Очень высокие давления при сварке взрывом влияют на струк­туру металлов и протекающие в них процессы. В частности, с по­вышением давления растет температура плавления (рис. 134, о); например,' Тптв железа при давлении 500 кГ/мм2 растет приблизи­тельно на 100° С. Повышение давления заметно воздействует и на температуру полиморфных превращений [140]. Иногда, например, для а —» у-превращения в железе с ростом давления эта температура понижается (рис. 134, б); в других случаях, наоборот, повышается, например, при а —» p-превращении ко­бальта. Температура превращения, сопровождаемого уменьше­нием объема, по принципу Лешателье, с увеличением давления понижается.

При давлении около 1350 кГ/мм2 а —> у-пре - вращение железа воз­можно уже при комнат­ной температуре. С уве­личением давления диф­фузионные процессы тормозятся [140]. Это справедливо при стати­ческом действии давле­ния. В условиях же ди­намических воздействий, в частности при наличии ударных волн, диффузия может протекать очень интенсивно.

Б. Алдер отмечает, что по имеющимся экспериментальным данным температура за фронтом ударной волны, по-видимому, не так существенна, как силы, действующие внутри ее фронта, где происходит интенсивное перемешивание, которому может быть приписана значительно более высокая температура, чем окружаю­щая [140]. При достаточно большом градиенте давления фронт ударной волны можно сравнить с мельницей, которая дробит неуплотненное вещество в своей головной части и переводит затем атомы в состояние высокой плотности — стабильное в этих условиях. Хотя для образования кристаллического вещества атомы еще должны выстроиться в определенном порядке, их зна­чительные колебания резко уменьшают необходимое для этого время и микросекундный интервал совсем не является таким боль­шим ограничением для фазовых переходов, как считалось раньше П40].

Это, в частности, подтверждается характерными структурными изменениями низкоуглеродистой стали, в контакте с которой был взорван достаточно больший заряд ВВ [118]. На макрошлифе обычно различают две зоны: узкую, темную полоску, в которой давление достигало сверхкритического (для стали, содержащей 0,20% С, около 1550 кГІми2), и более светлую область, не испыты­вавшую такого высокого давления. В светлой зоне границы зерен не искажены, но обнаруживаются следы механического двойнико - вания внутри зерен. Темная, приповерхностная зона, как правило, имеет мелкоигольчатую структуру. Ее ширина растет с увеличе­нием толщины заряда Я. Так как давление, развиваемое при дето­нации, от Я не зависит, то в данном случае имеет значение дли­тельность воздействия. Это указывает на роль фактора времени в таких чрезвычайно быстрых структурных изменениях.

В отличие от железа и стали, в более пластичных металлах с г. ц. к.-решеткой (медь, никель и др.) давления, обычно разви­ваемые при сварке взрывом, не вызывают механического двойни - кования, а пластическая деформация идет за счет скольжения. Микроструктура с системой взаимно пересекающихся полос сколь­жения, появляющихся в результате действия взрыва, характерна, например, для а-латуни.

При сварке взрывом очень велика скорость нагрева, и это также может влиять на температуру структурных и фазовых превра­щений. Исследования [103] установили следующие особенности таких превращений в стали при большой скорости нагрева:

1. Скорость перлитного превращения очень велика и зависит от количества энергии, генерируемой в единицу времени; поэтому с увеличением скорости нагрева скорость перлитного превращения растет, а его температура (Асх) остается практически неизменной (рис. 135).

2. Температура, необходимая для закалки стали с заверше­нием а —» у-превращения и выравниванием состава аустенита 196

при быстром нагреве без вы­держки, значительно превышает необходимую для этого темпера­туру при медленном нагреве; например, сталь с 0,5% С и 1% Сг полностью закаливалась после печного нагрева до 800° С; при нагреве со скоростью 1507се/с эта температура росла до 950° С (для феррита Ас3 =

= 930° С);

3. Быстрый нагрев повышает температуру начала роста зерна (в стали 48Х при нагреве с вы­держкой 15 мин рост зерна начинался при 950° С; при электро­нагреве со скоростью 10 и 1507сек—соответственно при 1050 и 1100° С).

Совместное влияние высокого давления и большой скорости нагрева очень трудно учесть, так как рост давления может пони­зить критические точки полиморфного превращения с одновремен­ным замедлением процессов диффузии, а увеличение скорости нагрева может повысить температуру некоторых превращений.

При сварке взрывом с образованием или без образования в со­единении волн в нем могут отсутствовать новые фазы и переход­ные слои (рис. 136, а) или же могут появиться отдельные вклю­чения и сплошные прослойки новой фазы (рис. 136, б, в).

