алюминием и его сплавами необходимо знать
особенности растекания его по сталям.
Исследована кинетика растекания А1 по железоникелевым (1,1—
10 % (по массе) Ni) и железохромовым (0,96—17,8 % Сг) сплавам в
интервале температур 978—1173 К в вакууме (3...5) • 0,133 МПа и
выяснено влияние каждого элемента в отдельности на формирование
промежуточного слоя в зоне контакта [2561.
Максимальное содержание Ni и Сг в сплавах выбрано таким же,
как и в коррозионностойкой стали 12Х18Н10Т.
Для исследования применялись сплавы Fe — Ni (с массовым со-
держанием Ni 1,1; 2,9; 4,5; 6,2; 7,5; 10 %) и Fe — Сг (с содержанием
Сг 0,94; 2,96; 4,86; 10; 17,8 %) в виде цилиндров диаметром 15 мм и
длиной 3 мм, а также алюминий А99.
Исходными материалами для приготовлени i сплавов служили
техническое железо в виде прутков (0,03 С; 0,03 А1; 0,09 Мп; 0,07 Si;
0,019 S и 0,019 Р), электролитический никель Н-1 и металлический
хром Х-2. Сплавы выплавлялись в дуговой печи в среде Аг с разлив-
кой в кокиль и подвергались отжигу в кварцевых ампулах, запол-
ненных Ge в течение 50 ч при 1223—-1273 К. Поверхность образцов
после гомогенизирующего отжига была светлой.
Данные, полученные при изучении кинетики растекания А1 по
железу с добавками Ni и Сг во всем исследованном интервале кон-
центраций и температур, показали, что введение легирующих эле-
ментов в твердую фазу увеличивает работу адгезии А1 к сплавам
(уменьшает краевой угол смачивания, увеличивает площадь расте-
кания) и временной интервал растекания (время прорастания крис-
таллов промежуточной фазы).
При растекании А1 по железоникелевым сплавам, в отличие от
растекания по железу [99, 103] и железохромовым сплавам, капля в
течение изотермической выдержки сохраняет сферическую форму.
При малом времени контакта изменение площади растекания во вре-
мени носит параболический характер, однако спустя 20—30 с пара-
болический закон нарушается.
Так называемое вторичное растекание, обусловленное поверх-
ностной диффузией, описывается зависимостью, близкой к линейной.
Следует отметить, что из общего характера растекания выпадает рас-
текание алюминия по сплаву с массовым содержанием Ni 1,1 %, ко-
торое очень сходно с поведением А1 на чистом железе и А1 на сплавах
с добавками Сг до 10 %. Не совсем обычно растекается алюминий по
сплаву с 18 % Сг. Введение такого количества хрома практически не
влияет на изменение площади растекания при малом времени контак-
та, однако на завершающей стадии процесса (спустя 5 мин) капля !
полностью растекается, по-видимому, в результате того, что кристалл I
лы промежуточной фазы в процессе изотермической выдержки не
прорастают в сторону жидкости. <
196
D № та* г /й № ’та* г /й v ь
Вли*1Р Q с Д j ЕД д Ддр \ | ЕД д д,Лр 6‘Е ?
ся на f t’ '
элементу [| гД дi \ I Ч*1 JЧ i \ I Ч*1 <
на слояр^Дь^Р Ч, гД । г? Д Ki гД1 Кя >4 6
падает <с
СглаКд! Кр^дЧ^рХ1 Кр4*\Ч р>Х‘
кристал, бД Ч.Ч? ЕДи
Дан^ 1, > у, П
Ni прибег ^1 й Е4ДдХ*1ре<Е\
вило, СЛх Р t1 X
Fe на г| ЕД- д^Ре‘Ч<1 Г^^РЧА<1
нием. СДД Чр’Д <Ч/)Д
увеличиДР Ч Е \ 1 ЕД дрлЛР Ч Е \ I ЕД JjA^P Ч
держань № t <1,<)Д <1,<)Д
чем npi.V1 +P-V1 +P-V1 К
ходного4 Р№ >4 ДчЧ. +1 № >4 ДчЧ
Сг 10 ир ЧдД 1
переход,! Кр4*ДЧ р Е-'М Кр4*ДЧ р Е-'М Ка>4
рующей^Ь
из двуучРС jip.M i ьрУЧjip.M । ьрУЧJ
с твердсJ J
с алюмР.уя i/a>4(^ f
TaKE д ^дДР Ч Е \ 1 ЕД Д . Д^р Ч Е \ 1 ЕД Д лДь*Х ?
указыва >4*. р - - >4*. р - - >4*.
что, по * Ч1 гД гД
твердых Р ?Чр <С Ь<}Д Д V ?Че
ПРИ Е<ЧиДД i. Л » E(i i. Al E<
оэнаруя (11, I/® (C i
же фазД/? Чд гД1 J.W Чд гД! Чд ,
ны, что ’^ЖерЧ^гЛ ^ЖчеЪ-)£?гЛ
жрпрчя U ! E<t' 1 Ч11 *1 ! с 1 Ч11 *1 ! с 1
Ппи^1^ еt
различу \}£%
гТоТйр-'V +рХ‘ +рХ‘ ;
[298]. Н‘ \1Дг^ V Д h (,г^ ь >”И
ную диД щ J \ I ЕД ш ДлР ЧЕ i \ I ЕД ш
лее пло^ \ ?Ч^яЬ^ Дь<:
держанР L р/1,1 )I ^V1 eta >4^?С Р
железа^ рр4*^ р Е-'Ь [^>4=
Х"^К‘р-'Ь S Д^6|рД) s>4?S^v
ь()Д V 1( ь()Д А ?м1эЧ н( а
-t. 1 гЛ ' \ ящ>б(Е N. 1 гЛ ' Ч яьбр 1 гщ
вращаясь в цилиндр с проросшими в сторону алюминия кристаллами
промежуточной фазы.
В богатой алюминием области системы AI — Fe — Сг тройное
соединение не образуется, и влияние Сг на толщину переходного
слоя не связано с образованием тройного соединения, а обусловлено
уменьшением подвижности атомов железа и алюминия в решетке
железа [2981. Энергия активации диффузии железа увеличивается при
увеличении содержания Сг в железохромовом сплаве, что является
следствием увеличения межатомного взаимодействия в решетке.
Вследствие разной природы влияния Ni и Сг на форму переход-
ного слоя различны и законы уменьшения толщины слоя с ростом
концентрации добавки.
Таким образом, введение легирующих элементов в железную ос-
нову увеличивает работу адгезии алюминия к сплавам и благоприят-
но сказывается на толщине переходного слоя, оптимальные свойства
которого получены для составов, количество легирующих элементов
в которых соответствует составу стали 12X18НЮТ.
2. Изменение внешней среды и температуры
Приведенный в работе [261] сравнительный анализ ряда факто-
ров (способ сварки, режим сварки, состав присадочной проволоки,
применение флюса и тип полуфабриката из алюминиевого сплава)
показал, что самое большое влияние на механические свойства по
абсолютной величине при прочих равных условиях оказывает изме-
нение формы шва.
Нанесение флюсов перед сваркой сказывается на циклической
прочности сварных соединений. При сварке без подкладки с флюсом,
нанесенным с тыльной стороны стыка, отмечается стабильное изме-
нение свойств в результате изменения формы проплава.
Применение хлористых и фторидных солей щелочных и щелочно-
земельных металлов при сварке, например, алюминиевых сплавов
является также одним из распространенных и эффективных методов
удаления оксидных пленок с поверхности свариваемых кромок. Рас-
смотрим эти вопросы более подробно.
В работе [471 изучено влияние величины межфазного натяжения
на границе металл — оксидная пленка — флюс на качество сварных
соединений алюминиевых сплавов, выполненных аргонодуговой свар-
кой. Учитывая, что методы определения межфазного натяжения на
границе металл — флюс еще не совершенны, его оценку проводили по
смачивающей способности (площади растекания) расплавленного
флюса поверхности алюминиевого сплава АМгб. Площадь растека-
ния расплавленного флюса определяли следующим образом: на об-
разец из сплава АМгб размерами 50 X 50 X 2 мм насыпали порошок
|флюса массой 0,1 г и помещали в печь, пластину с флюсом нагревали
до 998 К (что приблизительно соответствует температуре сварного
шва со стороны проплава при аргонодуговой сварке). Смачиваю-
щую способность различных флюсовых композиций определяли при
использовании флюсов, рекомендуемых для использования при сварке
198
алюминия и его сплавов. Химический состав флюсов и их площа-
ди растекания по поверхности сплава представлены в табл. 12. По-
лученные результаты показывают, что хлоридные и хлоридно-фто-
ридные флюсы гораздо лучше смачивают поверхность сплава АМгб,
чем фторидные флюсы.
Качество сварных соединений сплава АМгб оценивали по отно-
сительной протяженности оксидных включений в металле шва
2/о,в//шв- Об эффективности удаления оксидных пленок можно су-
дить по коэффициенту активности, который определяется по формуле
Аа = (7'к.ш-7’п.о)Г/Тпл, (5.1) Таблица 12. Химический состав и смачивающая способность известных флюсов
Площадь
Марка флюса Химический состав, % (по массе) гпл- K растека- ния. см2
АФ-4а 50 % КС1 — 28 % NaCl — 14 % LiCl — 8 % NaF 903 4,91
ВАМИ 50 % КС! — 30 % NaCl — 20 % Na3AlF6 923 2,01
КМ-1 45 % KC1 - 20 % NaCl — 15 % NaF - 20 % B4C1 943 2,41
ВИАМ-3 33,3 % KCI — 33,3 % NaCl — 33,4 % LiCl 753 3,80
42-а 29 % KCI - 19 % NaCl — 48 % B4C1 — 4 % CaF2 883 4,63
АН-А1 50 % KCI - 20 % NaCl — 30 % Na3AlF6 928 2,32
УФОК-А1 40 % KCI - 30 % NaCl — 30 % Na3AlF6 933 2,69
МАТИ-1 47 % KCI — 42 % BaCL —3 % Na,AlF6 —8 %LiCI 913 3,46
МАТИ-5 49 % KCI - 49 % BaCl2 — 2 % NaF 933 0,58
АН-А4 35 % LiF — 40 % NaF — 35 % CaF2 923 0,74
ФА-1 25 % LiF - 25 % MoF2 — 25 % CaF2 — 25 % SrF2 938 0,32
ТФА-1 30 % LiF — 20 % MoF2 — 25 % CaF2 — 25 % SrF2 938 0,24
ТФА-5 29 % LiF - 23 % BaF2— 21 % MeF,— 14 % CaF2 13 % CaCl2 - 923 0,68
где Тк.ш — температура сварочной ванны со стороны проплава (для
АМгб Тк.ш — 993 К). Тп,о — температура полного отделения оксид-
ной пленки от металла, К; F — доля участия фтора во флюсе; Тпл —
температура плавления флюса, К.
В результате исследования влияния смачивания флюсами поверх-
ности металла на качество сварных соединений сплава АМгб и эф-
фективности действия флюсовых композиций выявлена зависимость
относительной протяженности оксидных включений в металл шва и
коэффициента активности флюсов от площади растекания флюсовых
композиций на поверхности сплава АМгб (рис. 83). Согласно полу-
ченной зависимости, улучшение смачиваемости поверхности сплава
флюсами до определенных пределов способствует повышению эффек-
тивности действия флюса и снижению относительной протяженности
оксидных включений в металл шва. При чрезмерном увеличении рас-
текания флюса эффективность его действия падает, что приводит к
увеличению засоренности сварных швов оксидными включениями
(рис. 83, а).
Механизм удаления оксидных пленок связывают с механическим
ее отделением в результате затекания флюса под пленку и дисперга-
199
ции пленки газообразными продуктами реакций взаимодействия ме-
талла с флюсом. По другой версии, полагают, что действие флюсов
протекает по химическому механизму. Есть предположение, что уда-
ление оксидной пленки протекает по обоим отмеченным выше меха-
низмам и вероятность действия того или иного механизма опреде-
ляется химическим составом флюсовой композиции. Кроме того, отде-
лению оксидных пленок способствует адгезионный механизм дейст-
вия флюсов. Согласно данному механизму, эффективность отделения
оксидных пленок от металла зависит главным образом от величины
Рис. 83. Зависимости коэффициента активности флюсов и относительной
протяженности оксидных включений от площади растекания флюсовых
композиций (а) и площади растекания расплавленного флюса на поверхно-
сти сплава АМгб от поверхностного натяжения флюса (б).
Полученные результаты позволяют сделать вывод, что срабаты-
вание адгезионного механизма в удалении оксидных пленок с по-
верхности металла вполне возможно. Однако эти данные не отвер-
гают возможности протекания в процессе отделения оксидных пленок
других рассмотренных выше механизмов. Поэтому можно пред-
положить, что очистка поверхности металла от оксидных пленок мо-
жет протекать при срабатывании нескольких механизмов и вероят-
ность преобладания в процессе удаления оксидной пленки того или
иного механизма в совокупности с другими зависит от химического
состава и физико-химических свойств флюсовых композиций.
В ходе исследований выявлена качественная связь между смачи-
ванием и поверхностным натяжением флюсовых композиций (рис. 83, б).
Величину поверхностного натяжения определяли по известной
формуле Аппена
ат = £пгаг/100, (5.2)
где tit — содержание компонентов в расплаве, %; а{ — парциаль-
ные величины поверхностного натяжения компонентов в расплаве, а
также по формуле (5.1) с дополнением температурного коэффи-
200
P^Pg-Рз-О
Рис. 84. Зависимость,
коэффициента про-
плавления от по-
верхностного натя-
жения флюсов.
циента, учитывающего разницу меж-
ду температурой проплава сварно-
го шва и температурой плавления
флюса. /?т == Тпл^^к.ш-
После подстановки формула (5.2}
принимает следующий вид:
Ор = /?тот = (SajGj /?т/100.
(5.3>
При сравнении рассчитанных
значений поверхностного натяже-
ния расплавленных смесей галоге-
нидов по формуле (5.6) со значе-
ниями поверхностных натяжений
этих же смесей с изменением тем-
пературы отклонение значений со-
ставляет 5—10 %.
Смачиваемость флюсами поверх-
ности металла и поверхностное на-
тяжение флюсов не только влияют
на рафинирующую способность
флюсов, но и оказывают значительное воздействие на формирование
проплавления сварного шва.
Как отмечено выше, основными силами, действующими на непо-
движную осесимметричную ванну, считают силу тяжести Ръ, силу ме-
ханического воздействия сварочного источника Рд и силу поверх-
ностного натяжения Ра. Условие статического равновесия в этом-
случае записывается следующим образом: Ра + Рв — Ра = 0.
При использовании флюсов, наносимых со стороны проплавления,,
уравнение статического равновесия сварочной ванны преобразуется-
следующим образом: РД + Рв — Р<- — Рфл = 0, где Р$л — сила дейст-
вия флюса.
Сила действия флюса зависит главным образом от поверхностного*
натяжения флюса и, следовательно, от смачивающей способности
флюсовых композиций. Повышение величины поверхностного натя-
жения флюса приводит к усилению действия флюса на проплав сва-
рочной ванны и препятствует чрезмерному провисанию расплавлен-
ного металла сварочной ванны (рис. 84).
чар
В результате использования флюсов при аргонодуговой сварке
корень шва сварного соединения отличается плавностью перехода от
основного металла к проплавленному. Данный эффект позволяет по-
высить усталостную прочность сварных соединений в результате сни-
жения концентрации напряжений в зоне линии сплавления.
Критерием для оценки конфигурации перехода от проплавлен-
ного металла к основному служит коэффициент проплавления
Кпр = b!h, где b — ширина проплавления, мм; h — высота прови-
сания сварного шва, мм. Вероятно, что повышение величины поверх-
ностного натяжения флюсовых композиций способствует улучшению
«формирования проплавления сварного шва, которое ха; а т-ризу.т я
плавностью перехода от основного металла к наплавленному и высо-
ким значением коэффициента проплавления.
Флюсам принадлежит также большая роль в образовании на-
дежного физического контакта между алюминием и сталью при
сварке.
Специальные флюсы для сварки алюминия со сталью не разрабо-
таны. Для этой цели используются флюсы, применяемые для сварки
алюминия, алитирования стальных изделий и биметаллического
литья. Основные требования к флюсам: обеспечение хорошей сма-
чиваемости поверхности стали в течение сравнительно непродолжи-
тельного времени сварки; изменение межфазной свободной энергии
на границах сталь —флюс и алюминий —флюс таким образом, что-
бы возрастали величины cos 6 и До; обладание травящими свойст-
вами; растекание, адсорбирование или разрушение пленки оксида
алюминия. Помимо этих основных технологических требований к
флюсам последние должны в расплавленном состоянии иметь плот-
ность меньше плотности жидкого металла, обеспечивать устойчивое
г >рение дуги, хорошее формирование шва и высокие механические
свойства сварных соединений, не давать пор и грещин в шве, темпе-
ратура затвердевания их должна быть ниже температуры затверде-
вания металла шва.
Улучшение смачиваемости приводит также к увеличению адгезии
на границе свариваемых металлов, т. е. к возрастанию прочности
свариваемого соединения. Однако применительно к системе А1 — Fe
-одного улучшения смачивания обычно недостаточно из-за возмож-
ности образования интерметаллидов. Поэтому специфическим требо-
ванием к флюсам при сварке стали с алюминием является содержание
компонентов (добавок), которые, осаждаясь в процессе сварки на
поверхности стальной детали, ускоряют растекание алюминия и пре-
пятствуют образованию интерметаллических соединений.
Наиболее широкое применение в качестве флюсов нашли различ-
ные композиции хлоридов и фторидов щелочных и щелочноземель-
ных металлов, а также фторида алюминия. При этом фториды разру-
шают и растворяют оксид алюминия, а хлориды лучше смачивают
поверхность металлов.
