Можно предположить, что при контакте жидкой меди с твер­дой сталью образование зародышевой трещины обусловливается диффузией меди в сталь и растворением под напряжением стали в жидкой меди. Диффузия меди в сталь может протекать как в тело зерна, так и по границам зерен. Для протекания диффу­зионных процессов, как указывалось выше, необходима опреде­ленная степень активации'поверхности и время для осуществле­ния физического и химического взаимодействия, т. е. необходимо, чтобы завершился период ретардации диффузии. Необходимая степень активации поверхности достигается термическим путем, т. е. в результате воздействия на поверхность стали высокой температуры. Период ретардации определяется значениями энер­гии активации диффузии как жидкого металла в твердый, так и твердого металла в жидкий. Энергия активации диффузии твер­дого металла в жидкий практически одинакова как для атомов, находящихся на поверхности зерна, так и для атомов, находя­щихся на границе с другим зерном, и примерно составляет 0,5 эв. Энергия активации диффузии жидкого металла в твердый различна для диффузии в тело зерна и для диффузии по границам зерен. Так, по данным [21] энергия активации самодиффузии в y-Fe составляет 64,0 ккал/г-атом в тело зерна и 30,6 ккал/г-атом по границам зерен. Аналогичные данные были получены и для само­диффузии в хром. Следовательно, период ретардации диффузии по границам зерен завершится значительно раньше, чем период ретардации диффузии в тело зерна. Расчеты показывают, что длительность периода ретардации диффузии по границам зерен на 5—6 порядков меньше, чем длительность периода ретардации диффузии в тело зерна. А это значит, что диффузия меди по границам зерен стали уже будет протекать, тогда как в тело

зерна диффузия еще не начнется, а при более низких темпера­турах (порядка 1573° К и ниже) и при реальных длительностях контактирования твердой и жидкой фаз в условиях наплавки, сварки и даже пайки диффузия меди в тело зерна стали практи­чески может вообще не протекать. Указанные положения под­тверждаются проведенными экспериментальными работами. Так, Бредзом и Шварцбартом установлено [109], что в процессе пайки стали медью по границам зерен основного металла меди проникает по крайней мере в 5000 раз больше, чем в решетку основного ме­талла. Преимущественная диффузия меди в сталь по границам зерен выявлена в наших экспериментальных работах при испыта­нии образцов на установках ИМАШ и ИМЕТ-1 в диапазоне тем­ператур 1100—1300° С при длительности контактирования 3— 15 сек, а также при исследовании образцов, полученных плазмен­ной наплавкой меди и бронз на сталь.

Коэффициент диффузии жидкой меди в сталь при высоких тем­пературах достаточно высокий, и медь может проникать в этих условиях на достаточно большую глубину. При этом коэффициент диффузии меди в сталь по границам зерен намного выше, чем коэффициент диффузии в объем зерна. Правда, с повышением температуры разница в коэффициентах диффузии уменьшается. Но еще при температуре 1200° С по данным [21] для само - диффузии в y-Fe коэффициент диффузии по границам зерна в 2,5-103 раза выше, чем в объем зерна, а при температуре 1000° С — в 1,2-101 раза. Поэтому, даже если предположить, что при температурах 1400—1450° С коэффициент диффузии меди в сталь как в объем зерна, так и по границам зерен примерно одинаковы, то при более низких температурах диффузия меди в объем зерна стали либо незначительна, либо практически пре­кращается совсем, а по границам зерен она протекает еще до­статочно интенсивно.

Интенсификация процесса диффузии обусловливается также развивающимися в стальном образце в процессе наплавки (сварки) напряжениями и в первую очередь напряжениями растяжения. Коэффициент диффузии при этом возрастает в несколько раз. Это объясняется тем [5], что в реальном поликристаллическом теле напряжения распределены неравномерно, что приводит к концентрации напряжений на границах зерен и субграницах. В зонах концентрации напряжений снижается энергия активации, что приводит к ускорению процесса диффузии.

Все это свидетельствует о том, что после завершения смачива­ния и образования межфазной поверхности жидкая медь — твер­дая сталь медь может проникать в сталь в результате процесса регулярной диффузии по границам зерен. Атомы меди, про­никшие в сталь по ее границам, снижают, как указывалось выше, свободную энергию границ зерен стали примерно в 2 раза

Следовательно, уменьшается энергия, необходимая для разрыва связи между атомами железа. В этом и заключается, главным образом, роль диффузии меди в сталь на процесс возник­новения заполненных медным сплавом трещин. Так как диффу­зионные процессы не приводят к появлению в металле несплош - ностей, то наблюдаемые при сварочных процессах заполненные медным сплавом трещины не являются результатом диффузии меди в сталь.

