Что означают термины кристаллизация первичная и вторичная кристаллит столбчатый кристаллит дендрит
Что означают термины кристаллизация первичная и вторичная кристаллит столбчатый кристаллит дендрит
Main Menu
Контрольные вопросы
1. Что называют сваркой?
2. Зачем при сварке нужна энергия активации?
3. Как по видам энергии активации и по состоянию вещества в зоне соединения можно разделить способы сварки?
4. Какие известны способы сварки давлением и плавлением?
5. Чем отличаются друг от друга способы сварки плавлением?
6. Что называют сварным соединением и какие типы соединений применяют при сварке?
7. Что такое коэффициент формы шва?
8. Как подразделяют сварные швы в зависимости от типа соединения деталей, наружной поверхности шва, по назначению и по положению в пространстве?
9. Как обозначают сварные швы на чертежах?
10. Каковы особенности протекания металлургических процессов в сварочной ванне?
11. Как кислород взаимодействует с металлом при сварке и как это влияет на прочность шва?
12. Как азот влияет на свойства шва и почему?
13. Что называют диффузионным раскислением и раскислением осаждением?
14. Чем вреден водород в металле шва?
15. Как можно предупредить попадание газов в сварной шов?
16. Что такое рафинирование металла шва?
17. Как можно легировать металл шва в процессе сварки?
18. Что означают термины: кристаллизация первичная и вторичная, кристаллит, столбчатый кристаллит, дендрит?
19. Что такое сварочная ванна?
20. Какие различают стадии процесса кристаллизации металла?
21. Зачем нужны в жидком металле центры кристаллизации?
22. Как особенности роста кристаллитов влияют на свойства шва?
23. Какую структуру металла шва желательно получать при сварке плавлением и как это можно сделать?
24. Что такое околошовная зона и зона термического влияния?
25. Как структура зоны термического влияния может влиять на свойства сварного соединения?
26. Что такое технологическая прочность?
27. Какие трещины называют горячими и холодными и как их отличить друг от друга?
28. Как можно, зная марку свариваемого металла, приближенно определить его склонность к горячим или холодным трещинам?
29. Как можно уберечься от горячих и от холодных трещин?
30. Что называют свариваемостью металла?
31. Какие применяют виды испытаний металла на свариваемость?
32. Что такое сварочные напряжения и деформации?
33. Чем вызываются напряжения и деформации при сварке?
34. Какие виды собственных напряжений различают в сварных соединениях?
35. Какие характерные деформации возникают в различных сварных конструкциях?
36. Как можно ограничить возникновение деформаций при сварке или устранить образовавшиеся деформации?
37. Какие два основных метода применяют при расчете прочности сварных конструкций?
38. Какие напряжения называют рабочими и связующими, как их учитывают при расчете сварных конструкций?
39. Какие существуют опасные и вредные факторы при дуговой и газопламенной сварке?
40. Какие опасности могут возникнуть от применения кислорода, защитных и горючих газов?
41. Чем могут быть опасны способы сварки давлением и лучевые способы сварки?
Что означают термины кристаллизация первичная и вторичная кристаллит столбчатый кристаллит дендрит
Кристаллическое строение и кристаллизация сплавов
Строение сплавов более сложное, чем строение чистого металла, и зависит от взаимодействия компонентов при кристаллизации.
Компоненты сплава при кристаллизации могут образовывать:
• твердые растворы, когда элементы сплава взаимно растворяются один в другом;
• механическую смесь – при полной взаимной нерастворимости, когда сплав состоит из смеси кристаллов составляющих ее компонентов;
• химическое соединение, при котором компоненты сплава вступают в химическое взаимодействие, образуя новую кристаллическую решетку.
Процесс перехода сплава из жидкого состояния в твердое с образованием кристаллических решеток (кристаллов) называется первичной кристаллизацией. Свойства металлических сплавов зависят от образующейся в процессе кристаллизации структуры. Под структурой понимают наблюдаемое кристаллическое строение сплава. Процесс кристаллизации начинается с образования кристаллических зародышей – центров кристаллизации.
Скорость кристаллизации зависит от скорости зарождения центров кристаллизации и скорости роста кристаллов в прямой зависимости, т. е. чем выше скорость роста кристаллов и больше число образующихся зародышей, тем быстрее протекает процесс кристаллизации сплава. Внутренняя структура сплава зависит от формы ориентировки кристаллических решеток в пространстве и скорости кристаллизации.