Термохимические оценки подтверждают высокую реакционную
способность фторидов щелочных металлов с алюминием и его спла-
вами по сравнению с хлоридами при 1273 К- •• '
«02
Рис. 85. Зависимость растекаш я
алюминия по стали от различных
добавок к смеси хлоридов натрия
и калия.
Для автоматической сварки алюминия и не содержащих магния
алюминиевых сплавов предложен флюс АН-А1. По устойчивости го-
рения дуги, формированию, плотности, механическим свойствам и
коррозионной стойкости шва лучшими являются флюсы, содержащие
20—40 % NaCl, 30 % Na3AlFs (криолит), остальное—КС1. Учиты-
вая степень увлажняемости флюса, целесообразно применять мини-
мальное количество хлористого натрия [244].
В соответствии со сказанным выше о влиянии флюса на величину
межфазных свободных энергий <т(к, а также в связи с широким при-
менением в качестве флюсов различных хлоридов и фторидов, опре-
делялась величина сж_г по границе алюминия с криолитными и крио-
литоглиноземными расплавами различной
концентрации и с примесями различных
хлоридов и фторидов.
Применение в качестве флюсов соле-
вых расплавов удобно тем, что они, об-
ладая малым поверхностным натяжением,
хорошо смачивают поверхность металлов.
Основу большинства флюсов составляют
хлористые соли Na, К, Li, Са, ZnCl2,
а также соединения фтора: NaF, A12FS,
LiF.
В работе [257] приведены данные по
смачиванию алюминием стали и чугуна
при различных составах флюсов: на ос-
нове хлоридов натрия и калия и на ос-
нове хлоридов цинка. На рис. 85 кривые
1, 3, 4 соответствуют добавкам NaF,
Na3AlF6 и KF в случаях, когда основой флюса является смесь NaCl и КС1,
кривая 2 соответствует добавкам KF и ZnCl2. Как видно из рис. 85,
присадка фтористых солей резко улучшает растекание алюминия по
стали. При этом наиболее эффективны в смеси хлоридов натрия и калия
добавки 15—18 % криолита (кривая 3) и KF (кривая 4). Недостатками
флюсов KF являются их большие текучесть и гигроскопичность. Флюсы
с криолитом более удобны в работе, они обладают высокой реакционной
способностью в отношении А1гО3, малогигроскопичны, достаточно ту-
гоплавки и практически не газотворны. Офлюсование в указанных
флюсах улучшает алитирование стали в процессе сварки.
Из рассмотренных в работе [257] флюсов для улучшения качества
алитирования авторы рекомендуют расплав из 41—45 % NaCl, 41—
45 % КС1 и 10—18 % Na3AIFb; водный раствор на основе ZnCl2, с
присадкой 30—40 % KF и расплав 28,0 % ZnCl2 — 28,6 % NaCl —
28,6 % KCI —2,2 % NH4C1— 12 % Na3AIF6.
В ряде случаев в состав флюса, а также в алюминиевый сплав
специально вводят элементы, улучшающие смачивание. Так, для
снижения температуры плавления иногда вводят до 6 % LiCl или до
34 % ZnCl2. Для флюсования применяют также расплавы фтористых
солей циркония (ZrF2, K-,ZrFe) и титана (TiFs, K,TiFe) либо пересы-
чценные водные растворы фторцирконата калия K_ZrF6.
203
3. Изменение поляризации и градиента температуры
В гл. 1 изучены вопросы влияния поляризации на границе металл —
шлак для случая сварки сталей. Рассмотрим влияние поляризации
применительно к взаимодействию алюмокремниевого сплава АК5
(5 % (по массе) Si) со сталью ВНС-9 (Х18Н15Н5АМЗ), что имеет
место, например, при сварке композиционного материала КАС-1А.
Известно, что при изотермическом растекании жидкости по по-
верхности твердого тела из неограниченного источника имеет место
кинетической закон Лж = АДсгт, где Лж — перемещение жидкости;
А— кинетический коэффициент; А;—движущая сила растекания,
Ао = Аш(От-ж —о-г-г)—<тж-г, где Кш — коэффициент шероховатости,
равный отношению площадей истинной поверхности тела к идеально
гладкой; с1п — удельная свободная межфазная энергия на границе
между 1-й и n-й фазами.
Изменяя величину электрохимической поляризации, можно так
повлиять на от_ж и <тж-г, что «скорость растекания» H4t = ААо воз-
растет в десятки раз. Методика исследований такого рода и полу-
ченные результаты для различных металлических систем приведены
в работах [30—34]. Второй фактор, который может ускорить расте-
кание в исследуемой системе,— градиент температуры. Растекание
жидкости по поверхности при наличии вдоль нее градиента
температуры в монографии [30] получило название терморастекание.
Показано [30, 35, 36], что при терморастекании жидкости, химически
взаимодействующей с подложкой, можно влиять на скорость расте-
кания, изменяя градиент температуры вдоль подложки. Если, напри-
мер, энергия смещения MJ компонентов системы твердая подложка —
жидкое покрытие отрицательна, т. е. если образование сплавов в этой
системе происходит с выделением тепла, то растекание ускоряется от
холодного конца подложки к горячему: At/ = U12 — (Un + U22)/2t
где Ullt t/Z2, [712 — энергии парных взаимодействий атомов компо-
нентов подложки (1) и покрытия (2). Так, например, в системеСб — Hg,
характеризующейся отрицательной энергией смещения, ртуть гораздо
быстрее растекается от холодного конца подложки к горячему, чем
в противоположном направлении или при изотермическом растека-
нии [35, 36].
Основой подложки в нашем случае является железо, а покрытия —
алюминий. Известно, что система Fe — Al характеризуется значи-
тельной отрицательной энергией смещения. Так, по данным [349],
при сплавлении Al с Fe в пределах концентрации 30—75 % (ат.) вы-
деляется теплота 15,9—28,4 кДж/моль. Поэтому можно было ожи-
дать, что при осуществлении терморастекания сплава АК-5 по стали
ВНС-9 оно также будет ускоряться от холодного конца подложки к
горячему. г'~"
Для изучения раздельного и совместного влияния ' электрохими-
ческой поляризации и градиента температуры на расгекание при-
менили следующую методику [501. Были изготовлены три специаль-
ные электрические печи. В двух из них осуществлялась неравномер-
ная намотка нагревательной нихромовой спирали, что позволило
204
создать в их рабоче части градиенты температуры, примерно рав-
ные 0,5 и 0,9 °С/мм (температуры в печи повышались снизу вверх).
Третья печь (с равномерной намоткой спирали) позволяла прово-
дить опыты по изотермическому растеканию.
> Для изотермических экспериментальных исследований использо-
валась установка, схема и описание которой даны в работах [30, 33].
Для измерения электрического потенциала применен свинцовый
электрод сравнения (РЬ/РЬС12). В качестве флюса использовался
о б
Рис. 86. Зависимость скорости растекания алюминиевого сплава по коррозионно-
стойкой стали от потенциала при изотермических выдержках (а) и различных гра-
диентах температуры (б).
при различных температурах расплава АК-5 по следующей методи-
ке. Вначале образец стали ВНС-9 в виде проволоки погружался
в расплав солей на 3—5 мин и анодно поляризовался током 5 А.
Затем он опускался в расплав АК-5 на время т = 2...5 мин, в тече-
ние которого к образцу прикладывали потенциал <р (в каждом опыте
различный по величине).
После того как образец вынимался и охлаждался, измеряли длину
части образца, покрытой алюминиевым сплавом при растекании.
Затем эта часть образца отрезалась, после чего эксперимент повто-
рялся в той же последовательности при новом значении потенциала.
Полученные экспериментальные данные для растекания сплава АК-5
по стали ВНС-9 при различных потенциалах в расплаве КС1 + NaCl +
+ 5 % РЬС12 при 1073 1003, и 973 К представлены в виде зависимостей
№lt = G(tp) на рис. 86. Из кривой 1 приТ = 973 К видно, что расте-
205
капие алюминиевого сплава имеет место лишь при анодной поляри-
зации и характеризуется малыми скоростями при больших (около
8 А) токах в измерительной ячейке. В связи с этим очевидно, что
температура расплава АК-6 должна быть более высокой. Действи-
тельно, при Т = 1003 К (кривая 2) наблюдаются смачивание и рас-
текание алюминиевого сплава по нержавеющей стали как при анод-
ной, так и при катодной поляризациях. Скорость растекания резко
увеличивается, если повысить температуру расплава до 1073 К (кри-
вая 3). Следует отметить, что при собственном потенциале <рс стали
ВНС-9 в расплаве АК-5, который для 973, 1003 и 1073 К составлял
соответственно— 1,57, —1,54 и —0,88 В, скорости растекания
сравнительно невелики: при повышении температуры до 1073 К зна-
чение срс сдвинулось на 0,66 В в анодную сторону по сравнению с его
Таблица 13. Сравнение скоростей растекания сплава АК-5 по стали ВНС-9
при различных условиях проведения эксперимента
grad / = 0 grad Г = ’,5 К/мм grad I = ’,9 К/мм
<р. В | G, мм2/с ф, в | G, ММ2/С <р, в | (?, мма/с
<р — <р,| = —1,54 0,133 <р = <рс — —1.4 10,2 <р = <рс = 0,79 10,8
Ф = 'Спах = -°.9 4,03 <р= <ртах=-1,1 14,6 <р = <ртах = -0,5 24,3
значением приТ = 1003 К, что, вероятно, и привело к сдвигу максиму-
ма кривой 3 по сравнению с кривой 2 примерно на 0,4 В в ту же сторону.
Кроме того, повышение температуры расплава АК-5 до 1073 Кприво-
дит к разупрочнению подложки — высокопрочной стали ВНС-9, поэто-
му представляло интерес попытаться увеличить скорость растекания
при температурах ниже 1073 К, подключив в качестве дополнитель-
ного действующего фактора градиент температуры вдоль образца.
Эксперименты проводились аналогично предыдущим, при двух
значениях градиента температуры — 0,5 и 0,9 К/мм, температура
расплава АК-5 при этом составляла 1003 К и возрастала в направле-
нии растекания. Собственный потенциал стали ВНС-9 в расплаве
АК-5 при этом был равен соответственно — 1,4 и —0,8 В. Резуль-
таты исследований представлены на графиках h2/t — G (<;) на
рис. 86, б. Видно, что форма зависимости G (<р) во всех трех случаях
практически одинакова. Сдвигаются лишь максимумы кривых, что, как
указывалось выше, объясняется относительным сдвигом собствен-
ного потенциала. Кроме того, скорости растекания сплава АК-5 по
стали ВНС-9 в расплаве с градиентом температуры оказались гораз-
до выше, чем при изотермическом растекании. Это легко видеть при
сравнении скорости растекания в характерных точках кривых б(ср):
при собственном потенциале <рс стали ВНС-9, погруженной в жидкий
сплав АК-5 в расплаве солей; при потенциале, соответствущем мак-
симуму кривой «ртах (табл. 13).
Как видно из табл. 13, при потенциалах <pmax и tpc скорость рас-
текания сплава АК-5 по стали ВНС-9 при grad Т = 0,9 К/мм уве-
личивает скорость соответственно в 6 и 8 раз по сравнению с изотер-
мическим растеканием.
206
Может возникнуть вопрос, не связано ли наблюдаемое увеличе-
ние скорости растекания с тем, что при наличии градиента темпе-
ратуры вдоль образца сплав АК-5 растекается при все более высокой
температуре и что, следовательно, большая скорость растекания
обусловлена не наличием градиента температуры, а просто повышен-
ной температурой. Легко видеть, что основную роль в эффекте уве-
личения скорости растекания играет не повышающаяся температура,,
а наличие градиента температуры. Действительно, за время расте-
кания 300 с высота подъема составляла /г2 = 55 мм, на этой высоте
на образце температура была равна 1053 К. Вместе с тем при Т —
= 1073 К при наиболее благоприятном потенциале = — 0,5 В
(см. рис. 86, а) эффективная скорость растекания составляла Gmax =
= 15,4 мм2/с, тогда как при наличии градиента температуры 9 К/см-
Стах = 24,3 мм2/с (рис. 86, б, кривая 5), т. е. наибольшая скорость
растекания при наличии градиента температуры в интервале 1003—
1053 К в 1,6 раза превосходит наибольшую скорость изотермического
растекания при более высокой температуре (Т — 1073 К), что под-
тверждает самостоятельную роль градиента температуры, ускоряю-
щего растекание жидкого металла по твердому в рассматриваемой
системе.
Таким образом, для высокотемпературной системы Fe — Al по-
казано наличие термопотока смещения, направленного в сторону
повышающейся температуры, обусловленного отрицательной вели-
чиной энергии смещения в этой системе. Совместное использование
двух важных факторов — электрохимической поляризации и гра-
диента температуры — дает возможность интенсифицировать соеди-
нение композитного материала, а также значительно снизить тем-
пературу процесса, что способствует сохранению прочности и других
свойств стали ВНС-9 при гарантированно быстром и надежном сма-
чивании ее алюминиевым сплавом АК-5.
Приведем другой пример влияния внешних воздействий на сма-
чиваемость и растекание — влияние электрического тока на расте-
кание сплавов меди по чугуну 1289].
При получении биметаллических изделий наплавкой стремятся
обеспечить минимальное расплавление основного металла, улучшить
смачиваемость и растекаемость наплавляемого. Применительно к
системе чугун — сплав на основе меди эти условья обеспечить труд-
но, так как разница температур плавления соединяемых материалов
составляет 100—250 К. В условиях использования дуговых источ-
ников теплоты возможны подплавление поверхности и переход
основного металла (чугуна) в расплав. Кроме того, растекаемость
жидкого расплава по поверхности чугуна ограничивается наличием
графитной фазы и ее состоянием. Распространенным способом улучше-
ния растекаемости припоя по поверхности чугуна является исполь-
зование флюсов. Известно, что действие поверхностно-активных до-
бавок можно повысить пропусканием электрического тока через кон-
такт. Электрический ток ускоряет переход положительных ионоз
щелочноземельных металлов из флюса в припой, повышая самофлю-
сующие свойства последнего, сокращая время лужения [ЗОН. Кроме
того, отрицательный потенциал, прикладываемый к расплавленному
припою, препятствует растворению основного металла в расплаве.
Поэтому важно определить роль электрического тока в улучшении
процессов растекания и структурообразования при дуговой наплав-
ке медного сплава на детали из серого чугуна.
Традиционными методами исследования процессов взаимодейст-
вия твердофазного металла с жидким не предусмотрена возможность
пропускания электрического тока через контактирующие фазы.
В связи с этим использована методика, основанная на погружении
твердофазного материала в расплав, позволяющая пропускать элек-
трический ток через контактирующие фазы.
Образец из чугуна СЧ-20 изготовлен со сферической поверхно-
стью, площадь погружаемой части составляет 260 мм2.
При его погружении предусмотрена возможность пропускания
электрического тока различных плотности и полярности. Особенно-
сти строения поверхности чугуна не позволяют использовать обще-
принятый критерий взаимодействия — краевой угол смачивания.
На поверхности чугуна имеются металлическая матрица и гра-
фитная фаза, которые обладают разной прочностью сцепления к спла-
вам меди. Графитные включения образуют острые ребра твердого
тела, которые являются энергетическим барьером для растекающей-
ся жидкости. Поэтому использован интегральный критерий — пло-
щадь растекания жидкого расплава по поверхности твердофазного
образца. Процессы взаимодействия изучали в присутствии активной
(флюс АН-ШТ-2) и нейтральной (аргон) среды с погружением серого
чугуна в расплав латуни Л-63, а также бронз БрАМц9-2 и БрКМцЗ-1.
Применительно к латуни полное растекание по погружаемой по-
верхности чугуна наступает при использовании флюса и перегреве
расплава латуни до 1390 К- Время начала взаимодействия состав-
ляет т„ » 3 с, окончания — тк « 12 с (рис. 87, а, кривая 1). Про-
пускание тока плотностью 0,5—0,7 А/мм2 практически не повлияло
на увеличение максимальной температуры в зоне контакта, но улуч-
шило растекаемость расплава (кривая 2). При плотности тока 1,5—
1,8 А/мм2 увеличилась максимальная температура в зоне контакта
и даже наблюдалось растворение чугуна. На рис. 87, б представлен
график изменения площади растекаемости расплава латуни Л-63 по
поверхности образца из серого чугуна в зависимости от максималь-
ной температуры в зоне контакта. Температуру измеряли в централь-
ной части образца, однако место наличия смачиваемости не всегда
совпадало с расположением термопары, что вызывало большой раз-
брос экспериментальных данных. Эксперименты позволили вы-
вить общую тенденцию положительного влияния тока в зоне контак-
та, обеспечивающего лучшую растекаемость при меньшей максималь-
ной температуре (кривая 2).
Эксперименты с использованием защитной среды (аргона) пока-
зали, что растекаемость резко уменьшается. При температуре рас-
плава выше 1420 К цинк выгорает без увеличения площади растека-
ния. Аналогичные процессы наблюдаются и при дуговой наплавке
латуни на чугун.
208
Рис. 87. Изменение площади растекаемости расплава латуни Л63 по поверхности
чугуна СЧ20 (защитная среда — флюс АН-ШТ-2):
1 — без тока; 2 — ток прямой полярности.
В отличие от латуней, бронзы менее чувствительны к перегреву,
допускается использование концентрированных источников тепло-
ты. Более высокая температура плавления бронзы предопределяет
возможность растворения и подплавленпя чугуна. Процесс наплавки
можно вести как в аргоне, так и под флюсом. Однако последний способ-
ствует более глубокому проплавлению и растворению чугуна, требует
специальных флюсоудерживающих устройств, которые усложняют
технологию наплавки криволинейных поверхностей. Поэтому более
перспективен способ наплавки с использованием газовой среды, на-
пример аргона.
