какую роль играет небольшой температурный интервал кристаллизации

Температурный интервал кристаллизации

В установившемся режиме скорость образования центров кристаллизации v_оцк равна скорости их распада v_расп.

v_оцк= v_расп

Число распадающихся в единицу времени центров кристаллизации пропорционально их концентрации С и скорости отвода U молекул от зародыша в жидкости: v_расп

C ∙ U. Концентрация кристаллических зародышей С зависит от работы их образования А_кр=ΔG_кр:

;

,

А_с – постоянная.

Так как транспорт является активационным процессом, то

,

k₁ — константа скорости образования центров кристаллизации.

Е — энергия активации процесса транспорта.

Первый экспоненциальный множитель характеризует скорость молекулярного обмена между зародышем и материнской фазой, второй экспоненциальный множитель – вероятность образования зародыша новой фазы. Для трёхмерного зародыша

,

,

В – включает постоянные величины;

Т↑ ↑ ↓.

Вторая экспонента с ростом температуры уменьшается, так как при повышении температуры разность ΔТ = (Т_о – Т) уменьшается интенсивнее, чем растет температура Т (рис. 3.9).

Рис. 3.9. Изменение с температурой скорости образования

Увеличение v_оцк при малых переохлаждениях расплава вызвано ростом числа зародышей. Дальнейшее увеличение переохлаждения приводит к падению v_оцк из-за уменьшения подвижности частиц при понижении температуры.

Для силикатных расплавов, строение которых обусловлено направленными ковалентными связями, энергия активации диффузии Е велика (диффузионная подвижность мала). Поэтому экспоненциальный множитель, характеризующий перемещение частиц, интенсивно уменьшается при понижении температуры. Как следствие, при охлаждении практически сразу достигается такая температура, при которой из-за транспортных затруднений кристаллизация невозможна. При понижении температуры расплава перемещение частиц существенно замедляется, следовательно силикатные расплавы застывают без значительной перестройки структуры, т.е. стеклуются. С увеличением скорости охлаждения структура стекла во всё большей степени сохраняет структуру расплава. Стекло – это переохлаждённая жидкость.

В жидких металлах атомы обладают большой диффузионной подвижностью, энергия активации диффузии Е мала по сравнению с ΔG_кр. Первый экспоненциальный множитель практически не меняется с температурой, так как показатель степени достаточно мал, близок к нулю. При кристаллизации металлов наблюдается лишь восходящая ветвь зависимости v_оцк от переохлаждения ΔТ, что соответствует практически мгновенной, массовой кристаллизации металла при температуре плавления. Поэтому металлы трудно переохлаждаются и не переходят в стеклообразное состояние при обычных скоростях охлаждения. Зафиксировать структуру жидкого металла удаётся лишь при практически мгновенном контактном охлаждении расплава. Металл сливают через узкую щель огнеупорной насадки на быстро вращающийся водоохлаждаемый бронзовый барабан. Получают очень тонкую ленту аморфного металла (толщиной несколько десятков микрометров). Получать металлическое стекло большей толщины принципиально невозможно.

Рассуждения, подобные использованным при выводе уравнения для скорости образования центров кристаллизации v_оцк, позволяют получить формулу для расчёта скорости линейного роста кристаллов v_лрк:

,

k₂ – константа скорости линейного роста кристаллов;

L – энергия активации поверхностной диффузии;

σ – межфазное натяжение на границах двухмерного зародыша.

Зависимость v_лрк = v_лрк (ΔТ) аналогична рассмотренной выше для v_оцк = f(ΔТ). Однако при зарождении кристаллов действие переохлаждения сильнее, чем при их росте. Это вызвано тем, что в последнем уравнении величина ΔТ входит в первой степени. В уравнение для образования центров кристаллизации переохлаждение входит в квадрате. Поэтому максимум v_оцк сдвинут по сравнению с максимумом v_лрк в сторону больших переохлаждений.

Способность расплава к переохлаждению зависит от того, насколько раздвинуты эти максимумы (рис. 3.10).

Рис. 3.10. Взаимное расположение температурных областей

образования центров кристаллизации и их роста

Если отсутствует область температур ΔТ, в которой оба процесса протекают с достаточными скоростями, расплав не может закристаллизоваться вообще (рис. 3.11).

Рис. 3.11. Различные варианты расположения температурных

областей возникновения кристаллической фазы и её роста

По относительному расположению кривых выделяют три характерных случая:

а) расплав кристаллизуется в интервале температур Т₁–Т₂;

б) расплав интенсивно кристаллизуется в широком интервале температур, он не склонен к стеклообразованию;

в) расплав склонен к стеклообразованию, так как температурная область кристаллизации мала.