Центрами кристаллизации могут быть группы элементарных кристаллических решеток, неметаллические включения, тугоплавкие примеси. Процесс кристаллизации обычно начинается в направлении, противоположном отводу тепла.
Если процесс роста кристаллов не ограничивается, то образуются кристаллы неограниченной длины, в форме дерева или елочек-дендриты (рис. 38).
Схема строения поликристалла (а), и дендритный кристалл (б)
Так как процесс кристаллизации происходит в различных направлениях из многих центров кристаллизации, то ветви дендритов обычно искажаются, ограничивая при этом рост других кристаллов. Кристаллы неправильной формы называются зернами, или кристаллитами. В месте соприкосновения кристаллов рост их граней прекращается, и развиваются только отдельные грани. Число центров кристаллизации и скорость роста кристаллов влияют на величину зерна и, следовательно, на свойства металлов. При этом особую роль играет скорость охлаждения и переохлаждения расплавленного металла.
Зерна отличаются размером и ориентацией в кристалле. Они обычно повернуты относительно друг друга на десятки градусов. На границах зерен находится поврежденный переходный слой, порядка нескольких атомных слоев. Свойства и химический состав этого слоя могут сильно отличаться от свойств и состава зерен основного металла или сплава.
Кристаллические решетки могут иметь структурные дефекты: точечные, линейные, поверхностные, возникающие в результате вакансий (перемещения на свободные места) атомов.
При наличии таких дефектов зерно (кристаллит) разделяется на блоки в виде микромозаичной структуры (рис. 38).
При переходе сплава из жидкого состояния в твердое происходит усадка, т. е. уменьшение удельного объема зерен кристаллов. В результате усадки между зернами кристаллов в местах соприкосновения растущих дендритов в междуосных пространствах возникают микропустоты. Пустоты могут заполняться неметаллическими включениями (фосфидами, сульфидами и т. п.) или оставаться в виде раковин, микротрещин, пустот. Такие включения становятся центрами развития трещин, надрывов при приложении нагрузки или нагреве.
§ 1. Вторичные границы кристаллитов в литых металлах и сплавах
Исследуя ряд межкристаллитных явлений в литых металлах и сплавах, Б. А. Мовчан [88, 90] выдвинул представление о двух видах границ кристаллитов: первичных, являющихся зонами срастания смежных столбчатых или дендритных форм, и вторичных, как правило, произвольно расположенных относительно первичных кристаллитов.
В условиях неравновесной первичной кристаллизации в твердой фазе образуется большая плотность несовершенств кристаллической решетки, примерно равная плотности несовершенств при холодной пластической деформации. На основании этого предположено, что вторичные границы формируются в результате движения и упорядочения несовершенств кристаллической решетки, а сам процесс по аналогии с упорядочением несовершенств в холоднодеформированных металлах классифицирован как полигонизация литых металлов и сплавов [90]. Процесс полигонизации состоит из двух стадий. На первой стадии происходит движение дислокаций в плоскостях скольжения, на второй — выстраивание дислокаций в вертикальные ряды путем переползания. Процесс переползания дислокаций происходит вследствие диффузии вакансий к экстраплоскостям дислокаций или в обратном направлении. В отличие от скольжения переползание осуществляется более медленно, и поэтому скорость полигонизации зависит от скорости протекания второй стадии. Скорость переползания единичной дислокации может быть определена по формуле [67] 
где σ — частота колебания атомов в кристаллической решетке; в — вектор Бургерса; F — сила, выталкивающая дислокацию из плоскости скольжения, отнесенная к единице длины дислокации; U — энергия активации переползания.
Как указывалось, в процессе неравновесной первичной кристаллизации в твердой фазе образуется большая плотность несовершенств кристаллической решетки, в частности дислокаций. В чистом никеле при быстрой кристаллизации плотность дислокаций достигает значений порядка 1012 см—2 [87]. Первоначальное распределение дислокаций в твердой фазе ниже фронта кристаллизации зависит от многих факторов, в том числе от формы первичных
кристаллитов, их внутреннего строения и особенностей срастания (рис. 31, а). Ширина зоны срастания определяется строением кристаллитов. В случае развитых дендритных форм ширина зоны срастания имеет максимальную величину. Внутри кристаллитов дислокации расположены в основном по границам ячеек и междуосным пространствам дендритов. Непосредственно за фронтом кристаллизации в твердой фазе неупорядоченное распределение дислокаций создает относительно плавные переходы между смежными кристаллитами, а также ячейками и дендритами. При этом характерная кристаллографическая граница раздела двух ориентировок отсутствует. Это подтверждается экспериментами по «закалке» первоначального распределения дислокаций посредством очень быстрого охлаждения закристаллизовавшегося металла и сплава [95].