Эксперименты с расплавами бронз показали, что без пропускания
тока полную растекаемость бронзы по чугуну можно обеспечить лишь
при нагреве расплава (свыше 1720 К). При меньшей температуре пло-
щадь смоченной поверхности не достигает максимального значения
(260 мм2) при любой продолжительности контакта. Растекаемость
практически не увеличивается и при плотности тока 0,4—
0,7 А/мм2. Только при 1—1,5 А/мм2 она заметно улучшается.
На рис. 88 представлена кинетика растекаемости расплава брон-
зы БрКМцЗ-1 по поверхности твердофазного чугуна. При наличии
электрического тока растекание начинается и завершается при более
низких максимальных температурах в зоне контакта.
Для бронзы БрКМцЗ-1 и БрАМц9-2 это температурный интер-
вал составляет 1070—1370 К и не превышает температуру плав-
ления серого чугуна. Как показано на рис. 88, а, растекание бронзы
наступает через 2 с, а завершается через 6—8 с. При 1620 К полная
растекаемость не достигается в случае отсутствия тока или при плот-
ности тока менее 1 А/мм2.
14 1-635
209
$,ммг
! Рис. 88. Кинетика растекаемости расплава бронз БрКМцЗ-1 (а)
и БрАМц9-2 (6) по поверхности чугуна СЧ20 (защитная среда — ар-
гон):
1 — без тока; 2,3 — ток соответственно прямой н обратной полярности.
При использовании бронзы БрАМц9-2 растекаемость зависит от
полярности тока. При одной и той же температуре расплава (1620 К)
время начала растекания алюминиевой бронзы составляет 2 с, время
завершения — 6—8 с. Однако без применения тока, а также при
обратной его полярности (анод — расплав) не достигается полная
растекаемость бронзы по поверхности чугуна (рис. 88, б). При токе
прямой полярности (катод — расплав) растекаемость резко улуч-
шается и достигает максимального значения спустя 6 с. Однако в
этом случае и время начала растворения наступает раньше. Наличие
тока как прямой, так и обратной полярности в значительной степени
влияет на процесс растворения чугуна. Оно начинается через 4 с после
погружения образца, т. е. на 2 с раньше, чем при отсутствии тока.
Скорость же растворения чугуна в расплаве бронзы БрАМц9-2 и
БрКМцЗ-1 практически одинаковая.
4. Улучшение смачиваемости
при сварке разнородных металлов
Ввиду того что теория терморастекания (т. е. растекания в не-
изотермических условиях) при взаимодействии с подложкой отсутст-
вует, представлялось целесообразным сопоставить термический цикл
210
возможность получения в не-
fr°C Ь,граЗ
Рис. 89. Совмещенные зависимости
температуры и краевого угла сма-
чивания от времени.
сварки и временную зависимость краевого угла смачивания. На рис. 89
приведены совмещенные зависимости термического цикла сварки и крае-
вого угла смачивания от времени. Время контакта твердого металла с
жидким при сварке составляет несколько секунд. За этот промежуток
температура стальной кромки повышается, а процесс смачивания
интенсифицируется. Краевой угол смачивания уменьшается пример-
но от 50 до 20° в течение 2—3 с. Сопоставление скорости растекания
при температурах сварочного процесса 1073—1173 К со скоростями
сварки около 0,2 м/с указывает на
которых условиях (например, при
электронно-лучевой сварке алюминия
со сталью) удовлетворительной сма-
чиваемости без применения дополни-
тельных мер.
В случае сварки на переменном
и постоянном токе обратной поляр-
ности имеет место так называемое ка-
тодное распыление. Как указывалось
выше, при аргонодуговой сварке алю-
миния со сталью появляются допол-
нительные движущие силы процесса
растекания за счет давления дуги и
потока аргона на сварочную ванну.
В работе [2561 отмечалось, что су-
щественное различие физических
свойств приводит при сварке алюми-
ния со сталью к нарушению симмет-
рии температурного поля относитель-
но оси шва. Изотермы в алюминиевом
сплаве опережают изотермы в стали,
а ширина зоны разогрева стали в не-
сколько раз меньше ширины зоны
разогрева алюминиевого сплава. Рас-
смотрение температурных полей при
сварке разнородных пластин показывает, что ширина зоны разогрева
стали СтЗ даже выше 773 К (скорость сварки 10 мФ) не i резышает
3—4 мм.
По-видимому, необходимо применять дополнительные меры для
интенсификации процессов смачивания в условиях дуговой сварки
алюминия со сталью, медью и другими тугоплавкими металлами и
сплавами, например использование гальванических покрытий на
стали.
В связи с этим представляло интерес выяснить минимальную тем--
пературу стальной и медной кромок, при которой последние могут
с шчиваться алюминием, а также изучить влияние гальванических
покрытий на смачивание стали и меди алюминием в условиях дуго-1
вой сварки.
Смачивание и растекание алюминия по железу с покрытием. Для
экспериментов использовались стальные пластины размером 200 X
14
211
X 300 мм и толщиной 0,8; 1,5; 2; 3; 5 и 6 мм. В средней части пластин
поперек намеченной оси шва высверливали отверстия диаметром 1,5 мм
под установку термопар. На тщательно очищенную механическим
путем от оксидов и обезжиренную спиртом поверхность образщ в
автоматической аргонодуговой сваркой на автомате АДСВ-2 наплав-
ляли алюминиевые валики. Применяли присадочную проволоку марки
АД1. Термические циклы наплавок с различными скоростями свар-
ки, погонной энергией при различной толщине стали записывали
осциллографом Н-700.
Полученные данные показывают, что смачивание стали А1 в
условиях сварки происходит в том случае, когда температура нагрева
стальной кромки равна 1023—1073 К или выше, а время контакта А1
и стали превышает 2—3 с. Это согласуется с кинетическими зависи-
мостями краевого угла смачивания, полученными в вакууме, а также
с данными работы [224].
Как показано выше, алюминий с железом образует ряд интерме-
таллических соединений с различной шириной области гомогенности,
и с этой точки зрения эта пара металлов должна обнаруживать удов-
летворительное смачивание. Однако склонность А1 легко окисляться
с образованием тугоплавкого и механически прочного оксида при-
водит к противоположным результатам, особенно при технологиче-
ских операциях, выполняемых зачастую в условиях окислительной
среды.
В случае сварки алюминиево-магниевых сплавов Mg не взаимо-
действует со сталью, но в то же время способствует образованию на
поверхности алюминиевых сплавов рыхлой и толстой оксидной плен-
ки. Этим, в частности, объясняется неудовлетворительное смачива-
ние алюминиево-магниевых сплавов припоями.
Смачиваемость Fe магнием также неудовлетворительна: образую-
щаяся оксидная пленка препятствует формированию капли и иска-
жает результаты измерений. По данным работы [172], магний не сма-
чивает стали СтЗ и 12Х18Н10Т в интервале 1023—1123 К (значения
краевых углов смачивания при 1023, 1073 и 1123 К для стали СтЗ
составляют соответственно 122, 114 и 103°, для стали 12Х18Н10Т —
124, 117 и 109°).
Исследование влияния защитной атмосферы на растекание А1 по
стали показало, что лучшей средой является вакуум не ниже 1,33 МПа.
В вакууме не только предупреждается рост оксидной пленки на алю-
минии, но и вследствие испарения элементов с высоким давлением
насыщенных паров, например Mg в сплаве АМгб, Мп в сплаве АМц,
механически разрушается и удаляется уже имеющаяся пленка. Ве-
роятно, по той же причине сплав АМгб, в состав которого входит
6—7 % Mg, в' вакууме растекается по стали лучше, чем алюминий
марки А995 и сплав АМц [256]. Наименьшие углы наблюдаются при
растекании А1 и его сплавов по стали с шероховатостью поверхности
Rx = 80...40. Снижение шероховатости приводит к увеличению
угла смачивания при Rz = 160...80 (0 = 80°).
В вакууме 2,66 МПа при 1193 К и выше краевой угол смачивания
А1 и его сплавами поверхности стали 12Х18Н10Т приближается к
212
нулю, и в этой системе достигается полное растекание. При соб-
людении тех же условий в случае растекания А1 и его сплавов по
поверхности стали СтЗ краевой угол смачивания даже при перегреве
навески до 1293 К остается больше 20°. Положительный результат
получен при плавлении алюминия сварочной дугой при наличии на
поверхности стали СтЗ гальванического цинкового покрытия. При
плавлении в вакууме, инертной атмосфере или под флюсом гальва-
ническое цинковое покрытие служит источником загрязнений, спо-
собствующих окислению алюминия и снижению прочности со
единений.
Результаты экспериментов по смачиванию послужили исходным
пунктом для разработки технологии сварки алюминия со сталями
12Х18Н10Т и СтЗ.
Влияние гальванических покрытий на смачивание меди алюми-
нием в условиях аргонодуговой сварки. На поверхность медных плас-
тин 6 = 6 мм наносили гальванические покрытия Zn, Sn, Ag и Ni,
а также комбинированные покрытия Ni + Zn, Ni + Sn и др. [172].
Толщина каждого слоя покрытия составляла 40 мкм. В средней части
пластин аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом наплав-
ляли алюминиевые валики. Режим наплавки: 7Св = 250 А, Рев = Юм/ч,
диаметр вольфрамового электрода 5 мм, диаметр присадочной про-
волоки АД1 2,5 мм, расход аргона 10 л/мин. За процессом смачива-
ния меди алюминием велось наблюдение. Параметры наплавленных
валиков (ширина и краевой угол смачивания) измерялись на макро-
шлифах.
Цинковое покрытие обеспечивало наиболее равномерное форми-
рование валиков. Впереди дуги на расстоянии 4—6 мм под действием
термического цикла сварки цинковое покрытие оплавлялось, и сва-
рочная ванночка смачивала не чистую поверхность меди, а поверх-
ность, покрытую расплавом цинка. Краевой угол смачивания со-
ставлял 30—40° (рис. 90).
При наплавке пластин, покрытых оловом, обнаружено менее рав-
номерное формирование валиков, чем с цинковым покрытием. В от-
дельных местах наблюдалось практически полное смачивание. Дру-
гие имели несплавление валиков с поверхностью медной пластины.
Средний краевой угол смачивания оказался несколько большим по
сравнению с цинковым покрытием.
При наличии на поверхности меди серебряных покрытий полу-
чить равномерное формирование валиков со скоростью сварки 10 м/ч
не удавалось. Однако при меньших скоростях сварки (5—6 м/ч)
алюминиевые валики имели правильную форму, а краевой угол сма-
чивания и ширина валиков при этом приближались к полученным в
случае применения цинкового покрытия. Согласно диаграмме со-
стояния, в системе Си — Ag образуется эвтектика при 1053 К- Резуль-
таты изучения смачивания показали [172], что при температуре ниже
эвтектической (примерно 1023 К) алюминий растекается по подложке
Си с серебряным покрытием за 4—5 мин, образуя начальный крае-
вой угол 40°, а конечный — примерно 10°, т. е. характер растекания
аналогичен характеру растекания в системе А1 — Си. Иная картина
213
наблюдается в опытах при 1073 К, т. е. при температуре выше эвтек-
тической. В этом случае краевой угол составляет около 8° и быстро
(в течение 2 мин) уменьшается до нуля.
В связи с этим изучено смачивание алюминием чистого серебра
при температуре 1073 К. Поверхность подложки обрабатывали так
же, как и в случае Си. Алюминий смачивает серебро несколько луч-
ше, чем медь, однако растекания, подобного растеканию в систед е
Си — Ag — Al, не наблюдается. Очевидно, причина быстрого рас-
текания в этой системе — образование эвтектической жидкости на
поверхности подложки, т. е. фактически растекание жидкого алю-
миния происходит по поверхности меди, заранее смоченно i жидким
раствором.
214
Никелевое покрытие не оказывает заметного влияния на процес-
сы смачивания меди алюминием. Краевой угол смачивания в этом
случае, как и при непосредственной наплавке алюминия на медь,
превышает 90°. Комбинированные покрытии (Ni + Zn, Ni -f- Sn) дают,
результаты, аналогичные результатам для однослойных покрытий
(Zn или Sn). Олово также образует на поверхности меди жидкую фа-
зу. Однако при последовательном нагреве подложки до температуры
опыта (573—1073 К) Sn интенсивно диффундирует в медь, образуя
интерметаллические фазы с более высокой температурой плавления.
Вероятно, при достаточно высокой скорости нагрева Sn и Zn могут
быть эффективными покрытиями.
Таким образом, из всех изученных гальванических покрытий цин-
ковое покрытие при аргонодуговой сварке обеспечивает наилучшие
условия для смачивания меди алюминием. Показано, что роль галь-
ванических покрытий при сварке данных металлов сводится к соз-
данию впереди источника нагрева на поверхности тугоплавкого ме-
талла жидкой прослойки, улучшающей] растекание алюминия по меди.
Для интенсификации процессов смачивания в условиях дуговой
сварки А1 с Си необходимо применять флюс АН-А1 или гальвани-
ческое покрытие меди цинком.
Особенности сварки ниобия со сталью. Результаты исследований
особенностей взаимодействия ниобия с жидкой сталью, приведен-
ные в параграфе 2 гл. 4, позволили сформулировать новые положе-
ния, которые легли в основу создания надежной технологии сварки
ниобия со сталью. Положения, меняющие подход к решению постав-
ленной задачи, следующие: а) концентрация Nb в жидкой стали и
структура зоны взаимодействия после охлаждения определяются не
столько временем взаимодействия Nb с жидкой сталью, сколько тем-
пературой перегрева стали; б) в условиях энергичного перемешива-
ния жидкого металла при электронно-лучевом расплавлении стали
время насыщения жидкости ниобием до концентраций, приводящих
к выделению кристаллов интерметаллических соединений и образо-
ванию сплошной интерметаллической прослойки, возрастает с уве-
личением объема жидкости, участвующей во взаимодействии. Из
этого следует, что успешное решение задачи сварки плавлением Nb со
сталью возможно не путем сокращения времени контакта ниобия с
жидкой сталью, как это предложено в (94], а ограничением темпера-
туры перегрева стали и увеличением ее объема, участвующего во
взаимодействии с Nb.
В основу предлагаемой (183] технологии положен процесс рас-
плавления стали расфокусированным электронным лучом. Пятно на-
грева располагается частично на кромке стали, частично — на нио-
бии (рис. 91), при этом нагрев Nb ведется не от перегретой жидкой
стали, а путем непосредственного действия луча. В этом случае не-
зависимо от толщины свариваемых элементов температура перегрева
стали может сохраняться в допустимых пределах, а непосредственная
обработка поверхности Nb лучом должна способствовать ее актива-
ции в результате удаления адсорбированных газов и разложения
оксидов, находящихся на поверхности Nb. t.:, , .
Отработку режимов электронно-лучевой сварки расфокусирован-
ным электронным лучом с низким ускоряющим напряжением про-
водили на листовых образцах из сплавов ниобия ВН-2АЭ, ЭЛН-1 и
стали I2X18H10T размерами 100 X 70 мм при толщине 2—5 мм, а
также на цилиндрических образцах из сплава ниобия ВН-2АЭ,
ВН-5АЭ, НЧ и стали 12Х18Н10Т с внешними диаметрами 12, 14, 30,
32 и 95 мм и толщиной стенок 0,3—4,0 мм.
Для выявления влияния состояния поверхности Nb на смачивае-
мость расплавленной сталью ее наносили на ниобий с различной под-
готовкой поверхности (в состоянии поставки, после зачистки шкур-
Рис. 92. Зависимость смачиваемости расплавленной сталью поверхности ниобия
при температуре 1653 К от ее подготовки:
1 <*» в состоянии поставки; 2 — после зачистки шкуркой; 3 — после травления.
помощью профилометра-профилографа конструкции завода «Калибр».
Результаты исследований показали (рис. 92), что лучшая сма-
чиваемость имеет место при химическом травлении (в растворе
60% HNO3 + 40 % HF), так как при этом наиболее полно удаляются
поверхностные жиры, оксиды и улучшается микрорельеф поверхности
ниобия. Несколько худшую смачиваемость расплавленной каплей
стали поверхности Nb, обработанной шкуркой, можно объяснить
неполным удалением поверхностных оксидов и других загрязнений,
а также внедрением абразива.
Как отмечено в гл. 2, краевой угол смачивания, замеренный по
застывшей капле, не отражает значений истинного краевого угла при
216
жидком состоянии капли. Для опре-
деления истинного краевого угла сма-
чивания в зависимости от состояния
поверхности и времени при постоян-
ной температуре 1673 К в процессе
растекания расплавленной стали по
Nb проводилась киносъемка. Истин-
ный краевой угол значительно боль-
ше краевого угла, замеренного по
застывшей капле: 0ЖИДК = 1,40тв. Пло-
щадь растекания зависит лишь от
объема расплавленной стали и степе-
ни разогрева твердого Nb, которая
легко регулируется смещением пятна
нагрева либо на Nb, либо на сталь.
Обратная сторона шва формируется
ОпробоВанные
Сталь
удовлетворител ьно.
Непосредственно перед загрузкой
в камеру кромки свариваемых образ-
цов протирали этиловым спиртом.
Опробование различных типов свар-
ных соединений из листовых мате-
риалов (рис. 93, а) показало, что наи-
более технологичными из них при
сварке металла толщиной до 3 мм
являются соединения встык и нахлес-
точное с отбортовкой кромок на стали.
При сварке металла толщиной более
3 мм в связи с трудностью отбортовки
Сталь
Телескопические соединения
Сталь
б
Рис. 93. Типы сварных соединений
из листовых материалов (а) и труб
(б).
кромок у стали удобнее применять
соединения со вставкой из стали. Изменением величины отбортовки
или вставки можно легко регулировать количество расплавленной
стали. Типы сварных соединений цилиндрических образцов, опробо-
ванных в работе [1831, представлены на рис. 93, б.
