Сіруктура металла характеризуется размером и формой зерен (кристаллов) и фаз, количественным соотношением последних, н гакже типом и параметрами кристаллической решетки, ее иска­жением и наличием физических нарушений (несовершенств) в виде дислокаций, вакансий и других микроскопических дефектов. По - э і ом у судить о природе образуемой в зоне сплавления разнородных п ален структурной неоднородности можно по указанным характе­рні інкам.

ИЗМЕНЕНИЯ В МЕНЕЕ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ

Микроструктура. На рис. 36 приведена микроструктура мало­углеродистой стали СтЗ в зоне сплавления ее с аустенитным метал­лом типа Х25Н13 после выдержки сварного соединения в течение 300 ч при температуре 600° С. Как видно, структурную неоднород­ность со стороны углеродистой стали, являющейся в рассматривае­мом соединении менее легированным металлом, составляет светло - травящаяся прослойка со структурой чистого феррита, в то время как остальная часть этой стали имеет феррито-перлитную структу­ру. Такое изменение структуры вызвано значительным снижением в этой прослойке содержания углерода, который диффундиповал

в более легированную (аустенитную) сталь. Характерным для рас­сматриваемой прослойки является также наличие крупных зерен часто в виде столбчатых кристаллитов, ориентированных перпен­дикулярно к границе сплавления. Размер этих зерен зависит от температуры нагрева сварного соединения и времени выдержки при этой температуре.

Следует отметить, однако, что прослойка в виде чистого фер­рита наблюдается только в том случае, если в сварном соединении в качестве менее легированного металла используется обычная малоуглеродистая сталь. При высоком содержании углерода в этом металле или наличии в нем легирующих элементов, способных образовывать карбиды, в прослойке измененной структуры можно заметить лишь уменьшение количества карбидных соединений. Даже в малоуглеродистой стали чисто ферритная прослойка обра­зуется только тогда, когда сварное соединение нагревается до температуры ниже критической точки ЛСа. При нагреве до темпе­ратуры, выше этой точки, чисто ферритная структура не обнару­живается. В этом случае структура углеродистой стали качественно остается неизменной до самой границы сплавления, наблюдается лишь некоторое уменьшение перлитных участков (рис. 37). Обуслов­лено это, по-видимому, резким изменением подвижности углерода,

которое должно происходить при изменении нагрева. В случае на - I рева выше точки АСз углерод диффундирует из у-железа, в то время как при нагреве до точки АСз из сс-железа. В последнем коэффициент диффузии углерода значительно выше: в 835 раз при 500° Сив 126 раз при 755° С [5J.

Особенностью структуры рассматриваемой прослойки является и то, что при сравнительно небольших выдержках, особенно в об­ласти невысоких температур (500—600° С), она в конце имеет резко выраженное очертание (рис. 38). При увеличении времени выдержки н температуры структура этой прослойки плавно переходит в струк-

туру остальной части металла, в котором она образовалась (см. рис. 36).

О резко выраженном очертании конечной границы обезуглеро - женной прослойки имеются данные [1061, согласно которым такое проявление обезуглероженной зоны является типичным. Это объяс­няют тем, что распад карбидов вследствие диффузии углерода из твердого раствора происходит в плоскости, параллельной границе сплавления. Однако, как показано выше, четкое очертание конечной границы обезуглероженной прослойки наблюдается только при сравнительно невысоком нагреве и малом времени выдержки. По - видимому, в таких случаях процессы перемещения углерода и рас­пада цементита соизмеримы, в силу чего в зоне, из которой переме­щается углерод, успевает произойти полный распад цементита. При более высоком нагреве или продолжительных выдержках про­цесс перемещения углерода опережает распад цементита. В этом случае обезуглероживание происходит в зоне, где сохраняется еще цементит, и поэтому ферритная структура обезуглероженной про­слойки переходит в феррито-перлитную структуру остальной час­ти малоуглеродистой стали постепенно.

Можно считать, что отмеченный рост зерна в прослойке изменен­ной структуры менее легированной стали обусловлен процессом

рекристаллизации. Проявление такого процесса здесь вполне воз­можно, так как рассматриваемая прослойка может претерпевать пластическую деформацию от напряжений, появляющихся в свар­ном соединении. Пластическая деформация может быть вызвана также различием коэффициентов линейного расширения сплавляе­мых металлов.

Росту зерна в рассматриваемой прослойке может способство­вать также полное исчезновение в ней второй фазы — цементита. С исчезновением из границ зерен цементита устраняется фактор, резко тормозящий собирательную рекристаллизацию [29].