Следует отметить, что при относительно высоких температу­рах взаимодействия жидкой меди с твердой сталью диффузионные процессы не являются определя­ющими. В этих случаях опреде­ляющим становится процесс рас­творения стали в жидком медном сплаве в условиях одновременно­го действия развивающихся в ме­талле растягивающих напряжений и деформаций. Таким образом, наблюдаемые проникновения мед­ного сплава в сталь являются ре­зультатом растворения под напря­жением стали в медном сплаве. Участки границ зерен стали, с про­никшим в них жидким медным сплавом на первой стадии, можно рассматривать как зародыши тре­щин или зародыши разрушения. Образование и развитие таких зародышей разрушения было ис­следовано на установках ИМАШ, ИМЕТ-1 и при контактировании стальных образцов с расплавом цветного металла в вакуумной и плавильной печах.

Исследование на установке ИМАШ проводилось на образцах из стали Ст. 3. В центре этих образцов высверливались углубле­ния 0 2 мм и глубиной 1,5 мм, в которые вставлялись образцы из медного сплава. Такой комбинированный образец нагревался в вакууме до температуры 1100—1300° С и выдерживался при этой температуре в течение 5—15 сек без нагрузки. Последующее металлографическое исследование показало, что по многим гра­ницам зерен стали от границы сплавления с медным сплавом имеются участки с проникновением медного сплава на глубину 3— 10 мк (рис. 50).

Аналогичные образцы были испытаны без нагрузки на воз­духе на установке ИМЕТ-1 при нагреве до температуры 1100— 1400° С и выдержке при этой температуре в течение 3—5 сек. И в этом случае по границам зерен стали имеются аналогичные
участки с проникновением цветного металла примерно на ту же глубину.

Характерно, что при испытаниях и на установке ИМАШ, и на установке ИМЕТ-1 в медном сплаве в ряде случаев наблюдаются включения структурно-свободного железа и целые зерна стали, находящиеся вблизи границы и отделенные от поверхности стали прослойкой цветного металла. Это свидетельствует о том, что наряду с процессом диффузии на межфазной границе проте­кает интенсивный процесс растворения - твердой стали в жидком медном сплаве.

Роль процессов диффузии и растворения на образование за­родышей трещин в стали исследовались автором совместно с

А. А. Осетник при непосредственном' контакте нагретого до опре­деленной температуры стального образца с расплавом цветного металла. Стальные образцы размером 100 X 20 X 10 мм поме­щались в вакуумную печь типа ОКБ-868 или в плавильную высо­кочастотную печь типа МГП-50. Образцы из медного сплава в виде проволочек весом 3—4 г устанавливались на стальную поверхность в заранее выфрезерованную канавку.

Нагрев образцов до необходимой температуры в случае иссле­дования в вакуумной печи производился вместе с печью. В слу­чае исследования в плавильной печи образцы помещались в нагре­тую до необходимой температуры печь. Температура нагрева фиксировалась гальванометром типа МПП-254 при помощи плати­ноплатинородиевых термопар 0 0,5 мм. После определенной дли­тельности контактирования при исследуемой температуре образцы извлекались из печи и охлаждались либо вместе с вакуумной печью, либо на воздухе. Количество и размеры трещин опреде­лялись металлографическим анализом.

Контактирование проводилось в следующих вариантах: основ­ной металл — сталь 09Г2 и армко-железо; цветной металл — медь, бронзы Бр. КМцЗ-1 и МНЖ5-1, латуни Л59, JIC59, ЛК80, JI90; температура нагрева— 1100, 1200, 1300 и 1400° С; время выдержки при температуре нагрева 30 сек, 3, 4, 5 и 7 мин; среда — вакуум, воздух, хлористый барий; охлаждение — медленное с печью, на воздухе и в воде; подготовка поверхности — фрезеро­вание, шлифование и полирование; предварительная деформа­ция — выгиб или прогиб со стрелкой 2,4 и 6 мм или на угол 120— 150°, а также без деформаций; предварительный подогрев — на­грев основного металла до температуры 1100, 1200 и 1300° С и без подогрева.

Анализ полученных при исследовании данных выявил сле­дующие закономерности.

Как правило, во всех исследованных случаях контактирова­ния получено сплавление основного металла с цветным металлом. На большинстве образцов граница сплавления извилистая, имеется растворение основного металла в жидком цветном металле
и проникновение жидкого цветного металла в основной металл по границам зерен (рис. 51). И лишь на некоторых образцах гра­ница сплавления такая же, как й на образцах-свидетелях (нахо­дившихся в тех же условиях, только без контакта с цветным ме­таллом). Подобная картина наблюдается лишь в отдельных слу­чаях контактирования стали 09Г2 и армко-железа с цветными

металлами на воздухе при темпе-

Ш ' ратуре не выше 1250° С и на неко-

* торых образцах при контакте стали 09Г2 с медью, латунями ЛК.80 и ЛС59 в вакууме при той же температуре.

Следовательно, можно считать, что принятые условия экспери­ментов обеспечивают смачивание поверхности основного металла жидким цветным металлом. После осуществления смачивания начи­нается процесс растворения твер­дого основного металла в жидком цветном металле и диффузия жидкого цветного металла в основ­ной металл по его границам. Образующиеся при этом заполнен­ные цветным металлом канавки между зернами, имеющие вид острых включений цветного ме­талла в основном металле, можно рассматривать как первую стадию образования трещин в основном металле или как зародыши тре­щин (рис. 52).