Кристаллизационная способность стёкол определяется следующими параметрами:

1. Температурным интервалом кристаллизации.

2. Верхней температурой кристаллизации.

3. Скоростью роста кристаллов.

Для стекла надо иметь:

1) узкий интервал кристаллизации;

2) малую скорость кристаллизации;

3) верхняя температура кристаллизации должна лежать ниже температуры выработки.

Наиболее опасными, с точки зрения кристаллизации, являются температурные зоны студки и выработки. Кристаллизации способствуют границы раздела фаз: стекло–огнеупор, стекло–воздух, газовые пузыри, свили, инородные включения.

v_оцк > v_лрк – образуются многочисленные кристаллические включения малого размера;

Источник

Интервал кристаллизации

Смотреть что такое «Интервал кристаллизации» в других словарях:

ИНТЕРВАЛ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ — (латинское intervallum промежуток, расстояние между чем либо), интервал затвердевания температурный интервал сплава, верхняя граница которого соответствует началу выделения твердой фазы (температура ликвидуса), нижнее концу затвердевания сплава ( … Металлургический словарь

Интервал — [interval, range]: Смотри также: температурный интервал равновесной кристаллизации температурный интервал деформации межкритич … Энциклопедический словарь по металлургии

межкритический интервал — [intercritical interval] интервал температур между критическими точками А, и А3 на диаграмме состояния системы Fe Fe3C; Смотри также: Интервал температурный интервал равновесной кристаллизации … Энциклопедический словарь по металлургии

температурный интервал — [temperature range] диапазон минимальных и максимальных значений температур нагрева (охлаждения) металла или сплава. Максимальные температуры нагрева металла лимитируются ростом зерна, явлениями перегрева и пережога, а также ускорением окисления … Энциклопедический словарь по металлургии

температурный интервал равновесной кристаллизации — [temperature range of equilibrium crystallization] диапазон температур между температурами ликвидуса и солидуса сплава. Смотри также: Интервал температурный интервал деформации межкритический интервал … Энциклопедический словарь по металлургии

температурный интервал деформации — [temperature range of strain] диапазон температур начала и конца горячей деформации металла или сплава; Смотри также: Интервал температурный интервал равновесной кристаллизации … Энциклопедический словарь по металлургии

температурный интервал превращения — [temperature range of transformation] диапазон температур начала и конца полиморфного и/или фазового превращения в металле или сплаве; Смотри также: Интервал температурный интервал равновесной кристаллизации … Энциклопедический словарь по металлургии

Литьё — (Casting) Технологический процесс изготовления отливок Уровень культуры литейного производства в средние века Содержание Содержание 1. Из истории художественного литья 2. Сущность литейного производства 3. Типы литейного производства 4.… … Энциклопедия инвестора

Ликвация — I Ликвация (от лат. liquatio разжижение, плавление) (геол.), процесс разделения первоначально однородного магматического расплава при понижении температуры на две разные по составу несмешивающиеся жидкости. В результате кристаллизации… … Большая советская энциклопедия

Источник

Какую роль играет небольшой температурный интервал кристаллизации

Для выполнения любой работы важно заранее обеспечить себя соответствующими средствами безопасности. Одним из наиболее распространенных вариантов таких средств, которые.

Через зрение человек получает более 80% информации. Поэтому крайне важно, чтобы везде, где он работает, качество освещения было на как можно более высоком уровне.

Использование на работе спецодежды выполняет функцию специальной защиты сотрудника при выполнении трудовых обязанностей.

Мойка высокого давления — это компактная машина с насосом, шлангом и насадкой, с помощью которой можно бороться даже с очень стойкой грязью.

Пришлое время для стройки, но не знаете, с чего начать? Начните с поиска надежного, а главное ответственного поставщика строительных материалов, который.

Применяемость того или иного вида масла определяется конструкцией, назначением механизма и условиями эксплуатации.

Многие ошибочно считают, что с наступлением осени приставучие насекомые перестают залетать в дома, однако это в большей степени заблуждение – в некоторых регионах они.

Источник

§ 2. Зарождение и развитие горячих трещин

Горячие трещины возникают в сварных швах при околосолидусных температурах в результате действия растягивающих напряжений. При недостаточной деформационной способности металла шва в нем появляются хрупкие межкристаллитные разрушения. Горячие трещины в зависимости от состояния металла в момент образования подразделяются на кристаллизационные и подсолидусные. Кристаллизационные характерны для сплавов с широким интервалом кристаллизации, подсолидусные — для чистых металлов и однофазных сплавов с узким интервалом кристаллизации. Кристаллизационные трещины возникают в температурном интервале кристаллизации сплавов по зонам срастания первичных кристаллитов и междендритным пространствам.