Образование в прослойке измененной структуры столбчатых кристаллов, ориентированных перпендикулярно к границе сплав­ления, свидетельствует о перемещении углерода в этом направле­нии. Основанием для такого заключения может быть тот факт, что образование подобной структуры наблюдается при обезуглерожи­вании и цементации стали. Ориентировка обнаруживаемых здесь столбчатых кристаллов совпадает с направлением диффузии угле­рода. Такая взаимосвязь обусловлена, по-видимому, тем, что пере­мещение углерода по своей физической сущности является диффу­зионным процессом, который изменяет напряженное состояние де­формированного металла подобно рекристаллизации [40].

Фазовый состав. С помощью рентгенографического анализа ис­следовались[3] фазовый состав и параметры кристаллической ре­шетки. Для исследования физических нарушений (дислокаций), кроме рентгенографии, применяли метод металлографического выявления этих дефектов. Исследованию подвергали образцы из сварных соединений различного типа аустенитного металла с мало­углеродистой сталью СтЗ, нагретых до 600° С и выдержанных при этой температуре в течение 300 ч. Малоуглеродистая сталь СтЗ применена потому, что она позволяет получить наиболее развитую прослойку измененной структуры, благодаря чему облегчается вы­полнение намеченных исследований. При определении параметров кристаллической решетки и плотности дислокаций для сравнения исследовали также образцы, взятые из сварного соединения в со­стоянии после сварки.

При исследовании фазового состава исходили из того, что рент­генограмма многофазной системы представляет собой результат наложения друг на друга дифракционных максимумов отдельных фаз, интенсивности линий которых пропорциональны количеству фазы в системе. Фаза, содержание которой в системе невелико, дает на рентгенограмме ограниченное количество наиболее интен­сивных линий из присущего ей ряда.

Каждая фаза обладает своей кристаллической решеткой. Семей­ство атомных плоскостей, образующих эту решетку, обладает своим, характерным только для данной решетки, набором значений меж­плоскостных расстояний dhki■ Следовательно, определив межплос­костные расстояния исследуемого объекта, можно узнать форму и размеры элементарной ячейки кристалла, т. е. охарактеризовать ею кристаллическую решетку и тем самым установить природу обнаруживаемой фазы. Данные о межплоскостных расстояниях для различных фаз можно найти в специальных таблицах справоч­ной литературы.

Рентгенограммы с исследуемых образцов получали по методу съемки от шлифа в камере РКД-57 на установке УРС-55А в желез­ном излучении при напряжении U — 35 кВ и силе тока 1—12 мА. Исследованию подвергали образцы, в которых менее легированный металл (малоуглеродистая СтЗ) снимали с таким расчетом, чтобы его слой до границы сплавления не превышал 1—1,5 мм. После первой съемки травлением в 4%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте снимали слой толщиной примерно 0,2 мм и про­изводили повторную съемку образца. Послойное стравливание ис­следуемого образца и съемку повторяли до тех пор, пока не до­стигали границы сплавления, которая фиксировалась появлением на рентгенограмме линий, отвечающих решетке аустенита.

Для того чтобы в исследуемом образце граница сплавления как можно больше приближалась к плоскости, образцы вырезали из наплавок, выполненных по схеме, приведенной на рис. 18, что обеспечивает минимальный провар основного металла и приближа­ет поверхность сплавления к плоскости. Чтобы это сближение сде­лать еще больше, образцы для исследования изготовляли неболь­ших размеров. В результате поверхность сплавления получилась примерно 6 х 10 мм.

Полученные данные и анализ рентгенограмм показали, что в прослойке измененной структуры со стороны малоуглеродистой стали СтЗ обнаруживаются только линии a-железа. Это говорит о том, что другие фазы в исследуемой прослойке либо вовсе отсут­ствуют, либо присутствуют в таком небольшом количестве, кото­рое рентгеноструктурным анализом не обнаруживается.

Следовательно, образуемая в зоне сплавления разнородных сталей при наличии в ней структурной неоднородности прослойка измененной структуры менее легированной стали представляет собой участок, в котором произошло обезуглероживание. В иссле­дованном соединении, в котором в качестве менее легированного металла взята малоуглеродистая сталь СтЗ, обезуглероживание происходит настолько сильно, что карбидная фаза полностью ис­чезает либо остается в весьма малом количестве.

Параметры кристаллической решетки. При рентгенографическом определении параметров кристаллической решетки важное зна­чение имеет точность их измерения, которая зависит от двух фак­торов: точности определения угла отражения и расположения дифракционного максимума. Из уравнения Вульфа—Бреггов сле­дует, что точность определения параметра решетки возрастает с увеличением угла отражения, поэтому параметры кристаллической решетки необходимо определять по линии с углом отражения, приближающимся к 90°. Обычно этот угол выбирается в пределах 68—86°.