При электронно-лучевой сварке стыковых соединений Nb со сталью
лучшее формирование шва получено при диаметре пятна нагрева
10—12 мм и расположении его центра по стыку. Сварку телескопи-
ческих соединений из труб осуществляли в два прохода. При первом
электронный луч смещали на ниобий и разогревали его до темпера-
туры взаимодействия со сталью, при втором проходе луч смещали в
сторону стали таким образом, что две трети диаметра электронного
луча приходилось на сталь и одна треть — на ниобий. Режимы элек-
тронно-лучевой сварки Nb со сталью представлены в табл. 14. Откло-
нение параметров режима по току луча на —5...—20% от номи-
нального не влияет на качество и характер формирования сварного
соединения.
Особенностью образования соединения Nb со сталью при сварке
расфокусированным электронным лучом является относительно
большое время взаимодействия Nb с расплавленной сталью при тем-
217
лературе 1703—1753 К, что сказывается на структуре зоны взаимо-
действия. Микрорентгеноспектральный анализ сварных соединений
позволил установить состав и процентное содержание элементов в
зоне взаимодействия Nb со сталью и в сварном шве. Распределение
компонентов стали и Nb в зоне взаимодействия на расстоянии 25—
30 мкм от Nb постоянно и близко эвтектическому составу (10—12 %
Nb, 9—10 % Ni, 60—63 % Fe, 13—15 % Сг). К эвтектике примыкает
область твердого раствора Nb в стали убывающей концентрации.
Проведенные исследования позволяют сделать вывод о том, что при
соблюдении оптимальных условий (термического цикла сварки, обес-
печивающего нагрев Nb и стали в зоне взаимодействия в пределах
Таблица 14. Режимы электронно-лучевой сварки ниобия
с коррозионностойкой сталью
Толщина сва- риваемого ме- талла, мм Лпуча» kyCK« Диаметр луча, мм VCB, м/ч
0,3 20 5,2 10 12
0,5 25 5,2 10 12
1,0 35 6,5 10 9
2,0 45 8,8 10 8
3,0 45 9,0 12 4
4,0 45 9,5 12 2
5,0 80 10,5 12 1
1708—1753 К, достаточных объемов жидкой стали и времени сущест-
вования ванны) получение сварных соединений Nb со сталью толщи-
ной 0,3—5 мм не вызывает затруднений. Соединения обладают удов-
летворительной пластичностью и прочностью.
В процессе сварки Nb со сталью при отклонении параметров ре-
жима от оптимальных в сварных соединениях возможно образование
дефектов. Так, при уменьшении тока луча наблюдается недостаточ-
ное смачивание Nb жидкой сталью в корне шва. При увеличении тока
более чем на 20 % от номинального возможно образование интерме-
таллической прослойки в зоне взаимодействия Nb со сталью.
В первом случае достаточно повторного прохода на оптимальном
режиме, чтобы получить нормальное формирование усиления шва с
обеих сторон. Во втором случае необходимо устранение сплошной
прослойки интерметаллидов в зоне взаимодействия Nb со сталью,
что может быть достигнуто повторным переплавом соединения рас-
фокусированным лучом на оптимальных режимах при достаточном
объеме жидкой стали. Если объема ранее наплавленной стали мало
для растворения прослойки интерметаллических соединений или
прослойка очень большой толщины, то вторичный проход необходи-
мо осуществлять с применением присадочного материала из стали
12Х18Н10Т.
Исследования работоспособности сварных соединений Nb со сталью
в условиях теплосмен при 313—973 К показали, что соединения ос-
таются вакуумноплотными после 100 теплосмен.
218
Испытания сварных соединений в жидком литии при температуре
873 К и времени выдержки 1000 ч показали, что сварной шов, как
Nb и сталь, устойчив в указанной среде.
Электронно-лучевая сварка меди с ниобием толщиной 15 мм. Оце-
нивая возможность получения качественных сварных соединений
Си с Nb, приходится прежде всего учитывать их металлургическую
несовместимость, различие теплофизических и механических свойств.
На основе предварительных опытов по сварке Си с Nb выбран способ
сварки-пайки с расплавлением меди электронным лучом. Применение
последнего вызвано рядом известных преимуществ этого способа.
Как указывалось, определяющую роль в получении соединения
при сварке-пайке играет процесс смачивания. Смачиваемость
определяется в основном состоянием поверхности металла, температурой
расплавленного и твердого металлов в месте контакта.
Основываясь на результатах исследования смачиваемости Nb
расплавленной медью, отработку технологии электронно-лучевой
сварки проводили на установке У-212М (источник питания У-250А,
пушка У-530М) [318]. Сварку образцов вели с двух сторон на глуби-
ну не более 0,9 толщины во избежание вытекания металла сварочной
ванны. При этом луч смещали на медь таким образом, чтобы избежать
расплавления ниобия и обеспечить контакт расплавленной меди с
ниобием. Параметры режимов сварки подбирали из условия необхо-
димости получения швов с поверхностями сплавления, близкими к
параллельным. Из рассмотрения термических циклов сварки без
предварительного подогрева следует, что на глубине 1/26, где 6 —
толщина металла, температура Nb в момент плавления меди дости-
гает 1453 К, но держится не более 0,2 с, а в корневой части стыка
максимальная температура 1023 К держится 3—4 с. Таким образом,
температурно-временные условия при сварке без подогрева явно не
обеспечивают надежного смачивания, а следовательно, не обеспечи-
вают высокого качества сварного соединения. Необходимость подо-
грева Nb в этом случае очевидна.
Исследования влияния предварительного подогрева в интервале
температур 473—1173 К на качество сварных соединений показали,
что условия надежного смачивания имеют место при температуре
предварительного подогрева выше 1023 К. При этом температура в
корне шва выше 1273 К в течение 4 с, а на глубине 1/2б температура
1773 К удерживалась приблизительно 1 с. Следует отметить, что пред-
варительный подогрев способствует качественному формированию шва.
Сварные соединения, выполненные в соответствии с разработан-
ной технологией, имеют высокие механические свойства. Так, предел
прочности при испытаниях на разрыв достигает 190 МПа. Образцы
разрушаются на расстоянии 3—5 мм от стыка по основному металлу —
мзди. Ударная вязкость (надрез по линии контакта) достигает
930 кДж/м2. На ниобии после разрушения остается слой меди. Угол
изгиба при испытании на изгиб образцов размерами 2 X 14 х 100 мм
сэставил 180° без их разрушения.
Выполненные работы показали, что для получения с помощью
электронного луча качественных, работоспособных сварных соэди-
нений Nb с Си толщиной 15 мм сварку следует выполнять методом
сварки-пайки с расплавлением меди с двух сторон и предварительным
подогревом ниобия до 1073 К при значениях параметров режимов,
обеспечивающих проплавление меди не более 2/3 ее толщины с по-
верхностями сплавления, близкими к параллельным; скоростях свар-
ки 2—5 мм/с; смещении луча в сторону меди на полтора его диаметра.
5. Оптимизация формирования сквозных швов на весу
При соединении тонколистовых
вдоль волокон, а также в некоторых
талей осуществляют неплавящимся
Рис. 94. Схема соединения деталей по
расплавляемой вставке до сварки (а),
после сварки с образованием двояко-
выпуклого шва (б) и с ослаблением (в):
I — расплавляемая вставка; 2 — направ-
ление армирования.
ВКМ швом, расположенным
других случаях [41] сварку де-
электродом через вставку из
материала матрицы (рис. 94, а).
Необходимость применения такой
вставки обусловливается тем, что
в состав шва не должен входить
переплавленный материал волокон,
который при химическом взаимо-
действии с материалом матрицы
должен давать хрупкие интерме-
таллические фазы, ухудшающие
прочность сварного соединения.
Переплавленная зона является
ослаблением в поперечном направ-
лении в связи с отсутствием в ней
волокон, поэтому исходя из требо-
ваний к геометрии соединений из
ВКМ оптимальным можно считать
шов, имеющий минимальную шт ри-
ну и выпуклые обе поверхности
(рис. 94, б). Одновременно верхний
и нижний валики не должны зна-
чителыю отличаться по высоте, в
противном случае возникает необ-
ходимость в механической обработ-
ке шва со стороны более выпук-
лой поверхности.
Рассмотрим особенности формирования швов при сварке по встав-
ке и пути оптимизации технологии изготовления сварных швов [136],
важнейшими элементами которой является толщина S и высота Н
вставки (рис. 94, а), определяющие режим ее расплавления, т. е. ре-
жим сварки.
Установлено [1911, что форма поверхности сквозного шва описы-
вается системой из восьми уравнений, которая, переходя к безраз-
мерным координатам делением линейных размеров шва на капилляр-
ную постоянную 62k, записывается в виде
fl = Ь1 (С1 + 21) — 2 sin <р; G = /г2 + 2 (1 — cos фу) — Z1;
220
<P1 r—---------------------- -
= 2 J cos фйф/ ]/ zi + 2 (1 — cos ф); f2 — b2 (c2 — z2) + 2 sin<p;
о
^2 = z2 —- У Z2 — 2 (1 — cos ф2);
<₽o________________________________________
b2 = 2 j* cos ф^ф/ J/ z| — 2(1 — cos ф) —
0
<Po .------------------------
— 2 у cos <pd<p/ ]/ z| — 2(1 — cos ф);
<p2
S = (z2 — C2) — (Zj -J- cl)» fa ~ fl + fii
где <p0 — угол в точке перегиба интегральной кривой; и z2— па-
раметры кривизны соответствующих
площадь выступающих частей вставки
сверх толщины деталей. Остальные
параметры — на р ic. 95.
По расчетной модели построены
номограммы, позволяющие выявить
влияние толщины металла, ширины
шва и проплава, количество наплав-
ленного металла fK (размеров вставки)
на геометрию шва.
На рис. 96 приведена номограмма,
построенная для толщины деталей
X = 0,5 для случая, когда Ьг = Ь2.
При анализе подобных номограмм для
различных значений 5 выявлены сле-
дующие закономерности. При одинако-
поверхностей; /н — суммарная
Рис. 95. Расчетная схема определе-
ния формы поверхностей двояковы-
пуклого шва.
вой ширине шва и проплава невозможно получить равномерные валики
с обеих сторон шва, лишь при достаточно малом f„ величины q и с2
сближаются. Существует максимально возможная ширина шва, при
повышении которой последний может формироваться только с ослаб-
лением (см. рис. 94, в). Для X = 0,5 bmax ~ 1,86. Если принять для
алюминия q. = 6 мм, то в размерных величинах X = saK = 3 мм,
Дщах = Ьщах q ~ 11,16 мм. Расчеты показали, что для любого коли-
чества наплавленного металла существует такое значение ширины шва
bmiri, занижение которого приведет к формированию валика проплава
с краевым углом ф2 > 90°, т. е. не будет выполняться требование по
плавности перехода от шва к основному металлу. Например, для X =
= 0,5 и /н — 0.3 ширина bmin » 0,55 (в размерных F„ = f„a* =
= 14,4 мм2, Bmin — Ьт1пДк « 3,3 мм). Следует также отметить, что
с увеличением X или /и различие между q и с2 возрастает.
Анализ номограммы для случая b, =£b2 показал, что при условии
b2 < bj в определенном диапазоне значений ширины появляется воз-
можность образования равновысотных валиков (точки пересечения
соответствующих кривых на рис. 97). Этот диапазон определяется
221
Рис. 97. Номограмма для определения параметров двояковыпуклого шва при Ьх =/=
#= Ь2 для ширины шва 0,5 и /н = 0,3. Сплошные кривые — с,, штриховые — с2.
|3начением b2max, при превышении которого шов формируется с про-
висанием (см. рис. 94, Ь) и значением bImin, которое приводит к форми-
рованию резко различающихся по высоте валиков. Для 5 = 0,5 и
/и = 0,3 (см. рис. 97) felniin 0,75, b2max
1,65 (б2тах 9,9 ММ, Д|пйп
лг 4,5 мм). Увеличивая /и до
определенного значения /нпр
(для 5=0,5 /н.пр«1,3),
начиная с которого равновы-
сотные валики не могут суще-
ствовать, можно повышать зна-
чения С[ = с2. При этом растет
frimin. а формирование шва все
чувствительней к колебаниям
/?! и Ь2, незначительное откло-
нение которых от оптималь-
ных приводит к существенным
отличиям Cj и с2.
Оптимальные соотношения
рис. 98.
модели можно определить оп-
Ь2), при которых формируется
Рис. 98. Номограмма для определения соот-
ношения fej и Ь2 при Cj = с2 для 8 = 0,5.
Ьг и Ь2 для 5 = 0,5 приведены на
Таким образом, с помощью данной
Игимальные условия (величину f„, blf
сквозной двояковыпуклый шов с желаемым сечением.
Пример. Определим оптимальные размеры вставки для сварки листов из алю-
миния толщиной 8 = 3 мм. с максимально допустимой шириной шва В = 4,8 мм из.
222
условия получения равенства с, — с2. Приняв ак = 6 мм, получим в безразмерных
координатах 8 = 0,5, Ь = 0,8. Так как получить равенство сг = с2 можно лишь при
условии Ь2 < blt принимаем fej = b = 0,8. На рис. 98 найдем наибольшее значение
/н, соответствующее Ь, = 0,8. Приблизительно /н = 0,3. Из рис. 97 получим Cj =
= с2 ~ 0,28 при Ь2 =в 0,6. В размерных координатах параметры полученного шва:
= 4.8, В2 — 3,6 мм, Гн = 10,8 мм2, Cj = с2 as 1,7 мм. Учитывая значение В2,
принимаем ширину вставки S = 3 мм. Тогда ее высоту вычислим по формуле Н =
— FJSi + S = 10,8/3 + 3 = 6,6 мм. Аналогично выполняются расчеты для других
параметров сварных соединений.
Как показал эксперимент, закономерности формирования двояко-
выпуклого шва, выявленные теоретически, подтверждаются на прак-
тике. Швы, полученные на пластинах из стали 12Х18Н10Т толщиной
S = 1,5 мм по вставке из этого же материала, сварены на следующих
режимах: шов № 4 — /св = 50 А, ил = 10 В; шов № 3 — /св = 70 А,
17д = 11 В; шов № 5— /св = 75 А, (7Д = 12 В. Закономерность умень-
шения высоты верхнего валика с увеличением ширины проплавления
прослеживалась достаточно хорошо. Если увеличивать эту ширину
и дальше, шов будет формироваться только с провисанием.
Таким образом, представленный материал свидетельствует о важ-
ной роли поверхностных явлений в сварочных процессах, причем влия-
ние поверхностных явлений многогранно и на некоторых стадиях про-
цесса весьма существенно. В связи с этим необходимы дальнейшее
изучение этих явлений, их учет при разработке сварочных материалов»
технологий сварки, наплавки или пайки.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Адам Н. К- Физика и химия поверхностей.— М. : ОГИЗ, 1947.— 342 с.
2. Акулов А. И., Доронин Ю. В., Чернышов Г. Г. Физико-химические свойства
расплавленного шлака флюсовой подушки и их влияние на формирование обратной
стороны шва при сварке плавящимся электродом И Свароч. пр-во.— 1981.— № 3.—
С. 18—20.
3. Акулов А. И., Копаев Б. В. О воздействии потока плазмы на каплю при свар-
ке в аргоне И Там же.— 1972.— № 7.— С. 47—49.
4. Алексеенко В. И., Псарас Г. Г., Илюшенко В. М. Перенос металла при свар-
ке меди плавящимся электродом в защитных газах И Автомат, сварка.— 1979.—
№ 3.—С. 60—61.
5. Алов А. А. Основы теории процессов сварки и пайки.— М. : Машинострое-
ние, 1964.— 270 с.
6. Аракелов А. Г., Бернова Л. А., Солодков А. И. Изучение динамики образо-
вания пор в швах на титановом сплаве ОТ-4 с помощью рентгено-телевизионной де-
фектоскопии // Автомат, сварка.— 1976.— № 5.— С. 34—36.
7. Аснис А. Е. Динамическая прочность сварных соединений из малоуглеро-
дистой и низколегированной сталей.— Москва ; Киев : Машгиз, 1962.— 173 с.
8. Аюшина Г. Д., Левин Е. С., Гельд П. В. Влияние температуры и состава
на плотность и поверхностные энергии расплавов железа с алюминием // Журн. физ.
химии,— 1968.—42, № 11.—С. 2799—2804.
9. Баженов В. В. О природе пор в швах при сварке конструкционных сталей
качественными электродами // Исследования по технологии сварки.— М., 1953.—
С. 32—59.
10. Баптизманский В. И., Бахман Н., Дмитриев Ю. В. Исследование законо-
мерностей процесса коагуляции неметаллических включений в жидкой стали // Изв.
вузов. Чер. металлургия.— 1969.— № 3.— С. 42—45.
11. Баум Б. А., Гельд П. В., Акшенцев Ю. Н. Плотность и поверхностная энер-
гия жидких сплавов системы Fe — С — Сг И Поверхностные явления в расплавах.—
Киев, 1968,—С. 202—210.
12. Баум Б. А., Курочкин К. Т., Умрихин П. В. Влияние водорода на поверх-
ностное натяжение железа и его сплавов И Изв. АН СССР. Металлургия и топливо.—
1961.—Я° 3,—С. 92—89.
13. Башенко В. В., Вайнштейн В. И. Анализ сил, действующих на сварочную
ванну при электронно-лучевой сварке // Свароч. пр-во.— 1970.— № 8.— С. 1—2.
14. БельчукГ. А., Налетов В. С. О некоторых закономерностях формирования
сварного шва в месте сопряжения шва с основным металлом I/ Сварка в судострое-
нии.— 1972.— Вып. 79.— С. 15—21.
15. Беляков И. Т., Борисов Ю. Д. Технология в космосе.— М. : Машинострое-
ние, 1974.— 290 с.
16. Березовский Б. М. Смачивание и растекание сварочной ванны на поверх-
ности металла И Автомат, сварка.— 1983.— № 10.— С. 31—34.
