Возникающие в металле напряжения создают такие концентрационные токи, которые могут вызвать даже восходящую диффузию, т. е. направленную в сторону большей концентрации элемента [56].

Физическую сущность влияния напряженного состояния на процессы диффузии можно объяснить, исходя из дислокационного представления о пластической деформации. Как показали исследования, несовершенства строения металла играют важнейшую роль в выделении углерода из а-железа, так как имеющиеся при этом дислокации служат каналами для диффузии этого элемента [94]. Появление же несовершенств в металле в значительной сте-

Рис. 55. Микроструктуры металла зоны сплавления в торцовом (а) и среднем (б) сечениях биметаллического образца после выдержки в течение 300 ч при 600° С, ХЮО.

пени связано с его пластической деформацией. Ускорение диффузии при пластической деформации обусловлено возникающими при этом подвижными дефектами типа вакансий, концентрация и время «жизни» которых на много порядков выше, чем термически равновесных [89].

В основу эксперимента, на основании результатов которого автором установлен рассматриваемый фактор, положено сравнение после длительного нагрева микроструктур и распределения углерода в зоне сплавления на торце и в середине образца, представляющего собой наплавку высоколегированного металла на обычную углеродистую или низколегированную сталь. Как показали математические расчеты, при нагреве такого образца в сечений, совпадающем с его торцом, вследствие сведенного здесь до минимума сопротивления тепловому расширению высоколегированного металла со стороны менее легированного, в зоне сплавления напряжения (растягивающие со стороны менее легированного металла

и сжимающие со стороны более легированного) снижаются до нуля. В сечении же, проходящем через середину образца, в зоне сплавления напряжения достигают значительной величины (более 120 МПа в углеродистой стали и более 160 МПа в аустенитном металле).

Сущность эксперимента заключалась в следующем. Из наплавок, выполненных по трем присадкам (чтобы получить минимальный и ровный провар), вырезали темплеты определенных размеров, которые подвергали нагреву до 600° С и выдерживали при этой температуре в течение 300 ч. Для получения большего различия коэффициентов линейного расширения сплавленных металлов наплавки выполняли аус-тенитной проволокой Св-07Х25Н13 на углеродистую сталь марки 20. Эти металлы при температуре 600° С имеют коэффициент линейного расширения соответственно 18,0 - Ю-6 и 14,6 • 10-6 1/град.

Чтобы исключить обезуглероживание поверхности металла, которое может сказаться на образовании структурной неоднородности в зоне сплавления по торцам исследуемых образцов, последние нагревались запаянными в кварцевые ампулы, в которых создавался вакуум 0,0133 Па.

Из подверженных нагреву образцов изготовляли микрошлифы. На рис. 55 приведена полученная при этом микроструктура металла зоны сплавления. Как следует из этого рисунка, в среднем сечении нагревавшегося образца структурная неоднородность больше развита, чем по торцам. Темнотравящаяся прослойка, хотя в обоих сечениях она проявляется практически на одинаковой ширине, в среднем сечении является более плотной, чем на торце. Это свидетельствует о содержании в ней большого количества карбидов и о том, что в середине образца большее количество углерода переместилось из углеродистой стали в аустенитную.

Еще более четко различие в перемещении углерода в среднем сечении образца и на его торцах выявляется при исследовании распределения этого элемента в зоне сплавления послойным спектральным

0,6 0,4 0,2 О

1,0

б

2,0 2,5 (,мм

Рис 56. Распределение концентрации углерода в зоне сплавления в среднем (а) и торцовом (б) сечениях биметаллического образца после выдержки в течение 300 ч при 600° С.