Чтобы получить более точные измерения параметров решетки, необходимо также съемку рентгенограмм производить в определен­ных условиях фокусировки рентгеновского луча. При использо­вании фокусирующей камеры с плоской кассетой, которая часто применяется для прецизионного измерения параметров решетки, необходимо, чтобы входное отверстие для рентгеновских лучей, центр плоского образца и положение линий на пленке были рас­положены на одной и той же окружности. Кассета при этом уста­навливается на таком расстоянии от образца, чтобы получить усло­вие фокусировки одной определенной линии, для которой известно приближенное значение угла отражения.

Для получения рентгенограммы на плоской кассете от плоских образцов пользуются камерой обратной съемки с излучением, вы­бираемым по соответствующим справочникам. Особенность этой камеры состоит в том, что в ней можно вращать кассету вокруг оси пучка падающих рентгеновских лучей и тем самым исключить то - чечность линии при крупнозернистом металле исследуемого образ­ца. Камера обратной съемки имеет еще и то преимущество, что в ней, используя круглую кассету, можно на одной пленке получить несколько рентгенограмм, снимая каждую из них только на некото­ром секторе. Такая съемка весьма удобна для сравнения между собой нескольких образцов, особенно, если они отличаются друг от друга небольшими изменениями кристаллической решетки.

Параметры решетки в исследуемых образцах определяли на рентгеновской установке УРС-55А методом съемки с эталоном в камере КРОС-1 при режиме съемки: Fe-излучение, трубка БВС-2, напряжение — 35 кВ, сила тока — 12 мА, экспозиция — 3,5 ч. В качестве эталона было выбрано армко-железо с параметром ре­шетки, равным 2,8663 А. Исследованию подвергали образцы, вы­резанные из наплавок различных вариантов аустенитного металла на малоуглеродистую сталь СтЗ, выдержанных в течение 300 ч при температуре 600° С. Для того чтобы определить, имеет ли металл прослойки измененной структуры какое-либо изменение параметров решетки, исследовали образцы тех же наплавок, но только в со­стоянии после сварки, т. е. такие, в которых нет исследуемой струк­турной неоднородности, а также образцы с наплавкой из малоугле­родистой стали.

Полученные результаты показали, что параметр решетки в про­слойке измененной структуры по сравнению с параметром решетки исходного металла увеличивается, хотя и незначительно (в третьем знаке). Это обстоятельство может быть некоторым подтверждением схемы изменения концентрации углерода в зоне сплавления разно­родных сталей при образовании в ней структурной неоднородности, согласно которой наряду с перемещением углерода из менее леги -

ронанного металла в более легированный предполагается увели­чение содержания его в твердом растворе в некоторой прослойке менее легированного металла (см. гл. III, § 3). Как известно, с уве­личением количества растворяемого элемента увеличивается пара­метр решетки.

Плотность дислокаций. Рентгеноструктурное исследование физических нарушений (несовершенств) производили путем опре­деления плотности дислокаций, т. е. числа линий дислокаций, про­ходящих через единицу площади исследуемого металла. Опреде­лить эти микродефекты можно несколькими методами. Один из них основан на квадратичной зависимости плотности дислокаций ог истинного расширения линий. Этот метод и был принят в про­веденных исследованиях. По нему плотность дислокаций

Р= Л Р2,

где А — коэффициент, который зависит от упругих свойств мате­риала, а также от характеристики дислокаций (вектора Бюр - герса).

Для металлов с кубической решеткой (Fe, Mo, W, А! и их спла­вы) этот коэффициент приблизительно равен 2 • 10-1всм-2.

Плотность дислокаций определяли на наплавках, выполненных на армко-железе различными вариантами аустенитного металла. Причем, последний выбирался таким образом, чтобы его коэффи­циент линейного расширения постепенно приближался к коэффи­циенту линейного расширения малоуглеродистой стали (армко - железа), так как различие этих коэффициентов в сплавляемых ме­таллах, прежде всего, вызывает физические нарушения в зоне сплавления разнородных сталей. С этой целью исследовали также вариант, в котором наплавка выполнена обычной малоуглеродистой сталью. Армко-железо в качестве менее легированного металла использовалось с тем, чтобы результаты рентгеноструктурного ана­лиза можно было дополнить прямым наблюдением (металлографи­ческим исследованием) за формой и характером расположения дислокаций.