17. Березовский Б. М., Дыхно И. С., Рябов В. Р. Номограммы для расчета гео-
метрических параметров швов при сварке алюминия со сталью И Там же.— 1985.—
№ 11,—С. 71—72.
18. Березовский Б. М., Стихии В. А. Влияние сит поверхностного натяжения
на формирование усиления стыкового шва // Свароч. пр-во.— 1977.— № 1.—
С. 51—53.
224
19. Березовский Б. М., Стихии В. А. Особенности формирования зоны перехо-
да от усиления сварного шва к основному металлу // Вопросы сварочного производ-
ства.— Челябинск, 1981.— С. 99—106.
20. Березовский Б. М., Стихии В. А. Расчетное определение формы усиления
шва и критических размеров сварочной ванны при сварке в потолочном положе-
нии//Там же.— 1979.— С. 103—111.
21. Березовский Б. М.. Стихии В. А., Бакши О. А. Математическая модель
формирования горизонтальных швов на вертикальной плоскости // Теория и практи-
ка сварочного производства.— Свердловск, 1980.— С. 28—34.
22. Березовский Б. М., Рябов В. Р., Дыхно И. С. Влияние слоя волокон на
процессы растекания и смачивания при сварке композиционных материалов // Ав-
томат. сварка.— 1988.— № 10.— С. 15—17.
23. Близнюков С. А., Пирогов И. А., Кряковский Ю. В. Влияние бора и церия
на поверхностное натяжение жидкого железа и стали // Поверхностные явления в
расплавах и возникающих из них твердых фазах.— Кишинев, 1968.— С. 86—88.
24. Бобкова О. С. Межфазное натяжение сплавов железо — хром на границе
с многокомпонентными шлаками И Поверхностные явления в расплавах.— Киев,
1968.—С. 321—332.
25. Бобкова О. С., Петухов В. С. Влияние плавикового шпата и окиси натрия
на поверхностное натяжение шлака и на межфазное натяжение на границе с ферро-
хромом // Теория металлургических процессов : Сб. трудов ЦНИИ Чер. металлур-
гии,— 1967.— Вып. 50.— С. 30—32.
26. Бобкова О. С., Петухов В. С. Влияние серы на межфазное взаимодействие
стали со шлаками системы СаО — А12О3 И Поверхностные явления в расплавах и
возникающих из них твердых фазах.— Нальчик, 1965.— С. 532—536.
27. Бобкова О. С., Петухов В. С. Роль поверхностных явлений при перемеши-
вании стали с синтетическими шлаками // Поверхностные явления в расплавах и
процессах порошковой металлургии.— Киев, 1963.—С. 212—221.
28. Бородулин Е. К-, Курочкин К- Т., Умрихин П. В. Влияние азота на по-
верхностное натяжение жидкого железа и его сплавов // Физико-химические основы
производства стали.— М., 1968.— С. 21—26.
29. Бочвар А. А., Новиков И. И. О твердо-жидком состоянии сплавов разного
состава в период их кристаллизации // Изв. АН СССР. ОТН.— 1952.— № 2.—
С. 217—221.
30. Быховский А. И. Растекание.— Киев : Наук, думка, 1983.— 192 с.
31. Быховский А. И. Электрокапиллярность и контактные явления на границе
между твердой поверхностью и поляризуемым жидким металлом в электролите //
Адгезия расплавов и пайка материалов.— 1978.— № 3.— С. 40—44.
32. Быховский А. И., Глущенко А. А. Влияние поляризации на растекание
кадмия по меди в расплаве солей при различных температурах // Физика и химия
поверхности.— Нальчик, 1985.— С. 31—40.
33. Быховский А. И., Глущенко А. А. Кинетика растекания жидкого металла
по твердому при их поляризации в расплавленных солях И Физика и химия обраб.
материалов.— 1974.— № 2.— С. 79—84.
34. Быховский А. А., Глущенко А. А., Рябов В. Р. Влияние электрического
поля на растекание алюминия по нержавеющей стали в расплавленных солях И Ар-
гезия расплавов.— Киев, 1974.— С. 96—99.
35. Быховский А. И.. Пащенко А. В. Кинетика растекания ртути по метал-
лам при наличии градиента температуры И Металлофизика.— 1977.— Вып. 67.—
С. 80—86.
36. Быховский А. И., Пащенко А. В. Неизотермическое растекание жидких
металлов по поверхности твердых И Физика металлов и металловедение.— 1974.—
38, № 6,— С. 1209—1217.
37. Ващенко К. И., Ростовцев Л. И., Ларин В. К- Влияние лантановой и це-
риевой лигатур на поверхностное натяжение стали Х21Л//Поверхностные явления
в расплавах.— Киев : Наук, думка, 1968.— С. 143—147.
38. Ван Цзин-тан, Карасев Р. А., Самарин А. М. Влияние углерода и кисло-
рода на поверхностное натяжение жидкого железа И Изв. АН СССР. ОТН. Металлур-
гия и топливо.— 1960.— № 1.— С. 30—35.
39. Ван Цзин-тан, Карасев Р. А., Самарин А. М. Поверхностное натяжение
расплавов железо — марганец и железо — сера // Там же.— № 2.— С. 49—52.
15 1-635
225
40. Ван Цзин-тан, Карасев Р. А., Самарин А. М. Поверхностное натяжение
расплавов железо — сера — углерод, железо — марганец — сера, железо — мар-
ганец— углерод//Там же.— 1961.— № I.— С. 35—41.
41. Веселков В. Д. Односторонняя сварка стыковых соединений стальных кор-
пусных конструкций.— Л. : Судостроение, 1984.— 200 с.
42. Взаимодействие азота с жидким железом в условиях плазменнодугового раз-
ряда / Г. Н. Окороков, М. М. Крутянский, В. М. Антипов и др. И Кинетика и термо-
динамика взаимодействия газов с жидкими металлами.— М. : Наука, 1974.—
С. 54—57.
43. Влияние бора на поверхностное натяжение стали Х15Н25/Ю. А. Кляч-
ко, Л. Л. Куиин, Н. С. Крещановский и др.// ДАН СССР.— 1950.— № 5.—
С. 273—275.
44. Влияние гидродинамических явлений в сварочной ванне на формирование
стыковых швов при сварке плавящимся электродом / А. И. Акулов, Г. Г. Черны-
шов, Ю. В. Доронин и др.//Изв. вузов. Машиностроение.— 1978.— Не 8.—
С. 135—140.
45. Влияние добавок бора на поверхностное натяжение стали 12ХМФ и выявле-
ние методом ловушек неизотермической диффузии водорода / О. С. Бобкова, И. А. Ев-
тюхина, Л. Л. Кунин и др.// Поверхностные явления в расплавах и возникающих
из них твердых фазах.— Нальчик, 1965.— С. 338—344.
46. Влияние легирующих элементов порошковой проволоки на характеристики
переноса электродного металла / В. М. Карпенко, Г. Б. Билык, А. Д. Кошевой,
В. Т. Котренко//Свароч. пр-во.— 1981.— №7.— С. 18—19.
47. Влияние межфазного натяжения на границе металл — флюс на качество
сварных соединений алюминиевых сплавов // М. А. Абралов, Р. У. Абдурахманов,
Р. М. Саидов и др.// Современные способы повышения долговечности деталей машин
и инструмента.— Ташкент, 1987.— С. 49—56.
48. Влияние никелевого покрытия на смачивание графита расплавом алюминия /
Мори Нобигски и др. //Нихон Киндзоку Гаккайси.— 1987.— 51, № 3.—
С. 240—247. "
49. Влияние параметров режима сварки дугой косвенного действия на смачивае-
мость стали расплавом алюминия / В. Р. Рябов, И. С. Дыхно, Г. Ф. Деев и др.//
Автомат, сварка.— 1988.— № 6.— С. 69—70.
50. Влияние поляризации и градиента температуры на растения алюминиевого
сплава по нержавеющей стали в хлоридных расплавах / А. И. Быховский, В. Р. Ря-
бов, А. А. Глущенко и др.// Капиллярные и адгезионные свойства расплавов.— Киев,
1987.—С. 49—54.
51. Влияние поверхностного натяжения сталей и флюсов на формирование
наплавленного металла / А. И. Комаров, В. Д. Ходаков, Е. Г. Старченко и др. //
Автомат, сварка.— 1983.— № 3.— С. 25—27.
52. Влияние расплавов FeS на механические свойства конструкционных ста-
лей / Г. Ф. Деев, В. В. Попович, В. Н. Палаш и др.// Физ.-хим. механика материа-
лов,—1984.—№ 6,—С. 15—19.
53. Влияние рафинирования на проплавление металла при дуговой сварке /
А. М. Макара, М. М. Савицкий, Н. И. Варенко и др.// Автомат, сварка.— 1977.—
№ 9,—С. 7—10.
54. Влияние редкоземельных элементов на поверхностное натяжение жидкого
железа // А. Ф. Вишкарев, Ю. В. Кряковский, С. А. Близнюков и др.// Изв. ву-
зов. Чер. металлургия.— 1962.— № 3.— С. 60—66.
55. Влияние серы на межфазное натяжение на границе металл — шлак /
С. И. Попель, О. А. Есин, Г. Ф. Коновалов и др.//ДАН СССР.— 1957.— 112,
№ 1.—С. 104—106.
56. Влияние термического цикла сварки на контактное взаимодействие алюми-
ниевого сплава АВ со сталью 18Х15Н5АМЗ / В. Р. Рябов, О. Р. Солодовников,
И. С. Дыхно и др.// Автомат, сварка.— 1987.— № 10.— С. 32—34.
57. Влияние фосфора и марганца на поверхностное натяжение железоуглеро-
дистых сплавов / В. П. Григорьев, А. Ф. Вишкарев, Б. Г. Королев и др.//Изв.
вузов. Чер. металлургия.— I960.— № 4.— С. 21—-23.
58. Волков С. Е., Левец И. П., Самарин А. М. Поверхностное натяжение рас-
плавов железо — фосфор — кислород И Поверхностные явления в расплавах и воз-
никающих из них твердых фазах.— Нальчик, 1965.— С. 411—415.
226
59. Волошкевич Г. 3. Сварка вертикальных швов методом принуди тельного
формирования // Юбилейный сборник, посвященный Е. О Патону____________Киев
1951.—С. 371—395.
60. Воропай Н. М., Лаврищев В. Э. Условия переноса электродного металла
при сварке// Автомат, сварка.— 1976.— № 5.—С. 8—11.
61. Вязкость, плотность и поверхностная энергия жидких сплавов железа и
кремния / П. В. Гельд, П. В. Когеров, Е. С. Левин и др.// Физико-химические ос-
новы производства стали.— М. : Наука, 1968.— С. 9—13.
62. Гевлич С. О., Тылкина М. И., Чернышова Т. А. Особенности взаимодей-
ствия бора с жидким алюминием И Металловедение и термин, обработка металлов,—
1984—№ 8,—С. 21—24.
63. Гегузин Я- Е., Дзюба А. С., Качановский Ю. С. Эволюция ансамбля газо-
вых пузырьков в жидкости в условиях невесомости//ДАН СССР.— 1981.— 260.
№ 4— С. 876—880.
64. Гельд П. В., Попель С. И., Никитин Ю. П. О жидкой окиси кремния //
Жури, прикл. химии.— 1952.— 25, № 6.— С. 592—601.
65. Глебовский В. Г., Бурцев В. Т. Плавка металлов и сплавов во взвешенном
состоянии.— М. : Металлургия, 1974.— 176 с.
66. Городынский А. В., Панов Э. В. Диффузионные измерения в расплавах//
Физическая химия расплавленных солей.— М., 1965.— С. 193—198.
67. Горюнов Ю. В., Перцов Н. В., Сумм Б. Д. Эффект Ребиндера.— М. : Нау-
ка, 1966.— 128 с.
68. Горячие трещины при сварке жаропрочных сталей / М. X. Шоршоров,
А. А. Ерохин, Т. А. Чернышова и др.— М. : Машиностроение, 1973.— 224 с.
69. Деев Г. Ф. Размеры зоны проплавления и поверхностные свойства металла И
Прогрессивная технология в сварочном производстве.— Воронеж, 1985.— С. 3—9.
70. Деев Г. Ф. Влияние углекислого газа на поверхностное натяжение рас-
плавленных металлов И Автомат, сварка.— 1986.— Ns 6.— С. 73—75.
71. Деев Г. Ф., Иванов В. Т. Распределение тока шунтирования у боковой по-
верхности электрода при сварке под флюсом постоянным током // Свароч. пр-во.—
1975,— № 5— С. 8—9.
72. Деев Г. Ф., Иванов В. И., Вишнякова О. А. Применение ЭВМ для опреде-
ления плотности тока на поверхности электрода и сварочной ванны при сварке под
флюсом // Применение вычислительной техники и автоматизация сварочного произ-
водства.— Липецк, 1982.—-С. 61—71.
73. Деев Г. Ф., Карих В. В. Разработка сварочных материалов с учетом по-
верхностных свойств и явлений И Тез. докл. Всесоюз. конф, по сварочным материа-
лам.— Киев, 1983.— С. 22—23.
74. Деев Г. Ф., Карих В. В., Шипулин В. А. Механизм образования кристал-
лизационных трещин при наплавке сталей 9ХВ и 15ХМПФ И Прогрессивные тех-
нологические процессы восстановления деталей наплавкой : (Тез. докл.).— Липецк,
1983—С. 26—30.
75. Деев Г. Ф., Пацкевич И. Р. Влияние внешнего электрического поля на меж-
фазное натяжение в системе низкоуглеродистая сталь — шлак И Автомат, сварка.—
1973—Ns 1—С. 12—13.
76. Деев Г. Ф., Пацкевич И. Р. Влияние переменного электрического поля на
межфазное натяжение // Там же.— 1980.— Ns 5— С. 67—68.
77. Деев Г. Ф., Пацкевич И. Р. Влияние состава шлака на межфазное натяже-
ние//Там же.— 1971.— Ns 2.— С. 5—7.
78. Деев Г. Ф., Пацкевич И. Р. Дефекты сварных швов.— Киев : Наук, думка,
1984— 208 с.
79. Деев Г. Ф., Пацкевич И. Р. Исследование межфазного натяжения в системе
металл — шлак применительно к сварочным процессам // Прогрессивная техноло-
гия в сварочном производстве.— Воронеж, 1969.— С. 102—107.
80. Деев Г. Ф., Пацкевич И. Р. Определение поверхностного натяжения неко-
торых сварочных сталей в среде азота И Теория и практика свароч. пр-ва : Сб. науч,
трудов ЧПИ— 1969—Ns 82—С. 9—11.
81. Деев Г. Ф., Семыкина В. А., Пацкевич И. Р. Разбрызгивание металла при
выходе газовых пузырьков из сварочной ванны И Автомат, сварка.— 1987.— № 9.—-
15* 227
82. Деев Г. Ф., Сергеев И. В. Определение поверхностного натяжения неко-
торых сталей в среде водорода // Прогрессивная технология в сварочном производ-
стве.— Воронеж, 1975.— С. 62—67.
83. Деев Г. Ф., Шарапов В. И., Карих В. В. Смачиваемость металлов и окис-
лов сульфидом железа // Автомат, сварка.— 1983.— № 11.— С. 74—75.
84. Демянцевич В. П., Матюхин В. И. Особенности движения жидкого метал-
ла в сварочной ванне при сварке неплавящимся электродом И Свароч. пр-во.—
1972,— № 10.—С. 1—3.
85. Дерябин А. А., Есин О. А., Попель С. И. Особенности электрокапилляр-
ных кривых в оксидных расплавах // Журн. физ. химии.— 1965.— 39, № 4.—
С. 966—972.
86. Дерябин А. А., Попель С. И. Адгезия стали ШХ-15 к шлакам, содержащим
окнсь натрия // Изв. вузов. Черн. металлургия.— 1964.— № 5.— С. 18—21.
87. Деря'шн А. А., Попель С. И. Формы электрокапиллярных кривых чугунов
и сталей, контактирующих с оксидными расплавами // Электрохимия.— 1966.— 2,
Ns 3.— С. 295—299.
88. Дерябин А. А., Попель С. И., Сабуров Л. И. Изменение межфазного на-
тяжения при поляризации границы металл — оксидная фаза постоянными и пере-
менным током // Изв. вузов. Черн. металлургия.— 1969.— Ns 6.— С. 10—15.
89. Дерягин Б. В. О зависимости краевого угла от микрорельефа или шерохо-
ватости смачиваемой поверхности//ДАН СССР.— 1946.— 51.— С. 357—360.
90. Джемилев И. К., Попель С. И., Царевский Б. В. Плотность и поверхност-
ные свойства расплавов железо — кобальт — никель при 1500 °C // Журн. физ. хи-
мии.— 1967.— 41, Ns 1.— С. 47—51.
91. Джоши В. Б., Вишкарев А. Ф., Двойский В. И. Роль поверхностных яв-
лений в процессах распределения азота между расплавленной металлической и га-
зовой фазами // Изв. вузов. Черн. металлургия.— 1960.— Ns 11.— С. 36—44.
92. Джоши В. Б., Вишкарев А. Ф., Двойский В. И. Роль поверхностных явле-
ний в процессах перераспределения водорода между металлом и газовой фазой И
Там же,— 1961.—Ns 3,—С. 23—30.
93. Драгомир И., Вишкарев А. Ф., Двойский В. И. Исследование свойств рас-
плавов железо — фосфор. Поверхностное натяжение и плотность И Там же.—
1963. — № И,—С. 50—52.
94. Дьяченко В. В., Сивов Е. П. Смачивание ниобия расплавленной сталью
при образовании сварного соединения ниобий — сталь // Свароч. про-во.— 1971.—-
Ns 3. - С. 5—7.
95. Дятлов В. И. Элементы теории переноса электродного металла при электро-
дуговой сварке И Новые проблемы сварочной техники.— Киев, 1964.— С. 167—182.
