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 [140].

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 кГ/ми2), 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 (Act) остается практически неизменной (рис. 135).

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

600

«со

Q 0.8 1.6 2Л 3.2 4,0 ii.8 сек

Рис. 135. Влияние скорости нагрева на а - у-превращение в стали У12

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 150°/сек 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, е).

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—Ti; Си—Al; 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