Микрорентгеновский анализ показал, что при отсутствии но­вой фазы в соединении заметной диффузии одного металла в дру­гой нет [170; 198]. Возможна диффузия в приповерхностных слоях атомов с повышенным количеством вакансий; однако эксперимен­тально установить ее не удается.

Новая фаза, часто обладающая высокой твердостью, наблю­дается как в соединениях разноименных, так и некоторых одно­именных металлов, например перлитной стали. Интерметаллид - ные фазы высокой твердости появляются в соединениях Fe—Ті; Си—АІ; Fe—Та; Fe—А1 и др. Характерно, что химический со­став этих фаз постоянный по всему сечению прослойки [170]. Это, очевидно, связано с местным оплавлением поверхностных слоев соединяемых металлов и энергичным перемешиванием жид­кого металла. Наличие зоны расплавления подтверждается обра­зованием типичных усадочных дефектов (рис. 137).

Микроренгеновским анализом и по другим методикам установ­лено, что даже при сварке металлов, например меди с никелем, с неограниченной растворимостью наблюдается практически по­стоянная концентрация элементов в промежуточной прослойке [181]. Это дополнительно подтверждает не диффузионное ее происхождение. Однако при переходе от основного металла к

нений, сваренных взрывом:

(облицовка — сталь Х18Н9Т; основание — низкоуглеродистая перлитная стзль); 0X13; основание •— иизкоуглерсдистая сталь); X 170; в — то же, с прослоик соединение без волн (перлитная сталь; Х220

Рис. 138. Распределение Fe и А1 в соединении, сваренном взрывом

/ — медь М3 + М4 после сварки; 2 —
сталь Ст. З + Х18Н9Т, без твердых
включений; 3—то же, в месте твердого
включения

интерметаллидным прослойкам иногда наблюдается постепенное из­менение концентрации (рис. 138), что свидетельствуете протекании на границе металл—прослойка диффузии, хотя и в узкой зоне около 10 мкм. Диффузия связана с высокой температурой металла вблизи расплавленной прослойки. Отмеченное выше отсутствие диффузии на участках соединения без промежуточных прослоек объясняется тем, что здесь температура была значительно ниже.

Интересны результаты исследования на рентгеновском микро­анализаторе зоны соединения взрывом взаимно нерастворимых металлов (меди и молибдена) [161. Здесь наблюдали различные участки с резким, бездиффузионным переходом или с зоной пере­мешивания шириной 8—14 мкм с постоянной, а иногда плавно из­меняющейся концентрацией. Высказывается предположение, что происходит механическое перемешивание мельчайших частиц меди и молибдена, поскольку они не дают истинных твердых рас­творов.

При сварке сталей в соединении иногда наблюдается очень твердая (Яб = 450-ь700) «белая фаза», являющаяся бесструктур­ным мартенситом (см. рис. 136, б). Как правило, твердость в зоне соединения, а также на наружной поверхности метаемой пластины повышается. Последнее связано с наклепом под действием дав­ления продуктов детонации, а также с пластической деформацией наружных волокон в очаге сварки. В зоне соединения рост твердо­сти вызывается либо только наклепом при соударении (рис. 139, кривые 1 и 2), либо образованием твердых фаз, например бесструк­турного мартенсита при сварке сталей Ст. 3 и Х18Н9Т (рис. 139, кривая 3) [128]. При соответствующей термической обработке твердость закалочных структур снижается; например, твердость мартенситного включения понизилась с 700 кГ/ нм2 после отпуска при 300 и 400° С соответственно до 420 и 260 кГІмм2.

Иногда при сварке легированной стали с низкоуглеродистой термическая обработка существенно не понижает твердости мартен­ситных включений. Это связано с высоким содержанием остаточ­ного аустенита, претерпевающего мартенситный распад при от­пуске.

Изучали зависимость твердости в соединении Ст. З + Ст. З от угла соударения у при использовании ВВ cD>C [61]. Она оказалась экстремальной. При малых у развиваются ударные волны без пластической деформации и твердость (по сравнению с исходной) растет всего на 20—30% в результате а—» у-превра - щения, возможного в низкоуглеродистой стали при ps ^ ^ 1350 кГ/мм2 и комнатной температуре. В условиях опыта при у 12° скорость сварки падала настолько, что в соединении успевала развиться пластическая деформация, ведущая к наклепу с повышением твердости почти на 100%. Дальнейшее увеличение у уменьшает степень пластической деформации, а давление ps становится недостаточным для обеспечения а —> у-превращения
без существенного нагрева: степень упрочнения зоны соединения вновь понижается.