96. Емельянов И. Л. Влияние сил поверхностного натяжения и внешнего дав-
ления на форму поверхности наплавленного валика // Тр. Ленингр. ин-та инж. водн.
трансп,— 1972,— Вып. 135,— С. 135—146.
- 97. Еременко В. НИващенко Ю. И., Богатыренко Б. Б. Поверхностное на-
тяжение чистого железа и сплавов системы Fe — С // Поверхностные явления в ме-
таллах и сплавах и их роль в процессах порошковой металлургии.— Киев, 1961.—
С. 56—61.
98. Еременко В. Н., Лесник И. Д., Иванова Т. С. Кинетика растекания и кон-
тактное взаимодействие в металлических системах с промежуточными фазами И Ме-
тоды исследования и свойства границ раздела контактирующих фаз.— Киев, 1977.—
С. 51—70.
99. Еременко В. И., Лесник И. Д., Рябов В. Р. Исследование кинетики расте-
кания алюминия по железу // Физическая химия поверхностных явлений в распла-
вах.— Киев, 1971.— С. 203—206.
100. Еременко В. И., Натанзон Д. В., Рябов В. Р. О взаимодействии алюми-
ния с железом применительно к условиям сварки плавлением // Автомат, сварка.—
1974,—Ns 4,—С. 14—16.
101. Еременко В. И., Лесник Н. Д., Рябов В. Р. Растекание алюминия по ин-
терметаллидам системы железо — алюминий // Смачиваемость и поверхностные
свойства расплавов и твердых тел.— Киев, 1972.— С. 38—39.
102. Еременко В. И., Пестун Т. С., Рябов В. Р. Кинетика растекания алюми-
ния и железоалюминиевых расплавов по железу И Порошк. металлургия.— 1973.—
№ 7.— С. 58—62. ' .
228
103. Еременко В. И., Лесник Н. Д., Рябов В. Р. Исследование кинетики рас-
текания алюминия по железоникелевым и железохромовым сплавам // Адгезия рас-
плавов.— Киев, 1974.— С. 61—65.
104. Еременко В. И., Лесник И. Д., Иванова Т. С. Особенности растекания
алюминия по никелю И Адгезия металлов и сплавов.— Киев, 1977.— С. 12—16.
105. Ерохин А. А. Кинетика металлургических процессов дуговой сварки,—
М. : Машиностроение, 1964.— 256 с.
106. Ерохин А. А. Основы сварки плавлением.— М. : Наука, 1975.— 188 с.
107. Ерохин А. А., Букаров В. А., Ищенко Ю. С. Влияние угла заточки воль-
фрамового катода на образование подрезов и газовых полостей при сварке И Свароч.
пр-во,— 1972,—№ 5,—С. 20—21.
108. Ершов Г. С., Бычев В. М. Влияние газов на поверхностное натяжение
жидкого железа и легированной стали // Изв. АН СССР. Металлы.— 1975.— № 4 —
С. 59—61.
109. Есин О. А. Электролитическая природа жидких шлаков.— Свердловск:
Изд-во Урал, политехи, ин-та, 1946.— 41 с.
ПО. Есин О. А., Гаврилов Л. К. Электродная поляризация при высоких тем-
пературах И Журн. физ. химии.— 1955.— Т. 29, вып. 3.— С. 566—575.
111. Есин О. А., Гельд П. В. Физическая химия пирометаллургических про-
цессов : В 2-х т.— М. : Металлургия, 1966.— Т. 2.— 703 с.
112. Есин О. А., Никитин Ю. П., Попель С. И. Электрокапиллярные явления
при высоких температурах//ДАН СССР.— 1952.— 83, № 3.— С. 341—344.
113. Есин О. А., Чечулин В. А. Катодная поляризация при выделении кремния,
железа и натрия из оксидных расплавов // Журн. физ. химии.— 1958.— 32, № 2.—•
С. 355—360.
114. Жуховицкий А. А., Григорян В. А., Михалик Е. Воздействие химическо-
го процесса на поверхностные свойства И Там же.— 1964.— 39, № 5.— С. 1179—1184.
115. Зависимость прочности соединений от смачиваемости при сварке алюми-
ния со сталью / В. Р. Рябов, II. С. Дыхно, Г. Ф. Деев и др.// Автомат, сварка.—
1988.—№ 12,—С. 24—26.
116. Измерение малых ускорений на орбитальной научной станции «Салют-6»/
С. Д. Гришин, В. Б. Дубовский, Л. В. Лесков и др.//Космич. исследования.—
1982,— 20, вып. 3.—С. 479—481.
117. Исследование гидродинамических потоков в модели ванны применительно
к плазменно-дуговому переплаву / Н. Н. Рыкалин, В. Я. Кублаков, А. С. Жеребо-
вич и др.// Физика и химия обработки материалов.— 1974.— № 6.— С. 18—23.
118. Исследование плавления и переноса электродного металла при сварке в
условиях изменяющейся гравитации / Б. Е. Патон, И. К- Походня, А. Е. Марченко
и др. // Космическое материаловедение и технология.— М., 1977.— С. 22—29.
119. Исследование процессов взаимодействия вольфрама и рения с халькогени-
дами И А. А. Опаловский, В. Е. Федоров, Е. У. Лобков и др.// Халькогениды.—
1970,—Вып. 2,—С. 86—91.
120. Исследование свойств некоторых промышленных флюсов / В. В. Подгаец-
кий, В. И. Галинич, В. И. Голошубов и др.// Технология и организация производ-
ства.— 1976.— № 12.— С. 48—49.
121. Исследование смачиваемости твердых неметаллических тел жидкими спла-
вами на основе палладия И В. Ф. Ухов, О. А. Есин, Н. А. Ватолин и др. // Физи-
ческая химия поверхностных явлений при высоких температурах.— Киев, 1971.—.
С. 139—142.
122. Исследование структуры и распределения элементов в сварных соединени-
ях, выполненных электронным лучом на сплавах 1201 и АМгб в условиях невесо-
мости / А. А. Бондарев, В. Ф. Лапчинскнй, А. В. Лозовская и др.//Получения
и поведение материалов в космосе.— М., 1978.— С. 21—29.
123. Карпачев С., Полторацкая О. Катодная поляризация как функция плот-
ности тока в расплавленных солях PbCl, и CdCl2 // Журн. физ. химии.— 1935.—
6, № 7,— С. 966—974.
124. Каишк И., Скала И. Измерения поверхностного натяжения сплавов же-
леза в жидком состоянии И Физико-химические основы производства стали.— М.,
1961,—С. 133—139.
125. Клайн X., Беверсфорд Л. Зависимость скорости пузырьков от числа Ма-
рангони//Ракет. техника и космонавтика.— 1981.— 19, № 7.— С. 148—149.
126. Кинджери В. Д. Измерения при высоких температурах.— М. : Металлург-
издат, 1963.— 465 с.
127. Кинетика растекания металлов по железу, меди, никелю в зависимости от
степени вакуумирования / В. С. Новосадов, И. Е. Петрунин, Ю. Ф. Шеин и др.//
Смачиваемость и поверхностные свойства расплавов и твердых тел.— Киев, 1972.—
С. 53—56.
128. Кинетика электродных процессов / А. Н. Фрумкин, В. С. Багоцкий,
Э. А. Иофа и др.— М. : Изд-во МГУ, 1952.— 319 с.
129. Ковалев И. М. Изучение потоков жидкого металла в ванне при аргоноду-
говой сварке неплавящимся электродом /.- Свароч. пр-во.— 1974.— № 9.— С. 10—12.
130. Колесникова Т. П., Самарин А. М. Влияние марганца, хрома и ванадия
на поверхностное натяжение жидкого металла И Изв. АН СССР. ОТН.— 1956.—
№ 5,— С. 63—69.
131. Коллинз Р. Течение жидкостей через пористые материалы.— М. : Мир,
1964,— 351 с.
132. Колиснык В. Н. Измерение электропроводности флюсов в интервале тем-
ператур 1300—2300 °C // Автомат, сварка.— 1964.— № 4.— С. 10—14.
133. Колтан Д. Ю., Новиков Ю. К., Черненко И. А. Особенности переноса
электродного металла при шлаковой сварке титановым электродом большого сече-
ния // Там же.— 1972.— № 4.— С. 29—30.
134. Композиционные материалы в технике / Д. М. Карпинос, Л. И. Тучинский,
А. Б. Сапожникова и др.— Киев : Техшка, 1985.— 152 с.
135. Коновалов Г. Ф., Попель С. И. Межфазное натяжение на границе стали
со шлаками и продуктами раскисления // Физ. химия металлургических процессов :
Тр. Урал, политехи, ин-та.— 1959.— № 93.— С. 73—83.
136. Конструктивно-технологическая оптимизация формирования сквозных
швов на весу при сварке композиционных материалов / В. Р. Рябов, А. Г. Крама-
ренко, Б. М. Березовский и др.// Автомат, сварка.— 1990.— № 6.— С. 31—34.
137. Корн Г., Корн Т. Справочник по математике.— М. : Наука, 1968.—
720 с.
138. Костюченко Е. Б., Голуб О. П. Межфазное натяжение металл — известко-
вожелезистый шлак // Тр. Харьков, инж.-эконом, ин-та.— 1956.— Вып. 7.—
С. 15—21.
139. Крещановский Н. С., Просвирин В. И., Залетаева Р. П. Влияние азота
на поверхностное натяжение и кристаллизацию аустенитной стали И Литейн. пр-во.—
1954.—№ 1,—С. 23—24.
140. Кубашевский О., Олкокк С. Б. Металлургическая термохимия / Пер. с
англ.— М. : Металлургия, 1982.— 392 с.
141. Кузьмин Г. С., Тыткин Ю. М. Некоторые газодинамические характерис-
тики плазменной дуги//Автомат, сварка.— 1978.— № 1.— С. 13—14.
142. Кунин Л. Л. Поверхностные явления в металлах.— М. : Металл ургиздат,
1955.—304 с.
143. Куприянов А. А., Филиппов С. И. Поверхностное натяжение и структур*
ные превращения в железоуглеродистых расплавах И Изв. вузов. Чер. металлур*
гия.— 1968.—№ 11,—С. 16—20.
144. Лазерная и электронно-лучевая обработка материалов : Справочник /
Н. Н. Рыкалин, А. А. Углов, И. В. Зуев и др.— М. : Машиностроение 1985.—
496 с.
145. Лакедемонский А. В. Биметаллические отливки.— М. : Машинострое-
ние, 1964.— 180 с.
146. Латаш Ю. В., Медовар Б. И. Электрошлаковый переплав.— М. : Метал-
лургия, 1970.— 239 с.
147. Левин А. М. Измерение поверхностного натяжения жидкой стали // Элек-
трометаллургия : Науч. тр. Днепропетр. металлург, ин-та.— 1952,— Вып. 28.—
С. 105—124.
148. Левин В. Г. Теория диффузионной кинетики гетерогенных химических
процессов И Журн. физ. химии.— 1948.— 22, вып. 5.— С. 575—585.
149. Леонтьева А. А. Влияние свободного углерода на межфазное поверхност-
ное натяжение в системе силикат — сульфид железа И Коллоид, журн.— 1949.—
11, К» 3,—С. 176—177.
230
150. Лесник И. Д., Пестун Т. С., Еременко В. Н. Кинетика растекания жидких
металлов по поверхности твердых тел И Порошк. металлургия.— 1970.— Ns 10.—
С. 83—89.
151. Лесков Г. И. Электрическая сварочная дуга.— М. : Машиностроение,
1970.— 335 с.
152. Липатов Ю. С. Межфазные явления в полимерах.—• Киев : Наук, думка,
1980.—260 с.
153. Липецкий И. А. Образование трещин в процессе остывания сварных швов
углеродистых конструкционных сталей // Вести, металлопромышленности.— 1938.—
18, № 2, 3,—С. 32—41.
154. Лихтман В. И., Щукин Е. Д., Ребиндер П. А. Физико-химическая ме-
ханика металлов.— М. : Изд-во АН СССР, 1962.— 304 с.
155. Мак Лин Д. Границы зерен в металлах.— М. : Металлургиздат, 1960.—
322 с.
156. Малец Г. А. Термодинамические свойства алюминидов ниобия // Изв.
АН БССР. Сер. хим. наук,— 1974,— № 6.— С. 127—129.
157. Мандельберг С. Л., Сидоренко Б. Г., Рыбаков А. А. Воздействие вспо-
могательной дуги на формирование швов // Автомат, сварка.— 1980.— № 2.—
С. 47—48.
158. Математическое моделирование и оптимизация процесса формирования
горизонтальных швов на вертикальной плоскости / Б. М. Березовский, И. В. Сузда-
лев, О. А. Бакши и др.//Там же.— 1983.—№ 3.— С. 21—24.
159. Маурах М. А., Митин Б. С., Ройтберг М. Б. Бесконтактное измерение
плотности и поверхностного натяжения жидких окислов при высоких температурах //
Завод, лаб.— 1967.— № 8.— С. 14—15.
160. Маурах М. А., Орлов А. С. Смачивание титана жидкой медью в неизотер-
мических условиях//Журн. физ. химии.— 1981.— Вып. 7.— С. 1838—1840.
161. Маурах М. А., Орлов А. С., Байсанов С. О. Исследование смачивания
промышленных алюминиевых сплавов собственными расплавами в неизотермических
условиях И Пайка в машиностроении : Тез. докл. Всесоюз. техн. конф.— М., 1974.—
С. 94—99.
162. Межфазное натяжение и адгезия ферросплавов с окислами / А. А. Деря-
бин, С. И. Попель, Р. А. Сайдунин и др.// Поверхностные явления в расплавах
и возникающих из них твердых фазах.— Кишинев, 1968.— С. 1—112.
163. Межфазные явления на границе раздела марганцевого низкофосфористого
шлака с попутным металлом / А. И. Георгиев, В. И. Явойский, О. С. Бобкова
и др.//Теория металлургических процессов.— М., 1967.— С. 28—34.
164. Микиашвили Ш. М., Гогиберидзе Ю. М. Межфазное натяжение и адгезия
на границе раздела железо-кремниевых сплавов с расплавами системы закись мар-
ганца — глинозем — кремнезем // Сообщ. АН ГССР.— 1965.— 38, № 3.— С. 28—32.
165. Микиашвили Ш. М., Гогиберидзе Ю. М., Керелидзе А. М. Межфазное на-
тяжение на границе раздела сплавов кремний — марганец — железо с оксидными
расплавами // Поверхностные явления в расплавах.— Киев, 1968.— С. 316—320.
166. Микиашвили Ш. М., Самарин А. М. Межфазное натяжение на границе
раздела жидкого железа с оксисульфидными расплавами // Физико-химические ос-
новы производства стали.— М., 1964.— С. 42—47.
167. Микиашвили Ш. М., Самарин А. М. Поверхностные свойства границы
раздела железоуглеродистых расплавов с алюминомарганцевыми силикатами // Там
же,—М., 1968—С. 29—32.
168. Микиашвили Ш. М., Цылев Л. М., Самарин А. М. Свойства расплавов
системы МпО — SiO2 — А12О3//Там же.— М., 1957.— С. 423—432.
169. Минаев Ю. А. Поверхностные явления в металлургических процессах.—
М. : Металлургия, 1984.— 152 с.
170. Миссол В. Поверхностная энергия раздела фаз в металлах.— М. : Метал-
лургия, 1978.— 176 с.
171. Мойсов Л. П., Чернышов Г. Г., Хохлов В. Г. Влияние смачивания шлака
на формирование швов в нижнем положении // Тр. ВНИИ по монтажным и спец,
строит, работам.— 1978.— № 28.— С. 35—41.
172. Найдич Ю. В., Контактные явления в металлических расплавах.— Киев :
Наук, думка, 1972.— 196 с.
231
173. Найдич Ю. В., Еременко В. И. Метод «большой капли» для определения
поверхностного натяжения и плотности расплавленных металлов при высоких
температурах I/ Физика металлов и металловедение.— 1961.— 11, № 6.—
С. 883— 888.
174. Найдич Ю. В., Колесниченко Г. А. Взаимодействие металлических распла-
вов с поверхностью алмаза и графита.— Киев : Наук, думка, 1967.— 89 с.
175. Найдич Ю. В., Колесниченко Г. А. Исследование смачивания и адгезии
к графиту и алмазу жидких металлов // Поверхностное явление в металлургических
процессах.— М., 1963.— С. 255—261.
176. Найдич Ю. В., Перевертайло В. М. Исследование смачиваемости твердых
тел металлическими расплавами в связи с отклонением системы от равновесного со-
стояния // Смачиваемость и поверхностные свойства расплавов и твердых тел.—
Киев, 1972.—С. 32—37.
177. Некоторые пути улучшения характера переноса металла при сварке элек-
тродами с основным покрытием / И. К- Походня, В. Н. Горпенюк, С. С. Миличен-
ко и др.// Автомат, сварка.— 1985.— № 1.— С. 30—33.
178. Никитин И. И. Физико-химические явления при воздействии жидких
металлов на твердые.— М. : Атомиздат, 1967.— 423 с.
179. Никитин Ю. П. Ионный обмен и межфазное натяжение на границе металла
со шлаком // Поверхностные явления в металлургических процессах.— М., 1963.— (
С. 147—149.
180. Никитин Ю. П., Есин О. А. Электрокапиллярные явления в пирометал-
лургических системах // ДАН СССР.— 1956.— 107, А» 6.— С. 847—849.
181. Никитин Ю. П., Есин О. А., Попель С. И. Межфазное натяжение и осо-
бенности строения границы металла со шлаком // Поверхностные явления в распла-
вах и процессах порошковой металлургии.— Киев, 1963.— С. 208—211.
182. Никифоров Г. Д., Крутоголовов Н. П. Особенности взаимодействия нио-
бия со сталью // Матер. VIII Всесоюз. совещ. по сварке разнородных, композицион-
ных и многослойных материалов.— Киев, 1983.— С. 42—47.