Рис. 31. Возможная схема распределения дислокаций в литых металлах и сплавах:
а — после кристаллизации; б — после полигонизации [88].
Возникшее в процессе первичной кристаллизации распределение дислокаций термодинамически неустойчиво. Поэтому в твердой фазе ниже фронта кристаллизации происходят перераспределение дислокаций, сопровождающееся аннигиляцией дислокаций противоположного знака, и образование энергетически выгодных конфигураций — вторичных границ. Этому способствуют высокая температура и локальные напряжения в затвердевшем металле. Вторичные границы могут совпадать с зонами срастания первичных кристаллитов, а также располагаться произвольно по отношению к первичным кристаллитам [87].
Формирование границ кристаллитов с разориентировкой 5. 20° и больше возможно путем перехода от начального беспорядочного расположения дислокаций к системе примерно параллельных малоугловых границ и последующего объединения последних в среднеугловую границу [87]. Образование большеугловой границы возможно также путем постепенного формирования многорядной границы, которая является метастабильной и поэтому самопроизвольно переходит в однорядную границу эквивалентной разориентировки [96]. Из-за действия локальных напряжений, изменяющихся в процессе остывания металла, возможно смещение дислокаций и, как следствие, формирование вторичной границы вне зоны срастания первичных кристаллитов (рис. 31, б).
Повышение концентрации примеси замедляет, а при некоторых значениях подавляет процесс полигонизации. Поэтому ограничение растворимости в твердом состоянии, способствующее искажению кристаллической решетки растворителя и гетерогенизации структуры, приводит к подавлению процесса полигонизации [88]. Вторичная граница кристаллитов формируется в результате сложного многостадийного процесса полигонизации, включающего коалесценцию полигонов путем образования тройного стыка и исчезновения общей границы, миграции субграниц и растворения остаточной субструктуры. Незавершенная стадия формирования вторичных границ кристаллитов, т. е. остаточная сферическая субструктура, может возникнуть при относительно небольших скоростях охлаждения (20—40° С/с) в высоколегированных сплавах аустенитного класса на основе никеля и железа, дополнительно легированных молибденом, в результате замедления термически активируемого движения дислокаций [92]. Образующаяся в процессе формирования вторичных границ сферическая субструктура на последующих стадиях постепенно исчезает внутри кристаллитов [94].
В процессе образования вторичных границ путем полигонизации свободная энергия неравновесно закристаллизовавшегося металла уменьшается. Дальнейшее уменьшение ее возможно при медленном охлаждении или повторных нагревах посредством роста вторичных кристаллитов по механизму, аналогичному собирательной рекристаллизации [87]. Авторы [155, 156, 157] считают, что вторичные границы кристаллитов в металлах образуются не в процессе полигонизации, а в результате термически активируемой миграции границ, возникших при кристаллизации. Этот вывод они делают на основе наблюдений поверхности литых металлов и сплавов, а также сварных швов со следами промигрировавших границ кристаллитов. Свою точку зрения они подтверждают расчетами возможного смещения зон срастания первичных кристаллитов по схеме Д. Тарнбалла [47], которые согласуются с данными наблюдений.
За время охлаждения сварных швов размер полигональных блоков становится почти на 4 порядка меньше размеров кристаллитов [67, 156]. Возможная коалесценция не может заметно увеличить размер блоков. Поэтому ни полигонизация, ни последующая коалесценция полигональных блоков не могут обеспечить, по мнению авторов [47, 156], получение сетки большеугловых границ. Такая трактовка механизма формирования вторичных границ, как считает Б. А. Мовчан [89], достаточно односторонняя и равносильна попытке объяснить равноосную структуру, возникшую в металлах, отожженных после холодной деформации, только с позиций собирательной рекристаллизации.
Таким образом, на механизм образования вторичных границ, в настоящее время существуют различные точки зрения.