Твердость термически стабильных интерметаллидов мало изме­няется при термической обработке. Однако размеры таких вклю­чений после длительного нагрева могут расти. Более того, в соеди­нениях без интерметаллидов после сварки при термической обра­ботке возможно их появление. Диффузия при этом может влиять на свойства соединений разноименных металлов и в том случае, когда они не образуют интерметаллидов. В частности, при сварке разнородных сталей часто сказывается миграция углерода, обычно направленная из перлитной стали с нестойкими карбидами в фер­ритную или аустенитную сталь с высоким содержанием хрома и других элементов, образующих прочные карбиды.

Остаточные напряжения растяжения, возникающие на поверх­ности облицовки в момент ее перегиба в очаге сварки, могут сни­жать некоторые служебные свойства облицованного металла, в частности, его усталостную прочность. Например, предел вы­носливости стали 22К, равный в термически обработанном состоя­нии 15,5 кГ/мм2, понижался после облицовки сталью Х18Н10Т и 0X13 соответственно до 8,5 и 10,5 кГ/мм2. Нормализация с от­пуском повышала его до 10,5 кГ/мм2 и 15 кГ/мм2 [67]. Из-за вы­сокого коэффициента теплового расширения в стали Х18Н10Т после термической обработки появляются неблагоприятные напря­жения растяжения, в то время как в облицовке из стали 0X13 с низким коэффициентом расширения эти напряжения были сжи­мающими. Характерно, что термическая обработка все же повы­шает предел выносливости и при облицовке из стали Х18Н10Т, вероятно, в связи с тем, что термические напряжения растяжения

меньше сварочных.

Механизм появления при свар­ке взрывом включений литого ме­талла не вполне ясен. Сначала рас­смотрим особенности их располо­жения. Согласно работе [170] расположение включений зависит от соотношения свойств сваривае­мых металлов, от направления сварки и формы образующихся в соединении волн. При сварке разноименных материалов А \ В (рис. 140) включения, как правило, образуются вблизи впадины в бо­лее мягком металле; однако при облицовке взрывом низкоуглеро­дистой стали тугоплавким ниобие - вым сплавом включения промежу­точного состава наблюдались на

обеих ветвях синусоидальных волн [209 J. Аналогичные резуль­таты получены в работе [167] при сварке стальных листов с пред­варительно нанесенным слоем меди и никеля. В случае сварки одноименных материалов (А - f - А) включения располагаются сим­метрично по отношению к линии соединения [170.1.

Дж. Кован и А. Хольцман предполагают, что включения литого металла появляются при застревании в соединении части металла кумулятивной струи, встречающей препятствие при ударе в поверхность твердого металла в момент изменения направления струи (в результате колебаний, возможность которых отмечена выше) [181]. Их расчеты показали, что кинетическая энергия частиц металла, движущихся со скоростью кумулятивной струи, достаточна для расплавления не только этих частиц, но и неко­торых объемов основного металла в месте удара в него струи. Эта гипотеза удовлетворительно объясняет и повышенное содер жание в литом включении более мягкого материала, так как куму­лятивная струя также преимущественно состоит из более легко­плавкого металла. Не объясняется асимметричное расположение включений при сварке разноименных металлов и, в частности, почему на восходящей полуволне синусоиды (см. рис. 140) вклю­чения есть, а на нисходящей их нет. Казалось бы, что при непре­рывном образовании кумулятивной струи постоянного состава в обоих случаях условия для ее застревания одинаковы.

П. Босс и др. рассматривают четыре возможные причины образования включений литого металла [170]:

1. Адиабатическое сжатие воздуха в зазоре между метаемой пластиной и основанием при быстром движении фронта детонации; опыты не подтвердили эту гипотезу. Как правило, разрежение не влияет на структуру соединения; однако при облицовке стальной втулки тонкой рубашкой из сплава тантала с 10% W только в ва кууме удавалось получить удовлетворительное соединение [200].

2. Адиабатическая деформация — трудно представить себе одновременное расплавление в результате деформации металлов с резко отличающимися температурами плавления, например, железа и алюминия, железа и тантала, а, как отмечалось выше, литые включения содержат в практически постоянном соотноше­нии оба свариваемых металла.

3. Застревание кумулятивной струи (гипотеза Дж. Кована и А. Хольцмана [181 ]; к уже сказанному по этому вопросу остается добавить трудность физического объяснения застревания струи при безволновом соединении и возможного в этом случае появле­ния прослойки литого металла; не получает удовлетворительного объяснения и тот факт, что изменение параметров процесса (D, h и т. д.) позволяет, не нарушая волновой характер соединения, уменьшать или устранять полностью включения литого металла; при этом в силу неясных причин застревание кумулятивной струи в процессе образования волн исключается.