А. А. Бочвар и его сотрудники [38, 40] связывают склонность к хрупкому межкристаллитному разрушению с протяженностью эффективного интервала кристаллизации и количеством эвтектики в кристаллизующемся сплаве. Эффективный интервал кристаллизации расположен между неравновесным солидусом и температурой начала линейной усадки (рис. 48, а). Температура начала линейной усадки соответствует температуре образования кристаллического каркаса. С ростом содержания второго компонента в сплаве число кристаллизационных трещин увеличивается и при наибольшей протяженности эффективного интервала кристаллизации достигает максимального значения (рис. 48, б, в). Известные экспериментальные исследования подтверждают повышенную склонность к образованию горячих трещин в сплавах с широким интервалом кристаллизации не только при сварке, но и при литье.

Рис. 48. Схема эффективного интервала кристаллизации и зависимость горячеломкости от состава в сплавах эвтектического типа:
1 — равновесный солидус; 2 — неравновесный солидус [40].

Д. М. Рабкин и И. И. Фрумин [119] предполагают, что причиной образования горячих трещин при сварке являются жидкие прослойки, образующиеся на завершающей стадии кристаллизации между столбчатыми кристаллитами вследствие дендритной ликвации. В связи с низкой прочностью жидких прослоек под действием растягивающих сварочных напряжений определенной величины образуются горячие трещины. При сварке углеродистых и низколегированных сталей в состав жидких прослоек входит сульфидная фаза, выделяющаяся из расплава в конце кристаллизации, а также легкоплавкие эвтектики, возникающие вследствие большого содержания карбидообразующих элементов и некоторых других примесей. При малом количестве жидкие эвтектики играют отрицательную роль. В случае достаточного количества эвтектики возникшие кристаллизационные трещины, как считают авторы работы [119], залечиваются, и сварные швы получаются бездефектными.

В [118, 172] эффективный интервал кристаллизации предложено разделять на два участка: верхний и нижний. Горячие трещины возникают только в нижнем участке эффективного интервала кристаллизации, названного критическим интервалом кристаллизации. В верхнем участке эффективного интервала кристаллизации возникшие горячие трещины залечиваются расплавом сварочной ванны.

По мнению Н. Н. Прохорова [111, 112, 113, 114 и др.], вероятность хрупкого межкристаллитного разрушения в процессе кристаллизации при сварке определяется тремя факторами: температурным интервалом хрупкости при околосолидусных температурах, пластичностью материала в том же интервале температур и темпом нарастания растягивающих напряжений и развития деформаций при остывании в температурном интервале хрупкости. Эта факторы включены в критерий сопротивляемости сплавов образованию горячих трещин в слитках, отливках и сварных швах [39, 114]:

где αдоп — допустимый темп нарастания деформаций; αсв — интенсивность нарастания свободной усадки; δmin — минимальная пластичность в интервале хрупкости; εmax — линейная усадка к концу процесса кристаллизации; ∆Тхр — температурный интервал хрупкости.

Уменьшение протяженности температурного интервала хрупкости и темпа нарастания деформации при увеличении пластичности благоприятствует повышению стойкости против образования горячих трещин.

Под температурным интервалом хрупкости (ТИХ) понимают диапазон температур, в котором металл претерпевает хрупкое межкристаллитное разрушение. Это не строго физическое понятие: он указывает только на интервал температур, в котором наблюдается резкое падение пластических свойств. Границы температурного интервала хрупкости и величина относительного удлинения в нем зависят от формы и размеров кристаллитов [103]. При уменьшении размеров кристаллитов относительное удлинение в твердо-жидкой области увеличивается и верхняя граница температурного интервала хрупкости смещается вниз. Значительное влияние на протяженность температурного интервала хрупкости и величину пластичности в нем оказывает химический состав сплава, а также вредные примеси [39]. Температурный интервал хрупкости при околосолидусных температурах в очень чистом металле близок к нулю вследствие того, что он кристаллизуется при постоянной температуре. Даже при сравнительно малом содержании примеси в металле концентрация ее по границам кристаллитов из-за дендритной ликвации или межкристаллитной внутренней адсорбции может быть сильно увеличена. Примесь создает по границам кристаллитов примерно непрерывные тонкие слои твердого раствора или новой составляющей с низкой температурой солидуса, в результате чего появляется температурный интервал хрупкости даже при содержании ее в сотых и тысячных долях процента. Такое воздействие оказывают примеси кремния, железа и меди в алюминии, серы, фосфора, меди, висмута, свинца в сталях.