Проведенные исследования по­казали, что подобные зародыши трещин, как правило, сохраня­ются при контактировании стали 09Г2 с цветными металлами в вакууме и на воздухе при температуре до 1200—1250° С неза­висимо от подготовки поверхности, степени и знака предвари­тельной деформации, длительности контактирования и способа последующего охлаждения. С увеличением длительности контак­тирования и переходом от полирования к фрезерованию поверх­ности глубина и количество зародышевых трещин лишь несколько возрастают. В то же время при контактировании армко-железа с жидким цветным металлом в тех же условиях в вакууме и даже в отдельных случаях на воздухе уже наблюдаются значительно более глубокие проникновения, 'которые можно рассматривать как. трещины, заполненные цветным металлом (рис. 53),,

Анало^йЧНыё ТреЩйньї ймёютсЯ іірй КонТакТировагійй кШ стали 09Г2, так и армко-железа с медью в вакууме при темпера­туре 1400° С, а также при контактировании как стали, так и армко-железа с медью и латунью JI90 (другие цветные металлы в данном случае не исследовались) при температурах от 1100° С и выше в среде хлористого бария (рис. 51).

Таким образом, проведенные исследования показали, что уже при одном контактировании жидкой меди с твердой сталью даже

при отсутствии внешних нагру­зок в стали по границам зерен имеются участки с проникнове­нием медного сплава в сталь,

Рис.[52. Зародыши трещин в стали 09Г2 при контакте: а — с латунью JI90 в ва­кууме при температуре 1200° С в течение 7 мин; поверхность фрезерованная, предварительная деформация отсутствует; Х600; б — с медью в вакууме при температуре 1200—1250° в течение 5 мин; поверхность фрезерованная; стрелка

выгиба +6 мм; Х500

ширина и глубина которых зависит от температуры нагрева по­верхности стали и длительности контактирования твердой и жидкой фаз; _с увеличением температуры и длительности контактирования твердой и жидкой фаз глубина проникновения увеличивается. Следует отметить, что с увеличением длительности контактирова­ния не столько увеличивается глубина проникновения жидкого цветного металла, сколько увеличивается ширина устья проник­новения, и проникновение приобретает клиновидный, характер. Это объясняется тем, что при отсутствии внешних растягиваю­щих напряжений с углублением проникновения медного сплава в сталь по границам зерен процесс растворения стали в жидком медном сплаве тормозится диффузией растворенных атомов через жидкий металл в образовавшемся узком и длинном канале. В то же время процесс растворения тела зерна в жидком медном
сплаве протекает непрерывно, причем, чем ближе к поверхности, тем процесс растворения тела зерна протекает интенсивнее. В результате и образуются наблюдаемые на рис. 51 и 52 широкие устья заполненных медным сплавом трещин.

При контактировании жидкого медного сплава с твердой сталью в ряде случаев, как было показано выше, глубина про­никновения медного сплава по отдельным границам составляет

80—100 мк и более. Такое глу­бокое проникновение медного сплава только в результате диф­фузии и растворения уже не может быть осуществлено. По­этому такие проникновения уже следует рассматривать как тре­щины, образовавшиеся из ми­крозародыша трещины.

Более глубокие трещины (от нескольких сот микрон до не­скольких миллиметров) наблю­даются при наплавке меди и многих ее сплавов на стали, при сварке медных сплавов со сталью и при пайке стальных изделий медными припоями. Но механизм их образования, по-ви - димому, во всех случаях оди­наков.

На основании изложенного выше, видимо, можно считать, что в начальный момент контак­тирования в результате растворения границ стали в жидком медном сплаве образуется микрозародыш, глубина которого состав­ляет 10—40 мк. На образовавшейся поверхности микрозародыша его свободная энергия значительно меньше абсолютного значения свободной энергии границ зерен стали. При снижении свободной по­верхностной энергии снижается [101 ] энергетический барьер выхода дислокаций на поверхность и повышается активность подповерх­ностных источников дислокаций. Последнее приводит к дополни­тельному увеличению плотности дислокаций и при условии закрепления головных дислокаций у поверхности облегчает образование трещин. Но одного этого для образования трещин недостаточно. Еще необходимо действие на рассмотренные выше ослабленные поверхности напряжений растяжения.

В случае простого контактирования стального образца с жидким расплавом медного сплава подобными напряжениями могут быть, как указывает П. А. Ребиндер [54], одни только, иногда незначительные, имеющиеся в образце внутренние напряжения.

Возникновение напряжений в случае контактирования можно объяснить неравномерным охлаждением образца на поверхности и в его середине.

В условиях наплавки (сварки, пайки) в конечной стадии на­грева и начальной стадии охлаждения, т. е. в интервале пребыва­ния соединяемых металлов в твердо-жидком состоянии, в стали действуют напряжения растяжения, величина которых зависит от способа и режима наплавки, формы и габаритов изделия. При­чем эти напряжения (или их составляющие) направлены нормаль­но к зародышевым микротрещинам. При достижении определенного уровня напряжений растяжения в стали и образовании к этому времени микрозародышей определенной величины в стали могут быть обеспечены достаточные условия для образования трещины.