4. Взаимный сдвиг и трение в зоне соударения; в работе 11701 это предположение считается наиболее вероятным, хотя и отме­чается необходимость в его специальном экспериментальном подтверждении.

Уже отмечалось возможное значение трения при сварке взры­вом. Однако и с помощью фрикционной гипотезы вряд ли можно объяснить особенности образования включений литого металла и, в частности, три из них: а) одновременное расплавление обоих металлов (при сварке разноименных металлов) в постоянной про­порции; б) внедрение литых включений в основной металл и в) резкий переход от литых включений к основному металлу, в структуре которого отсутствуют следы высокотемпературного нагрева. Механизм образования литых включений нуждается в дальнейшем изучении.

На тех участках соединения, где нет включений литого ме­талла, а иногда они в соединении полностью отсутствуют, воздей­ствие на металл в основном ограничивается пластической дефор­мацией со скольжением или двойникованием и наклепом, иногда полиморфными превращениями. Здесь соединение осуществляется при относительно низкой температуре. В некоторых работах, на­пример [211], подчеркивается близость сварки взрывом и холод­ной сварки. Представляется все же, что и при сварке взрывом без расплавления повышение температуры в зоне соединения является немаловажным фактором, обеспечивающим получение прочного соединения. Это, в частности, подтверждается тем, что Железо и сталь, трудно свариваемые вхолодную, отлично свари­ваются взрывом.

Номенклатура металлов, свариваемых взрывом (табл. 31 [209]), велика и по мере накопления опыта непрерывно расши­ряется. Незаполненные клеточки этой таблицы означают лишь, что сварка взрывом соответствующих сочетаний металлов не была опробована, и вовсе не говорят о ее невозможности. Характерно, что наряду с металлами, образующими твердые растворы и интер - металлидные соединения, могут успешно свариваться и металлы (Fe—Ag; Си—Мо) с ничтожной взаимной растворимостью. В ра­боте [209 ] сделан общий вывод о том, что любые металлы и сплавы, достаточно пластичные для деформирования без повреждений при сварке взрывом, могут свариваться этим методом. Пока нет систе­матических данных, опровергающих это положение, хотя в одних случаях допустимый диапазон параметров сварочного режима велик, а в других, наоборот, очень узок и для его установления требуется кропотливая работа.

Некоторые ограничения на возможность сварки взрывом может накладывать толщина металла основания (бот) и обли­цовки (6Л). Максимальная толщина основания не лимитируется. Чем она больше, тем легче затухают в основании упругие возмущения, вызываемые взрывом, и, как следствие, тем меньше 204

опасность повреждения основания (отколов, трещин, деформаций и т. п.). При малой толщине основания (80С <(4-=-5) 6Л) иногда при сварке возникают трудности, связанные с действием волны разгрузки (растягивающих напряжений, появляющихся по окон­чании действия сжатия) до того, как соединение успеет приобрести необходимую прочность. Эти трудности преодолевают рациональ­ной конструкцией опоры, обеспечивающей проход большей части волны сжимающих напряжений в опору, этим как бы увеличи­вается эффективная толщина основания.

Максимальная толщина облицовки определяется способностью материала выдерживать значительные пластические деформации. Чем больше 6Л, тем, вообще говоря, больше эти деформации. По данным работы [209], максимальная толщина облицовки из аустенитной стали, никеля и его сплавов составляет 19 мм, для жаропрочных сплавов типа хастеллой она не превышает 10 мм, а для относительно хрупкого стеллита (Хейнс 6В) — 3 мм. Мини­мальная толщина облицовки также ограничивается, хотя и менее жестко. При малом значении 8М приходится применять тонкий

слой ВВ с тем, чтобы обеспечить нормальное значение г =

При этом может оказаться, что необходимая Н < Нкр, процесс детонации становится неустойчивым или вовсе не идет. При при­варке тонкой облицовки, как правило, используют прокладки между зарядом ВВ и метаемой пластиной, увеличивающие массу метаемого металла. Прокладка толщиной 6П„ из металла плот-

Р 0П

ностью рпр уменьшает г, так как в этом случае г = р - •

Буферная прокладка позволяет увеличить толщину ВВ до Я > >> Нкр без недопустимого повышения vH. В заключение следует подчеркнуть, что технологические возможности сварки взрывом очень широки и еще далеко не полностью изучены, а тем более не использованы в производственных целях.

По своей природе сварка взрывом, по-видимому, занимает промежуточное положение между Р-, Р, Т- и Р, Т, /-процессами; однако ни роль температуры ни, тем более, фактора трения окон­чательно не установлена. Их уточнение требует дальнейших ис­следований.