Чтобы вызвать появление физических нарушений, связанных с образованием в зоне сплавления разнородных сталей характер­ной структурной неоднородности, исследуемые наплавки подвер­гали нагреву до 600° С и выдерживали при этой температуре в течение 300 ч. Для сравнения исследовали также наплавки в состоянии после сварки, т. е. не подвергавшиеся нагреву.

Исследование производили на установке УРС-55А в рентгенов­ской камере КРОС-1 с указанным выше условием фокусировки, в железном излучении. Полученные рентгенограммы фотометриро - вали на микрофотометре М-4. Плотность дислокаций рассчиты­вали по приведенному выражению.

Полученные результаты показали, что металл зоны сплавления в сварных соединениях разнородных сталей имеет больше физиче­ских нарушений, чем в соединениях сталей с одинаковыми (близ­

кими) физическими и химическими свойствами. Однако различие между ними не столь большое. Плотность дислокаций в соединениях разнородных сталей может отличаться лишь на полпорядка. Следует отметить, однако, что и это отличие плотности дислокаций наблю­дается только в тех соединениях разнородных сталей, в которых сплавляемые металлы имеют значительно отличающиеся один от другого коэффициенты линейного расширения. В сварных соедине­ниях разнородных сталей с близкими коэффициентами линейного расширения плотность дислокаций в зоне сплавления практически такая же, как и в соединениях однородных[4] металлов.

В полученных результатах обращает на себя внимание и тот факт, что нагрев даже до сравнительно высокой температуры (600'С) и довольно длительная (300 ч) выдержка, которые в свободном (не - сваренном) металле в большинстве случаев ускоряют подвижность дислокаций и тем самым способствуют уменьшению в нем физических нарушений, в сварных соединениях разнородных сталей подобного действия не оказывают. При таком нагреве сварных соединений плотность дислокаций в зоне сплавления не уменьшается, а увели­чивается почти в два раза.

Для прямого наблюдения дислокаций применили метод избира­тельного травления, который в настоящее время широко исполь­зуется для оценки их плотности. Сущность этого метода состоит в проявлении с помощью специального реактива места выхода дислокации на исследуемую поверхность. Принято считать, что во­круг дислокации всегда имеет место сегрегация примесей или образование атмосфер Коттрелла, в связи с чем растворение ме­талла здесь ускоряется.

Недостатком метода избирательного травления является то, что образование ямок на дислокациях зависит от ориентации и со­стояния исследуемой поверхности, а также от точного состава тра - вителя. Ямки травления не образуются, например, на поверхнос­тях с малыми индексами, которые растворяются в определенных реактивах с большими скоростями. Поэтому наряду с избиратель­ным травлением для проверки рекомендуется применять также другой, независимый метод выявления дислокаций.

В проведенных исследованиях поверхность шлифа подготовля­ли обычным путем с последующей электролитической полировкой (для удаления наклепа) в смеси хлорной кислоты с уксусной (1 : 100) при напряжении 110 В. Отполированные шлифы подвер­гали химическому травлению в течение 15 мин в смеси 2% - ных спиртовых растворов азотной и пикриновой кислот. Подготовлен­ные таким образом шлифы рассматривали под микроскопом при 600-кратном увеличении. Исследовались наплавки, выполненные аустенитными проволоками Св-07Х25Н13 и ЭП606 (Х25Н60М10), а также углеродистой проволокой Св-08А.

Полученные результаты показали, что в состоянии после сварки зона сплавления разнородных сталей не имеет каких-либо особен­ностей по плотности дислокаций. Появляется она лишь в соедине­ниях, подвергнутых нагреву. В наплавке, выполненной малоугле­родистой проволокой Св-08А, после нагрева количество дислока­ций в зоне сплавления уменьшается вплоть до полного их исчезно­вения (рис. 39, а). После нагрева полностью отсутствуют дислока-

Рис. 39. Микроструктура зоны сплав­ления армко-железа с малоуглеродис­той сталью (а), сплавом на никелевой основе (б) и аустенитной сталью (в), выявленная для прямою наблюдения дислокаций (ямок травления), хбОО.

ции и в зоне сплавления наплавки, выполненной высоконикелевой проволокой Х25Н60ИЮ (рис. 39, б). В наплавке, выполненной обычной аустенитной проволокой (проволока Х25Н13), последую­щий нагрев, наоборот, увеличивает плотность дислокаций в зоне сплавления (рис. 39, в).

Следовательно, использование метода избирательного травления так же, как и рентгеноструктурного анализа, показывает, что в зоне сплавления разнородных сталей увеличение скопления дис­локаций наблюдается лишь в том случае, если сплавляемые метал­лы обладают существенно отличающимися коэффициентами линей­ного расширения.