183. Никифоров Г. Д., Круглоголовое Н. П. Электроннолучевая сварка ниобия
с коррозионностойкой сталью 12Х18Н10Т//Там же.— С. 37—42.
184. Новиков И. И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов.— М. : Наука,
1966.—299 с.
185. Новиков И. И., Новик Ф. С. О работе образования трещин при деформи-
ровании сплавов в твердо-жидком состоянии И Изв. вузов. Чер. металлургия.—
1965.—№ 1—С. 124—129.
186. Новожилов Н. М. Основы металлургии дуговой сварки в активных защит-
ных газах.— М. : Машиностроение, 1972.— 167 с.
187. Ольшанский Н. А., Гуткин А. М., Гиримаджи Г. Д. Перемещение рас-
плавленного металла в процессе электронно-лучевой сварки И Свароч. пр-во.—
1974,—№ 9.—С. 12—14.
188. Оно С., Кондо С. Молекулярная теория поверхностного натяжения в жид-
костях.— М. : Иностр, лит., 1963.— 291 с.
189. Опаловский А. А., Федоров В. Е. Новые данные в области исследования
халькогенидов молибдена // Халькогениды.— 1970.— Вып. 2.— С. 77—85.
190. Определение углов смачивания в условиях микрогравитации / С. И. Буду-
ров, П. А. Петров, П. Д. Хряпов и др.// «Салют-6» — «Союз». Материаловедение
ч те.хнол. материалы. Междунар. совещ., Рига, 18—23 мая 1983 г.— М., 1985.—
С. 64—66.
191. Оптимизация формирования швов при дуговой сварке со сквозным про-
плавлением на весу / Березовский Б. М., Суздалев И. В., Крамаренко А. Г. и др.//
Свароч. пр-во.— 1988.— № 3.— С. 29—31.
192. Особенности процессов смачивания и растекания при дуговой сварке раз-
нородных металлов / В. Р. Рябов, И. С. Дыхно, Б. М. Березовский // Автомат,
сварка.— 1988,— № 4,—С. 28—31.
193. Особенности формирования шва при сварке мартенситно-стареющих сталей
в щелевую разделку / В. А. Стихии, Б. М. Березовский, В. Г. Крылов и др.// Во-
проеы сварочного производства.— Челябинск, 1979.— С. 111—118.
194. Острах С. Роль конвекции в технологических процессах, проводимых
в условиях микрогравитации И Космическая технология.— М., 1980.— С. 9—37.
232
195. Оценка доли энергии избыточных зарядов двойного электрического слоя
в адгезии металла к солевым и оксидным расплавам / А. А. Дерябин, С. И. Попель,
В. А. Кузнецов и др.//Электрохимия.— 1968.— 4, № 8.— С. 955—959.
196. Патон Б. Е. Сварка в космосе // Научные проблемы сварки и специальной
электрометаллургии.— Киев, 1970.— С. 123—133.
197. Патон Б. Е., Макара А. М., Медовар Б. И. Свариваемость конструк-
ционных сталей, подвергнувшихся рафинирующему пеоеплаву И Автомат, сварка,—
1974,— Ns 6.— С. 1—4.
198. Патров Б. В. Влияние марганца и кремния на электрокапиллярные Свой-
ства чугуна в расплавленном шлаке И Изв. вузов. Черн. металлургия.— 1962.—
Ns 1.—С. 17—22.
199. Патров Б. В. О заряде и емкости двойного слоя в системе чугун — шлак //'
Там же.— 1961.— Ns 7.—-С. 33—37.
200. Патров Б. В. Электрокапиллярные явления в системе чугун — шлак И'
Там же.— 1958.— Ns 6.— С. 3—8.
201. Пацкевич И. Р. Исследование размеров электродных капель при ручной,
дуговой сварке// Автомат, сварка.— 1954.— № 1.— С. 44—47; Ns 2.— С. 33—41.
202. Пацкевич И. Р., Деев Г. Ф. Исследование смачиваемости твердых окисло»
расплавленным металлом//Там же.— 1979.— Ns 12.— С. 60—61.
203. Пацкевич И. Р., Деев Г. Ф. Поверхностные явления в сварочных процес-
сах.— М. : Металлургия, 1974.— 120 с.
204. Пейнтер Г. Жидкость в условиях невесомости И Двигательные установки,
ракет на жидком топливе.— М., 1966.— С. 149—199.
205. Пекарев А. И. Определение поверхностного натяжения вольфрама, молиб-
дена и рения//Изв. вузов. Черн. металлургия.— 1963.— № 6.— С. 111—113.
206. Петров А. В. Перенос металла в дуге при сварке плавящимся электродом!
в среде защитных газов fl Автомат, сварка.— 1955.— Ns 2.— С. 26—33.
207. Петров А. В. Перенос металла в дуге и проплавление основного металла-
при сварке в защитных газах И Там же.— 1957.— Ns 4.— С. 19—28.
208. Петров Г. Л., Тумарев А. С. Теория сварочных процессов.— М. : Высш,
шк., 1967.— 508 с.
209. Петровский Г. Т., Воронков Г. Л. Оптическая технология в космосе.—
Л. : Машиностроение, 1984.— 158 с.
210. Плазменная наплавка порошковых сплавов на медной основе / Л. А. Чка-
лов, П. В. Гладкий, И. И. Фрумин и др.// Автомат, сварка.— 1981.— Ns 10.—
С. 39—41.
211. Плотенев С. А., Розов В. И. Катодная поляризация при электролизе рас-
плавов//Жури. физ. химии.— 1938.— 11, № 5.— С. 641—650.
212. Плетенев С. А., Розов В. И. Электродвижущие силы концентрационных,
полей в расплавах // Там же.— 1937.— 9, Ns 6.— С. 854—866.
213. Поверхностное натяжение железо-кремнистых сплавов / П. В. Гельд,.
Н. В. Заимских, Н. Н. Серебренников и др.// Журн. прикл. химии.— 1952.—
Ns 7,—С. 687—695.
214. Поверхностное натяжение жидких металлов и сплавов (одно- и двухкомпо-
неитные системы): Справочник / В. И. Ниженко, Л. И. Флока.— М. : Металлургия,.
1981.-208 с.
215. Поверхностное натяжение некоторых промышленных сталей / Б. А. Баум,
М. Н. Кушнир, Г. В. Тягунов и др.// Физическая химия границ раздела фаз.— Киев,
1976.—С. 80—85.
216. Поверхностные свойства расплавов некоторых марок стали / В. Г. Анти-
пин, В. В. Чеботарев, В. Ф. Коротких и др.// Изв. АН СССР. Металлы.— 1978.—
№ 1,—С. 62—66.
217. Поверхностные явления в процессах наплавки сплавов на основе меди на1
стали / Б. Б. Богатыренко, Г. Н. Гордань, Л. И. Кострова и др.// Адгезия распла-
вов и пайки материалов.— 1985.— Вып. 14.— С. 45—52.
218. Поверхностные явления и их роль при сварке высокопрочной стали повы-
шенной чистоты / Л. Ф. Косой, А. Г. Шалимов, В. М. Людковский и др.// Изв.
вузов. Чер. металлургия.— 1970.— № 7.— С. 18—21.
219. Подгаецкий В. В. К дискуссии о причинах образования горячих трещим
в сварных швах // Автомат, сварка.— 1954.— Ns 6.— С. 73—77.
233.
220. Подгаецкий В. В. Неметаллические включения в сварных швах.— М. :
Машгиз, 1962.— 84 с.
221. Шдгаецький В. В. Пори, включения 1 трщини в зварних швах.— К. :
Техшка, 1972.— 236 с.
222. Пономаренко А. Г., Морозов А. И., Кравцова И. В. Влияние газовой фазы
на межфазное натяжение шлак — платина // Изв. вузов. Чер. металлургия.—
1965,—№3.—С. 15—18.
223. Попель С. И. Влияние компонентов оксидного расплава на его межфазное
натяжение с железом И Журн. физ. химии.— 1958.— 32, № 10.— С. 2398—2401.
224. Попель С. И. Кинетика растекания расплавов по твердым поверхностям
и кинетика смачивания И Адгезия расплавов и пайка материалов.— 1976.—
Вып. 1.— С. 3—28.
225. Попель С. И. Поверхностные явления в высокотемпературных процес-
сах И Теория металлургических процессов. Итоги науки и техники / ВИНИТИ
АН СССР.— М., 1978.—Т. 4.—С. 100—197.
226. Попель С. И. Теория металлургических процессов. Итоги науки и техни-
ки. 1969.—М. : Изд-во ВИНИТИ, 1971 — 132 с.
227. Попель С. И., Дерябин А. А. Факторы, влияющие на скорость всплывания
включений в стали // Изв. вузов. Чер. металлургия.— 1963.— № 4.— С. 25—30.
228. Попель С. И., Джемилев Н. К-, Царевский Б. В. Плотность и поверхност-
ное натяжение расплавов Fe — Мп — Si при 1550 °C // Журн. физ. химии.— 1966.—
№ 7,—С. 1545—1550.
229. Попель С. И., Есин О. А., Гельд Н. В. К методике измерения межфазного
натяжения при высоких температурах // ДАН СССР.— 1950.— 74, Ns 6.— С. 1097—
1100.
230. Попель С. И., Есин О. А., Гельд П. В. О межфазном натяжении сплавов
железа на границе со шлаками И Там же.— 1950.— 75.— № 3.— С. 227—230.
231. Попель С. И., Есин О. А., Никитин Ю. П. О поверхностной активности
углерода и фосфора на границе металл — шлак И Поверхностные явления в пироме-
таллургии : Тр. Урал, политехи, ин-та.— 1954.— № 49.— С. 82—86.
232. Попель С. И., Коновалов Г. Ф. Межфазное натяжение малоуглеродистой
стали на границе с продуктами раскисления // Изв. вузов. Чер. металлургия.—
1959.—Ns 8—С. 3—8.
233. Попель С. И., Шерстобитов М. А., Дерябин А. А. Влияние поверхност-
ных свойств расплавов на полноту удаления неметаллических включений из стали И
Поверхностные явления в расплавах.— Киев, 1968.— С. 364—375.
234. Попович В. В. Механизмы жидкометаллического охрупчивания // Физ.-
хим. механика материалов.— 1979.— № 5.— С. 11—20.
235. Потехин В. П. Разработка моделей теплового и силового воздействия элек-
трической дуги на металл при сварке неплавящимся электродом : Автореф.
дис. ... канд. техн. наук.— Волгоград, 1987.— 16 с.
236. Походня И. К. Газы в сварных швах.— М. : Машиностроение, 1972.—
256 с.
237. Походня И. К-, Гарпенюк В. И. Температура капель электродного металла
при дуговой сварке толстопокрытыми электродами // Автомат, сварка.— 1967.—
№ 12.—С. 1—4.
238. Походня И. К-, Макаренко В. Д., Гарпенюк В. Н. Исследование особен-
ностей переноса металла и стабильности горения дуги при сварке электродами с ос-
новным покрытием И Там же.— 1984.— Ns 4.— С. 1—5.
239. Проблемы космического производства / В. С. Авдуевский, И. В. Бармин,
С. Д. Гришин и др.— М. : Машиностроение, 1980.— 221 с.
240. Промышленные алюминиевые сплавы : Справ. изд./ С. Г. Алиева,
М. Б. Альтман, С. М. Амбарцумян и др.— М. : Металлургия, 1984.— 528 с.
241. Прохоренко П. П., Дежкунов В. Н., Коновалов Г. Е. Ультразвуковой ка-
пиллярный эффект.— Минск : Наука и техника, 1981.— 135 с.
242. Прохоров Н. Н. Горячие трещины при сварке.— М. : Машгиз, 1952.—
200 с.
243. Рабкин Д. М. Энергетическое исследование приэлектродных областей
мощной сварочной дуги// Автомат, сварка.— 1951.— Ns 2.—С. 17—35.
244. Рабкин Д. М., Рябов В. Р., Гуревич С. М. Сварка разнородных метал-
лов.— Киев: Техшка, 1975.— 208 с. . .
.234
245. Рабкин Д. М., Фрумин И. И. Причины образования горячих трещин в
сварных швах//Автомат, сварка.— 1950.— № 2.— С. 3—44.
246. Растекание бронз по поверхности стали / М. Н. Сивков, Л. Р. Козоровиц-
кая, С. И. Попель и др.// Теория и практика свароч. пр-ва.— 1986.— № 5 —
С. 133—136.
247. Расчет формы и величины наплыва при сварке горизонтальных швов на
вертикальной плоскости / И. В. Суздалев, Э. И. Явно, В. Л. Руссо и др.// Свароч.
пр-во,— 1977,— № 9,— С. 44—45.
248. Расчет тепловых процессов при сварке композиционных материалов /
В. И. Махненко, С. А. Вакуленко, В. Ф. Демченко и др.// Автомат, сварка.—
1986,—№ 9,—С. 1—4; 17.
249. Рахманов А. Д. Об условиях зарождения газовых пор при дуговой сварке И
Свароч. пр-во,— 1978,—№ 1.—С. 53—56.
250. Ребиндер П. А., Щукин Е. Д. Поверхностные явления в твердых телах
в процессах их деформации и разрушения И Успехи физ. паук.— 1972.— 108, № 1.—
С. 3—42.
251. Римский С. Т., Свецинский В. Г., Смиян О. Д. Перенос электродного
металла при сварке в защитных газах с добавкой кислорода И Автомат, сварка.—
1979,— № 10.— С. 22—26.
252. Роль сульфида железа в образовании трещин в сварных швах / Г. Ф. Деев,
В. В. Попович, В. Н. Палаш и др.// Физ.-хим. механика материалов.— 1982.—
№3,—С. 109—112.
253. Роль сульфида железа в образовании кристаллизационных трещин прн
сварке электротехнической стали / Г. Ф. Деев, В. В. Попович, В. Н. Палаш и др.//
Там же.— № 5.— С. 96—98.
254. РостокерУ., Мак-Коги Дж., Маркус Г. Хрупкость под действием жидких
металлов.— М. : Иностр, лит., 1962.— 176 с.
255. Руссо В. Л., Кудояров Б. В., Суздалев И. В. О процессе проплавления при
сварке деталей больших толщин//Свароч. пр-во.— 1971.— № И.— С. 1—3.
256. Рябов В. Р. Сварка алюминия и его сплавов с другими металлами.—
Киев : Наук, думка, 1983.— 264 с.
257. Рябов В. Р. Сварка плавлением алюминия со сталью.— Киев : Наук,
думка, 1969.— 232 с.
258. Рябов В. Р., Вакуленко С. А. Сварка композиционных материалов на алю-
миниевой основе.— Киев : О-во «Знание» УССР, 1987.— 16 с.
259. Рябов В. Р., Быковский О. Г., Самойлов В. Смачиваемость титана некото-
рыми сплавами при сварке плавлением//Автомат. сварка.— 1989.— № 11.—
С. 10—13.
260. Рябов В. Р., Дыхно И. С., Березовский Б. М. Растекание и смачивание
При сварке сталь-алюминиевых композиционных материалов // Автомат, сварка.—
1989.—№ 10.—С. 19—22.
261. Рязанцев В. И., Овчинников В. В., Гринин В. В. Механические свойства
стыковых сварных соединений из деформируемых алюминиевых сплавов // Свароч
пр-во.— 1988.— № 4.— С. 39—41.
262. Самарский А. А. Введение в теорию разностных схем.— М. : Наука, 1971.—
650 с.
263. Самарский А. А., Андреев Б. В. Разностные методы для эллиптических
уравнений.— М. : Наука, 1976.— 352 с.
264. Сапиро Л. С. О влиянии серы на возникновение пористости при автома-
тической сварке//Свароч. пр-во.— 1959.— № 5.— С. 11 —13.
265. Сапиро Л. С. Сварка и наплавка в среде водяного пара.— Донецк : Дон-
басс, 1969.— 53 с.
266. Сафонников А ННикитин Ю. П. О несплавленнях при электрошлако-
вой сварке хромоникелевых аустенитных сталей и сплавов И Автомат, сварка.—
1962,—№ 9,—С. 27-35.
267. Сварка разнородных металлов и сплавов / В. Р. Рябов, Д. М. Рабкин,
Р. С. Курочко и др.— М. : Машиностроение, 1984.— 239 с.
268. Свешков Ю. В., Кармыков В. А., Миронов В. А. Поверхностное натяжение
расплавов Fe — Se, Ni — Se и Ni — Те И Изв. АН СССР. Металлы,-— 1975.—
№ 4,— С. 84—86.
235
269. Семенченко В. К- Поверхностные явления в металлах и сплавах.— М. :
Гостехтеоретиздат, 1957.— 491 с.
270. Сергиенко А. И. Межфазное натяжение на границе раздела жидких фаз//
Автомат, сварка.— 1965.— № 6.— С. 26—31.
271. Синельникова В. С., Подергин В. А., Речкин В. Н. Алюминиды.— Киев :
Наук, думка, 1965.— 242 с.
272. Слуцкая Т. М., Аснис А. Е., Тюрин А. Э. Влияние атмосферы дуги на
перенос электродного металла // Автомат, сварка.— 1974.— № 10.— С. 71—72.
273. Смачиваемость расплавом алюминия тугоплавких материалов под дей-
ствием дугового разряда / В. Р. Рябов, II. С. Дыхно, С. Л. Дыхно и др.// Там же.—
1990.—№ 6,—С. 41—45.
274. Смачиваемость стали ВНС-9 расплавом алюминия в условиях дуговой
сварки / В. Р. Рябов, И. С. Дыхно, Г. Ф. Деев и др.// Там же.— 1987.— № 6.—
С. 23—26.
275. Смачиваемость титана и стали некоторыми сплавами системы Ti — Fe при
сварке плавлением / В. Р. Рябов, О. Г. Быковский, В. Е. Самойлов и др.// Там
же,— 1989,— № 3,— С. 12—15.