§ 3. Формирование равноосных и столбчатых кристаллитов
Процесс первичной кристаллизации включает в себя два элементарных процесса: зарождение и рост кристаллитов. Специфические условия, при которых происходит затвердевание металла сварочной ванны (наличие полуоплавленных зерен основного металла, положительный температурный градиент, сравнительно малый объем расплава и подвижное температурное поле, связанное с источником нагрева), благоприятствуют росту кристаллитов от полуоплавленных зерен основного металла как от готовой подложки. Зарождение кристаллитов в объеме сварочной ванны не характерно для чистых металлов и однофазных сплавов.
Для первичной структуры никеля и сплава 06ХН28МДТ исходного состава и после электроннолучевого переплава характерна транскристаллитность, свидетельствующая об отсутствии зарождения кристаллитов в объеме сварочной ванны или о случайности последнего в общем процессе затвердевания.
Сравнительный анализ кинетик кристаллизации никеля НП2 и НО ЭЛП показал, что кристаллиты в круговой зоне в никеле НП2 зарождаются редко, а в никеле НО ЭЛП — совсем не зарождаются. В центре кратера сварных швов и точек никеля НП2 часто обнаруживается равноосный кристаллит дендритного строения, никеля НО ЭЛП он не образуется.
Последовательность зарождения первичных кристаллитов в никеле НП2 приведена на рис. 21. Фронт кристаллизации имеет ячеистую и ячеисто-дендритную структуру. Перед движущимся фронтом кристаллизации (рис. 21, а) в жидкой ванне образуется равноосный кристаллит. Расстояние от центра зародившегося кристаллита в начальной стадии его развития до фронта кристаллизации составляет 0,14 мм. С течением времени равноосный кристаллит укрупняется, а при подходе основной массы затвердевающего металла захватывается ею (рис. 21, б). Дальше кристаллизация в общем сохраняет столбчатый характер. На рис. 21, в видно образование еще одного кристаллита в расплавленном металле. Развитие его и захват движущимся фронтом кристаллизации происходит аналогично предыдущему случаю (рис. 21, г).
Рис. 21. Последовательность зарождения кристаллитов в расплавленной ванне никеля; время между кадрами 0,05 с.
Зарождение кристаллитов возможно гомогенным и гетерогенным путем. Гомогенное образование зародыша кристаллизации, происходит в объеме жидкого металла при очень сильных переохлаждениях [146]. Химический состав зародыша кристаллизации при этом не отличается от химического состава основного металла. Критический размер зародыша кристаллизации может быть оценен по формуле [146] 
где σ — удельная поверхностная свободная энергия между твердой и жидкой фазами; ТЕ — температура кристаллизации; ∆Т — величина переохлаждения: L — скрытая теплота плавления.
Для гомогенного зарождения кристаллитов необходимо переохлаждение расплава, исчисляемое в сотнях градусов [146], что в реальных условиях сварки не наблюдается [115].
При сварке наиболее вероятно гетерогенное зарождение на частицах состава, отличного от состава основного металла. Критический размер зародыша кристаллизации в случае гетерогенного зарождения определяется по формуле [106] 
где ∆Gσ — изменение удельной объемной свободной энергии зародыша кристаллизации.
Процесс гетерогенного зарождения кристаллитов зависит от величины переохлаждения и облегчается при улучшении смачивания твердой частицы расплавом. Наиболее легко он происходит на частицах, отвечающих принципу структурного и размерного соответствия [126].
Зарождение кристаллитов в объеме сварочной ванны и в центре кратеров вызвано, очевидно, наличием примесей, выполняющих роль центров кристаллизации, и переохлаждением расплавленного металла. Так как зарождение кристаллитов в жидкой ванне никеля НП2 происходит эпизодически, то, следовательно, химический состав расплавленного металла не сохраняется однородным в процессе сварки и подвержен флуктуациям.
Исследования кристаллизации титана ВТ1-1, никеля НП2, железоникелевого сплава 06ХН28МДТ, алюминиевого сплава АМц показали, что ЭМВ практически не стимулирует образование и рост новых кристаллитов в расплавленном металле сварочной ванны. При кристаллизации алюминиевых сплавов 1420 и АМг6 наблюдается заметное измельчение первичных кристаллитов. Причем воздействие импульсным знакопеременным магнитным полем приводит к большему измельчению первичной структуры по сравнению с постоянным. Установлено, что независимо от рода внешнего магнитного поля существует определенный диапазон режимов ЭМВ, в котором наблюдается наибольшее измельчение. При фиксированной частоте следования и скважности импульсов магнитного поля вначале по мере роста магнитной индукции степень измельчения структуры увеличивается, при оптимальной индукции она становится максимальной и при дальнейшем увеличении магнитной индукции снижается (рис. 22).