Подсолидусные горячие трещины образуются в твердой фазе ниже фронта кристаллизации в процессе формирования вторичных границ [86, 87, 168 и др.]. Характерными особенностями этих трещин является четкая локализация их по вторичным границам и гладкие, иногда окисленные поверхности разрушения. Склонность к разрушению по вторичным (полигонизационным) границам повышается с увеличением в сплавах плохо растворимых примесей. В сталях аустенитного класса такими примесями являются сера и фосфор. Трещины возникают преимущественно в тех местах, где вторичная граница совпадает с микроучастками твердого раствора, обогащенного ликвирующими примесями: по межкристаллитным пространствам, междуосным зонам дендритов и пограничным зонам ячеек. Это связано с возрастанием в указанных участках общего количества несовершенств кристаллической решетки и более сильным разрыхлением зоны формирования и самой полигонизационной границы [87].

Атомный механизм образования горячих трещин по полигонизационным границам можно представить следующим образом. На некоторых микроучастках формирующейся вторичной границы возможно сосредоточение достаточно высокой плотности несовершенств кристаллической решетки, а следовательно, появление значительного разрыхления металлической матрицы. Под действием растягивающих напряжений в микроучастках с разрыхленной матрицей зарождаются очаги межкристаллитного разрушения. Такое разрушение по характеру физических процессов аналогично межзеренному разрушению металлов и сплавов при высокотемпературной ползучести. В отличие от условий высокотемпературной ползучести в твердой фазе, ниже фронта кристаллизации более высокая температура и сопутствующие напряжения способствуют интенсивному движению и перегруппировке несовершенств кристаллической решетки и, как следствие, резкому сокращению времени возникновения и развития трещины [87].

В [47, 77, 169 и др.] механизм образования подсолидусных горячих трещин трактуется по-иному. Так, авторы [47] считают, что образование подсолидусных горячих трещин в условиях нарастающих напряжений подобно разрушению при высокотемпературной ползучести. Важными факторами в предлагаемом механизме образования горячих трещин являются процессы миграции и межзеренного проскальзывания. Образование горячих трещин облегчается при наличии примесей по границам зерен, так как они уменьшают величину поверхностной энергии зарождающейся полости. Особенно облегчается процесс межзеренного разрушения в присутствии примесей внедрения.

При большой скорости миграции границ зерен образующиеся полости быстро заполняются, а ступеньки по границам сглаживаются. В этом случае межкристаллитного разрушения не происходит. При легировании сплавов наблюдаются два встречных процесса: легирующие элементы снижают скорость миграции границ и тем самым повышают вероятность зарождения горячих трещин; в случае образования легирующими элементами высокотемпературной второй фазы или повышения энергии активации в твердом растворе скорость выделения вакансий по границам снижается, либо образуются неровные и фрагментарные границы, по которым проскальзывание затруднено, и поэтому горячие трещины не возникают (рис. 49). Как видим, область составов с повышенной склонностью к образованию горячих трещин ограничена с одной стороны концентрацией легирующих добавок, при которой скорость миграции границ зерен (М) больше скорости межзеренного проскальзывания (П), с другой — минимальным значением скорости межзеренного проскальзывания (Пкр), приводящим к зарождению горячей трещины [47].

Рис. 49. Зависимость сопротивления образованию подсолидусных трещин при сварке от состава сплавов [47].

Таким образом, механизм образования подсолидусных горячих трещин трактуется в настоящее время с разных физических позиций.

Проведенные исследования показали, что горячие трещины в никеле, железоникелевом сплаве 06ХН28МДТ, сталях 10 X 17H13M3T, 08 X 22Н6Т, 15Х25Т, алюминии и его сплавах образуются по вторичным границам [5, 14, 17].

В кинетике зарождение и развитие горячих трещин исследовали с принудительным растяжением металла. Установлено, что горячие трещины образуются по вторичным границам (рис. 50). Средняя скорость кристаллизации на рассматриваемом участке 3, 5. 5,5 мм/с. На рис. 50, а, б показан затвердевший металл с дендритным фронтом кристаллизации, перед которым находится жидкий металл. При дальнейшем затвердевании ниже фронта кристаллизации при 1360. 1390°С возникает вторичная граница, которая пересекает кристаллит с внутренним дендритным строением (рис. 50, в). Принудительное деформирование образца со скоростью 28 мм/мин приводит к образованию трещины, совпадающей вторичной границей (рис. 50, г).

Рис. 50. Образование и развитие горячей трещины в никеле НП2 (Х70); время между кадрами: 0, 3, 0,31, 0,25 с.