276. Смачивание тугоплавких металлов расплавами теллура, сурьмы и их спла-
вов / Р. И. Натапова, 3. А. Казакевич, Е. А. Жемчужина и др.// Физическая хи-
мия границ раздела контактирующих фаз.— Киев, 1976.— С. 112—117.
277. Смирнов А. А., Попель С. И., Пастухов А. И. Влияние ванадия на плот-
ность и поверхностные свойства железоуглеродистых сплавов И Изв. вузов. Чер.
металлургия.— 1965.— № 4.— С. 13—17.
278. Смирнов А. А., Попель С. И., Царевский Б. В. Влияние титана на поверх-
ностные свойства железа и железоуглеродистых сплавов // Там же.— 1965.— № 3.—
С. 10—14.
279. Стег Л. Космическая технология.— М. : Мир, 1980.— 419 с.
280. Сумм Б. Д., Горюнов Ю. В. Физико-химические основы смачивания и
растекания.— М. : Химия, 1976.— 232 с.
281. Сумм Б. Д., Горюнов Ю. В., Щукин Е. Д. Закономерности растекания
жидких металлов по поверхности твердых тел И Физическая химия поверхностных
явлений при высоких температурах.— Киев, 1971.— С. 133—139.
282. Тавадзе Ф. П., Байрамшвили И. А., Хантадзе Д. В. Поверхностное
натяжение и строение расплавленных боридов железа, кобальта и никеля //
ДАН СССР.— 1965,— 162, № 1,—С. 62—64.
283. Тарасова А. Л., Кирдяшкина Л. И. Влияние температуры на растекание
цинка по поверхности стали // Физическая химия границ раздела контактирующих
фаз.— Киев, 1976.— С. 117—122.
284. ТарлинскийВ. Д., Дценно В. П. Определение межфазного натяжения шла-
ков штучных электродов // Автомат, сварка.— 1980.— № 7.— С. 77.
285. Термокапиллярная конвекция в жидкости под действием мощного лазерного
излучения / Г. Г. Гладуш, Л. С. Красицкая, Е. Б. Левченко и др.// Квант, элек-
троника.— 1982.— 9, № 4.— С. 660—667.
286. Тиходеев Г. М. Энергетические свойства электрической сварочной дуги.—
М.; Л. : Изд-во АН СССР, 1961,— 251 с.
287. Труфяков В. И. Усталость сварных соединений.— Киев : Наук, думка,
1973,— 216 с.
288. Тучинский Л. И. Композиционные материалы, полученные методом пропит-
ки.— М. : Металлургия, 1986.— 208 с.
289. Турыгин В. И., Мялин М. И., Сагалевич В. М. Взаимодействие чугуна
со сплавами на основе меди при наплавке И Свароч. пр-во.— 1988.— № 6.— С. 3—5.
290. Тюльков М. Д. Влияние поверхностного натяжения на формирование
корня стыковых швов при электродуговой сварке в защитных газах // Вопросы ду-
говой сварки в защитных газах.— М., 1957.— С. 55—71.
291. Тюльков М. Д., Турбин В. В. К вопросу сварки кольцевых соединений //
Прогрессивные способы сварки при ремонте и изготовлении нефтехимического и неф-
теперерабатывающего оборудования.— Ангарск, 1984.— С. 95—103.
292. Устройство для исследования смачиваемости твердых тел расплавами при
сварке / В. Р. Рябов, И. С. Дыхно, Г. Ф. Деев и др.// III Всесоюз. конф, по сварке
цвет, металлов : Тез. докл.— Тольятти, 1986.— С. 11—12.
236
293. Федоров С. А., Овчинников В. В. Влияние разности поверхностного натя-
жения металла в ванне на формирование шва при сварке тонколистовых материалов
световым лучом//Свароч. пр-во.— 1986.— № 11.— С. 33—35.
294. Физико-химические и технологические свойства флюсов системы СаЕ, —
S1O2 — А12О3 — MgO / А. М. Сливинский, В. Н. Коперсак, А. М. Солоха и др.//
Автомат, сварка.— 1981.— № 7.— С. 31—35.
295. Филиппов Е. С., Самарин А. М. Особенности изменения плотности рас-
плавов металл — углерод//Физико-химические основы производства стали.— М.,
1968,— С. 3—9.
296. Фролов В. В. Физико-химические процессы в сварочной дуге.— М. : Маш-
гиз, 1954.— 131 с.
297. Фрумин И. И., Походня И. К- Исследование средней температуры сва-
рочной ванны И Автомат, сварка.— 1955.— № 4.— С. 13—30.
298. Хансен М., Андерко К- Структуры двойных сплавов.— М. : Машино-
строение, 1962.— 608 с.
299. Характер действия сил поверхностного натяжения при разрушении пере-
мычки в капле / И. С. Пинчук, В. Ф. Постаушкин, Г. Д. Куликов и др.// Автомат,
сварка.— 1974.— № 11.— С. 24—27.
300. Хлынол В. В., Сорокин Ю. В., Стратонович В. Н. Факторы, влияющие
на удаление жидких включений из металла // Физ.-химич. исследования металлург,
процессов.— 1973.— Вып. 1.— С. 114—126.
301. ХоконовХ. Б., Хатажуков А. С., КетенчиеваФ. Влияние магнитного поля
и электрического тока на кинетику смачивания, растекания и пропитки И Вопросы
физики формообразования и фазовых превращений.— Калинин, 1979.— С. 46—52.
302. Царевский Б. В., Попель С И. Влияние легирующих элементов на по-
верхностные свойства железа /7 Изв. вузов. Чер. металлургия.— 1960.— № 12.—
С. 12—16.
303. Царевский Б. В., Попель С. И., Доможиров Б. Ф. Влияние молибдена и
хрома на поверхностные явления в расплавах и возникающих из них твердых фа-
зах.— Нальчик : Кабардино-Балк. кн. изд-во, 1965.— С. 316—319.
304. Пугачевич П. П. Некоторые вопросы измерения поверхностного натяже-
ния в газовом пузырьке И Поверхностные явления в металлургических процессах.—
М., 1963,—С. 177—132.
305. Цу Вей Цоу, Рой Л. Мак-Каллоф, Р. Байрон Пайне. Композиционные
материалы//В мире науки.— 1986.— № 12.— С. 133—144.
306. Чернышов Г. Г. Дуговая сварка в среде защитных газов: Сварка : (Итоги
науки и техники : ВИНИТИ АН СССР).—М., 1982,—Т. 14,—С. 117—165.
307. Чернышов Г. Г., Рыбачук А. М., Кубарев В. Ф. О движении металла в
сварочной ванне.— Изв. вузов. Машиностроение.— 1979.— № 3.— С. 134—138.
308. Чкалов Л. А., Кузнецов В. А., Сторчак Л. А. Антифрикционные свойства
и износостойкость алюминиевых и оловянной бронз // Автомат, сварка.— 1983.—
№ 1,—С. 70—71.
309. Чудинов М. С., Таран И. Д. Формирование шва при сварке неповоротных
стыков труб с принудительным удержанием сварочной ванны // Свароч. пр-во.—
1970.—№ 10.—С. 6—7.
310. Чуларис А. А., Балакин 3. И. Сварко-пайка титана со сталью//Матер.
VIII Всесоюз. совещ. по сварке разнородных, композиционных и многослойных ма-
териалов.— Киев, 1983.— С. 24—29.
311. Шевченок А. А., Минаев Ю. А., Коновалов И. Т. Растекание меди по спла-
вам ниобия И Изв. вузов. Чер. металлургия.— 1986.— № 7.— С. 148.
312. Щетинина В. И. Разработка и исследование способа электродуговой свар-
ки комбинированным электродом : Автореф. дис. ... канд. техн. наук.— М.,
1981.—16 с.
313. Электроннолучевая, сварка меди с ниобием толщиной 15 мм / Б. А. Задерий,
С. С. Котенко, Г. К- Харченко и др.// Матер. VIII Всесоюз. совещ. по сварке разно-
родных, композиционных и многослойных материалов.— Киев, 1983.— С. 55—59.
I 314. Электрошлаковая сварка и наплавка / Под ред. Б. Е. Патона.— М. : Ма-
шиностроение, 1980.— 511 с.
315. Эллиот Д. Ф-, Глейзер М., Рамакришна В. Термохимия сталеплавиль-
ных процессов.— М. : Металлургия, 1969.—.252 с.
237
316. Эршлер Б. В. Исследование кинетики электродных реакций с помощью
переменных токов // Журн. физ. химии,— 1948.— 22, вып. 6.— С. 683—695.
317. Юзвенко Ю. А., Кирилюк Г. А., Кривчиков С. В. Модель плавления само-
защитной порошковой проволоки//Автомат, сварка.— 1983.— Ns 1.— С. 26—29.
318. Якобашвили С. Б. Влияние хрома и ванадия на поверхностное и межфаз-
ное натяжение жидкой стали и флюса // Там же.— 1962,— № 8.— С. 38—43.
319. Якобашвили С. Б. Поверхностные свойства сварочных флюсов и шлаков.—
Киев : Техн1ка, 1970.— 208 с.
320. Якобашвили С. Б. Влияние сил поверхностного натяжения на форму на-
плавленного валика // Сварочные процессы в металлургии.— 1974.— Вып. 1.—
С. 89—99.
321. Якобашвили С. Б., Фрумин И. И. Исследование межфазного натяжения
на границе металл — шлак и поверхностное натяжение сварочных шлаков // Авто-
мат. сварка.— 1961.— № 10.— С. 40—42.
322. Anderson D. Streaming due to a surface tension gradient И Doc. IIW 212—
71—09.
323. Andrews I. G., Atthey D. R., Byatt-Smith I. C. Weldpool sag//I. Fluid
Meeh.— 1980.— 100, N 4— P. 785—800.
324. Anthony T. R., Cline H. E Surface rippling induced by surface tension gra-
dients during laser surface melting and alloying /I I. Appl. Phys.— 1977.— 48, N 9.—
P. 3895—3900.
325. Antes H. W., Edelman R. E., Rosenthal H. Flow of Arc Welded Copper Base
Filler Alloys on Steel // Weld. — 1962.— 41, N 5.— P. 207—214.
326. Atterton D. V.. Hoar T. P. Surface tension of liquid metals H Nature.—
1950.— 167, N 2.—P. 16—18.
327. Borland I. C. Fundamentals of solidification cracking in welds // Weld, and I
Metal Fabr— 1979,— 17, N 1,— P. 19—21; 23—26; 28—29; N 2,— P. 99—101; 103— |
105; 107.
328. Calverley A. A. Determination of the surface tension of liquid tungsten by
the drop weight method//Proc. Phys. Soc.— 1957.— N 11.
329. Camel D., Tison P., Fooler I. S. Marangoni flow regionies in liquid metals If
Acta astronaut.— 1986,— 13, N 11—12,—P. 723—726.
330. Chon Takao, Takeo Oki. Wettability of graphite against liquid aluminium
and effect of alloying elements on it // Journ. Light Metals.— 1986,— 36, N 10.—
P. 609—615.
331. Correlations between solidification cracking and microstructure in austenitic '
and austenitic — ferritic stainless steel welds / V. Kujanpaa, N. Suutala, T. Takalo,
T. Moisio // Weld Res. Inst.— 1979,— N 2,— P. 55—76.
332. De Lima O. F., Krehe M. Schulzek. Wetting characteristics of copper on'
niobium // Journ. Mater. Sci.— 1985.— 20, N 7.— P. 2464—2470.
333. Desai P. D. Thermodynamic properties of selected binary Aluminium Alloys
System // J. Phys, and Chem. Ref.— 1987.— 16, N 1.— P. 109—124.
334. Eagar T. IF. Physics of arc welding // Phys. Steel Ind. Conf. APS/AISI,.
Bethlehem, Pa. ost. 5—7, 1981.— New York, 1982.— P. 277—282. » :
335. El-Saront M., Lange Klaus IF. Optimierungsverfahzen zur berechnung dep ;
grenzflachen spannung nach der methode des hangenden tropfens // Z. Metallk.—
1987— 78, N 3— S. 184—190.
336. Esche IF., Peter O. Bestimmung der Oberflachen spannung an reinem und
legiertem Eisen // Arch, fur das Eisenhutten.— 1956.— N 6.— S. 355—366.
337. Essers IF. G., Gelmozini G., Tichelanz G. IF. The transfer of metal fromcoa- !
ted electrodes Metal Construction and Brit.// Weld. J— 1971.— N 4.— P. 151—154. i
338. Essers IF. G., Walter R. Heat transfer and penetration mechanisms with*
GMA and plasma — GMA welding//Weld. J.— 1981.— 60, N 2.— P. 37—42.
339. Halden F. A., Kindgery W. D. Surface tension of elevated temperatures.
III. Effect of C, N, О and S on liquid iron surface tension and interfacial energy with '
A12O3//J. Phys. Chem— 1955— 59, N 6—P. 557—559.
340. Heiple C. R., Burgard P. Effects of CO2 shielding gas additions on GTA weld
shape // Weld. J— 1985— 64, N 6— P. 159—162.
341. Heiple C. R., Roper J. R. Mechanism for minor element effect on GTA fu-
sion zone geometry // Ibid.— 1982.— 61, N 1.— P. 97—102. *
238
342. Fischer IF. A., Hoffmann A. Einfluss von Kohlenstoft und Saner stoff and;
das Verhalten einiger Begleitelemente in Eisenschmelzen unter Hoch vakuum // Arch.
Eisen hut.— I960—N 7—S. 411—417.
343. Friedmann В. E. Analysis of weld Puddle Distortion and Its Effect on Pene-
tration//Weld. J— 1978—N 6—P. 161—166.
344. fshizaki K- Solidification of the molten pool and bead formation//Arc.
Phys, and Weld. Pool Behav. Int. Conf., London.— 1979 : Prepr— Abington, 1979.—
P. 267—277.
345. ishizaki K. Penetration in arc — welding and convection in molten metal //
Doc. IIW— P. 212; 77—66.
346. Kaufmann S. M., Whalen T. S. Surface Tension and Surface adsorptions
in liquid iron-carbon alloys: the systems Fe — C — Ni and Fe — C — Co//Trans.
Metal. Soc. AIME — 1964 — 230, N 4— P. 263—268.
347. Kematick R. J., Franzen H. F. Thermodynamic study of the zirconium —
aluminium system // J. Solid State chem.— 1974.— 54, N 2.— P. 226—234.
348. Kozacevitsch P., Urbain G., Sage M. Activite super ficielle et activite
thermodynamique du sourte dans les alliages liquides fercarbone — sourte II Rev. de
Metal— 1955— 52, N 2— P. 161 — 169.
349. Kubashewski O., Dench W. A. The heats of formation in the systemstitani-
um — aluminium and titanium — iron // Acta Met.— 1955.— 3, N 4.— P. 339—346.
350. Kubaschewski 0. Contributions of metallurgical thermochemistry to the so-
lution of industrial problems 4 High Temp. Mater. Phenomena : Proc. 4th Nord High
Temp Symp. NORTEMPS-75, Helsinki— 1975— 1, s. 1—P. 1—24.
351. Lin M. L., Eagar T. IF. Influence of arc pressure on weld pool geometry//
Weld. Journ—1985— 64, N 6—P. 163—169.
352. Matsunawa Akira. Role of surface tension in fusion welding (Pt 3) // Trans.
JWRI.— 1984— 13, N 1— P. 147—156.
353. Mazanek T. Wlasnosci powierzchniowe metalu i zuzla w procesach stalownie-
zych // Arch. Hutn — 1963,— N 2— S. 83—91.
354. McEatce W., Mysels K. J. The Burstins of Soap Firms. I. An experimental
Study Z/J. Phys. Chem— 1969— 73, N 5—P. 3018—3027.
355. Mori N. Molten pool phenomena in submerged-arc welding//Doc. IIW.
212—188—70.
356. Muu Bui Van, Fenzke H. W., Kraus S. Ezfahrungen bei der experimentel-
len Bestimmung der Oberflachenspannung von Eisen- und Schlackenmelzen // Neue
HOtte— 1984— 29, N 3— S. 113—115.
357. Nagesh K-, Pask J. A. Wetting of nickel by silver // Journ. Mater. Sci.—
1983— 18, N 9— P. 2665—2670.
358. Namba S. Measurement of surface tension of molten metals by electron bom-
bardment heating//Proc. 4th Sympos. Electron. Beam. Technol. 1962.— Alloyed Elec-
tron. Corp., 1962.— P. 95—104.
359. PassojaD. E., Hill D. C., Tichauer P. A. A study of MnSiO3 inclusions in
mild steel weldments//J. Metals.— 1975.— 27, N 12.— P. 31—36.
360. Pietszak K- Wykorrystanic zjawisk powiorzchniowich w spajaniu metali
z niemetalami // Przeglad spawalniztwa— 1985.— 37, N 9/10.—• C. 16—20.
361. Ryabov V. R. Aluminizing of Steel //New Delhi: Oxonion Press pvt. Ltd.—
1985 — 203 p.
362. Surface Active Element Effects on the Shape of GTA. Laser and Electron
Beam Welds/С. R. Heiple, J. R. Roper, R. T. Stanger, R. J. Aden //Weld. J.—
1983— N 2— P. 124—129.
363. Takeo Oki, Takao Chon, Arsushi Hibino. Effects of Va and Via group ele-
ments of the wettability between SiC and molten aluminum // Journal of Japan Insti-
tute of Light Metals— 1985— 35, N 12— P. 663—669.
364. White D. Theory and Experiment in Methods for the Preosion Measurement
of Surface Tension // Trans. Amer. Soc. for Met.— 1962.— March — June— Se te er.—
VLV— P. 1Ы—1П.
365. Sebo P., Ilavalda A. Zmacanie molybdenum kvapalmim hlinikom // Kovovi
materialy.— 1975.— 13, N 5.— P. 654—661.
739