Рис. 22. Макроструктура сварного шва сплава 1420 (х 15):
а — без электромагнитного воздействия; б — с электромагнитным воздействием; B=11 мТл tн =50 мс, tп =180 мс; в — то же, В= 20 мТл, tи = 30 мс, tн =180 мс. Режим сварки Iсв=80 А, Uд =13 В, σсв= 23 м/ч.
Образование измельченной и дезориентированной первичной структуры при воздействии внешнего магнитного поля происходит также при сварке высокопрочных сталей типа 25ХГСА, ЗОХГСА, ВП25, КВК32 [33], низколегированной стали 09Г2С [42] и среднелегированной стали 15ХНЗ [170].
Эксперименты, основанные на микрокиносъемке затвердевающей поверхности сварочной ванны [1, 2], не подтвердили предположения о том, что измельчение первичной структуры происходит в результате срезывания и дробления растущих дендритов, омывания их расплавом и образования при этом готовых центров кристаллизации в виде обломков твердой фазы. Концентрационное переохлаждение при воздействии продольным магнитным полем независимо от его рода у линии сплавления сварочной ванны снижается. У оси ванны при интенсивном перемешивании возможно некоторое его повышение при условии, что вымывание примесей из слоя диффузионного уплотнения вызовет изменение температуры ликвидуса, превосходящее, увеличение температуры, в результате рассредоточения пятна нагрева и перемешивания жидкого металла. Однако, даже если такой частный случай будет иметь место, то возникающее при этом концентрационное переохлаждение может явиться причиной измельчения первичных кристаллитов только в центральных областях сварного шва. Причины же измельчения первичных кристаллитов возле линии сплавления остаются неясными.
Измельчение первичной структуры металла швов возможно либо при увеличении количества зародышей кристаллизации, либо при повышении скорости роста отдельных кристаллитов. Средняя скорость роста кристаллитов определяется скоростью сварки. Флуктуации же скорости роста кристаллитов в условиях сварки не могут привести к заметному измельчению первичной структуры металла. Учитывая, что при ЭМВ для малых и средних значений магнитной индукции величина концентрационного переохлаждения уменьшается по всей поверхности фронта кристаллизации, увеличение числа центров кристаллизации не может быть обусловлено переохлаждением. Авторы [8] указывают на другую причину увеличения числа центров кристаллизации с ЭМВ при сварке сплавов.
До последнего времени считалось, что измельчение первичной структуры отливок, слитков и сварных швов обусловлено только возникновением зародышей кристаллизации в жидком металле. Однако, как показано в работе [140], важным и распространенным источником кристаллитов в отливках и слитках является механизм «размножения» зерен, основанный на оплавлении дендритов. При температурных флуктуациях возле фронта кристаллизации неизбежно оплавление затвердевшего металла. При этом в первую очередь оплавляются те участки твердой фазы, которые имеют большое содержание растворенного компонента, а следовательно более низкую температуру плавления. У дендритов такими участками являются основания ветвей второго порядка. Поэтому при температурных флуктуациях возле межфазной поверхности происходит отделение ветвей дендритов от главного ствола. Причина указанного явления заключается также в том, что основания дендритных ветвей часто оказываются меньше по диаметру, чем внешние участки, и даже при условии равномерного оплавления должно происходить их отделение. Отделившаяся от Дендрита ветвь способна образовать новый кристаллит без дополнительного зародыша.
Анализ микроструктур сварных швов ряда конструкционных материалов показывает, что в них всегда встречаются столбчатые дендриты с отделившимися ветвями второго порядка и равноосные дендриты, строение которых напоминает бывшие дендритные ветви (рис. 23). Предполагая реальным указанный механизм измельчения, можно заключить, что при специальном создании условий для подплавления растущих дендритов вероятность измельчения и дезориентации первичных кристаллитов значительно возрастает. При ЭМВ такие условия создаются либо вследствие знакопеременного перемешивания расплавленного металла, либо вследствие периодического колебания дуги вдоль или поперек сварочной ванны.
Рис. 23. Микроструктура сварных швов (Х200):
а — железоникелевый сплав 06ХН28МДТ; б—алюминиевый сплав 1420.