Необходимо отметить, что трещины возникают в тех местах, где оси столбчатых кристаллитов перпендикулярны к направлению растяжения. Это свидетельствует о том, что они образуются под воздействием нормальных напряжений.

По вторичным границам происходит разрушение сварных соединений, нагреваемых до высоких температур [9]. Это подтвердили эксперименты, проведенные на никеле НП2 (рис. 51 и 52). Показанные участки охватывают оси сварных швов, которые проходя примерно посередине кадров.

Рис. 51. Микроструктуры поверхности сварного шва никеля НП2 при растяжении и нагреве до температур (Х100):
а — 20°С; б — 1200°С; в — 1250°С.

Рис. 52. Микроструктуры поверхности сварного шва Никеля НП2 три растяжении и нагреве до температур (х100): а — 20°С; б — 1200°С; в — 1300°С.

При комнатной температуре (рис. 51, а и 52, а) структуры сварных швов имеют характерное дендритное строение. Различие в режимах сварки образцов повлияло на условия кристаллизации, что отразилось на строении центральной зоны швов. В одном случае (рис. 51) в шве присутствует осевой дендрит (режим сварки: Iсв = 160 А, Uд = 10 В, σсв =15,7 м/ч), в другом (рис. 52) он отсутствует (режим сварки: Iсв = 170 А, Uд = 8 В, σсв = 21,2 м/ч).

Медленный нагрев со скоростью примерно 1°С/с способствует термическому травлению поверхности образцов с образованием заметного рельефа. Нагрев; до 1250 и 1300°С и выдержка при этих температурах под напряжением соответственно 14 и 11 МПа приводят к разрушению сварных соединений по металлу шва в зоне вторичных границ (рис. 51, в, 52, в).

Исследование образования горячих трещин при ЭМВ осуществляли на никеле НП2, железоникелевом сплаве 06ХН28МДТ, стали 03Х18Н11 и алюминиевых сплавах 1420, АМг6 и АМц. Особенности зарождения и развития изучали в кинетике посредством микрокиносъемки затвердевающей поверхности сварного шва. Сравнительную оценку стойкости против образования горячих трещин производили по критической скорости деформации и коэффициенту трещинообразования в технологической пробе Холдкрофта «рыбья кость» и пробе ИМЕТ для тонколистового материала. Технологические пробы использовали только при сварке алюминиевых сплавов.

Горячие трещины при сварке тонких образцов никеля НП2 в среде аргона без ЭМВ часто возникают в сварном шве вблизи кратера. При сварке на оптимальных режимах ЭМВ подобные горячие трещины, как правило, не образуются. Измерения температурного интервала образования хрупких горячих трещин показали, что ЭМВ способствует его сокращению (рис. 53).

Рис. 53. Температурный интервал образования хрупких горячих трещин в никеле НП2 и сплаве 06ХН28МДТ.

При оптимальных режимах ЭМВ стойкость против образования горячих трещин у всех исследованных материалов повышается (рис. 54 и 55). Технологическая прочность металлов и сплавов зависит от параметров внешнего магнитного поля. С повышением индукции внеш. него импульсного знакопеременного магнитного поля стойкость против образования горячих трещин вначале возрастает, затем понижается.

Рис. 54. Критическая скорость деформации сварных швов никеля НП2, сплава 06ХН28МДТ и стали 03Х18Н11.

Рис. 55. Коэффициент трещинообразования сварных швов алюминиевых сплавов 1420, АМг6 и АМц.

В сварных швах металлов и сплавов часто наблюдается осевая горячая трещина. Без ЭМВ траектория такой трещины приблизительно прямолинейна. При воздействии импульсным знакопеременным магнитным полем горячая трещина распространяется на криволинейной траектории, совпадающей с криволинейной осью сварного шва.

Стойкость против образования горячих трещин, как известно [39], определяется тремя факторами: температурным интервалом хрупкости, пластичностью в этом интервале температур и темпом нарастания деформаций. Темп нарастания деформаций при ЭМВ изменяется, по-видимому, незначительно и его вклад в повышение технологической прочности мал. При ЭМВ в основном изменяются температурный интервал хрупкости и пластичность в высокотемпературной области. Сокращение температурного интервала хрупкости, повышение пластичности в нем и в итоге рост стойкости против образования горячих трещин происходят под воздействием различных факторов, изменяющихся при ЭМВ в благоприятном направлении. К ним следует отнести уменьшение размеров первичных кристаллитов и их структурных элементов, увеличение сетки вторичных границ, сокращение температурных интервалов хрупкости и формирования вторичных границ, снижение химической неоднородности, повышение чистоты границ кристаллитов н рост межкристаллитных связей.

Источник