При наличии в сплаве примесей, способных образовать зародыши, их измельчение при периодическом подплавлении можно представить также следующим образом. При обычных условиях затвердевания сварного шва подобные примеси, обычно тугоплавкие, дезактивируются в расплавленном металле под воздействием тепла дуги и значительного перегрева сварочной ванны и поэтому не стимулируют образования новых кристаллитов. После затвердевания сварного шва тугоплавкие примеси восстанавливают свою активационную способность и при последующем попадании в расплав возле фронта кристаллизации вследствие подплавления последнего могут выполнять роль готовых центров кристаллизации.
Перемешивание расплава, достигаемое при определенных параметрах ЭМВ, создает благоприятные условия для переноса отделившихся ветвей дендритов или восстановивших свою активность тугоплавких примесей в область концентрационного переохлаждения. Поэтому эффективность измельчения при знакопеременном перемешивании расплава ванны выше, чем при колебаниях дуги вдоль или поперек сварочной ванны.
Для обеспечения эффективного измельчения структуры металла сварного шва, очевидно, следует периодически оплавлять слой металла, находящегося в жидко-твердом состоянии. Этот слой металла располагается на фронте кристаллизации либо в виде столбчатых дендритов с жидкой фазой, заполняющей междендритные пространства, либо в виде равноосных дендритов, полностью омываемых жидкой фазой. Для условий сварки характерен фронт кристаллизации с выступающими в расплав столбчатыми дендритами. Равноосные дендриты на фронте кристаллизации наблюдаются при сварке сплавов с широким интервалом затвердевания и, как правило, только в вершине хвостовой части ванны.
Толщина двухфазной области зависит от температурного интервала кристаллизации и температурного градиента у межфазной поверхности. Чем шире температурный интервал кристаллизации и ниже температурный градиент, тем больше величина двухфазной области. По периметру хвостовой части ванны толщина двухфазной области неодинакова: максимальная по оси сварного шва и минимальная возле линии сплавления. Толщина двухфазной зоны со столбчатыми и равноосными кристаллитами для ряда сплавов на основе железа, никеля, алюминия и титана в хвостовой части сварочной ванны составляет 0,01. 0,07 см.
Важным параметром ЭМВ является частота следования импульсов. Для знакопеременного магнитного поля, например с прямоугольной формой импульсов (рис. 24), она может быть найдена по выражению 
где Т — период следования импульсов, с; tи — продолжительность импульса, с; tп — продолжительность паузы, с; Р — жесткость импульса, равная отношению продолжительности паузы к продолжительности импульса.
Рис. 24. Характер импульсов знакопеременного магнитного поля.
Для эффективного измельчения первичной структуры за время паузы фронт кристаллизации должен продвинуться на расстояние, равное толщине двухфазной области, т. е.
где b — толщина двухфазной области на фронте кристаллизации, см; σсв — средняя скорость сварки, см/с.
Подставляя (34) в (33), получим оптимальную частоту следования импульсов знакопеременного магнитного поля: 
где ∆Т — температурный интервал кристаллизации, град.; G — градиент температуры у фронта кристаллизации, град/см.
Жесткость импульса должна быть такой, чтобы за время импульса произошло подплавление оснований ветвей дендритов за счет перемещения пятна нагрева дуги или перегретого металла в хвостовую часть ванны. Жесткость импульса зависит от индукции магнитного поля и вязкости металла сварочной ванны. При интенсивном перемешивании расплава ванны или значении амплитуды колебания пятна нагрева, превышающем толщину двухфазной зоны, жесткость импульса должна быть больше единицы.
Приняв за среднюю толщину двухфазной зоны величину порядка 0,04 см, мы подсчитали необходимую частоту следования импульсов знакопеременного магнитного поля по формуле (35). Результаты расчетов частоты для различных скоростей сварки и жесткости импульсов приведены ниже: 
Как видим, в широком диапазоне скоростей сварки оптимальная частота следования импульсов магнитного поля изменяется в пределах 0,6. 15,0 Гц, т. е. совпадает со значениями частот, рекомендуемыми во многих работах.
В сплавах с широким интервалом кристаллизации, у которых при сварке толщина двухфазной зоны сравнительно велика, эффект измельчения структуры наблюдается по всему сечению шва, в сплавах с узким интервалом кристаллизации — иногда только у оси шва.
В чистых металлах и в некоторых сплавах с узким интервалом кристаллизации измельчение первичных кристаллитов практически не происходит. Это связано, во-первых, с малой толщиной двухфазной зоны, которая при некоторых условиях вообще отсутствует, и, во-вторых, с неразвитостью осей дендритов второго порядка, которые также могут отсутствовать.