Nikulina A.A., Porechina А.A. et. al. 2020 Vol. 22 No. 2

ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ Том 22 № 2 2020 58 МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ Рис . 7. Цементит в перлитных колониях , зафиксированных вблизи границы сплав - ления сталей Fig. 7. Cementite formed during accelerated austenite decompositions ( хром ~ 10 вес . %, никель ~ 4 вес . %, марганец ~ 3,5 вес . %). В некоторых зонах вблизи границ раздела материалов концентрация хрома , никеля и марганца в наплавленных слоях снижается до 5, 3 и 2 % соответственно , что сопровождается образованием мартенсита ( рис . 6, б ). Особен - ностью соединений , полученных методом на - плавки , является отсутствие сплошных мартен - ситных прослоек . В пределах переходных слоев объемная доля мартенсита не превышает 10 %. При реализации технологии импульсно - ду - говой наплавки на границе раздела разнород - ных материалов наблюдается обеднение ста - ли Э 76 углеродом , в результате чего возникает структура ферритно - перлитного типа ( рис . 6, б ). Характерной ее особенностью является форми - рование мелких перлитных колоний . Такой эф - фект характерен для зон термического влияния , возникающих при сварке и наплавке низкоугле - родистых сталей . Авторы работы [20] описали особенности строения зоны неполного отжига с различной степенью перекристаллизации струк - туры при лазерной сварке заготовок из стали 20. Подобные преобразования реализуются и при наплавке легированной аустенитной стали на заготовки из высокоуглеродистой стали со структурой перлитного типа . В процессе нагре - ва верхние слои углеродистой стали плавятся и смешиваются с наплавляемым материалом , при этом близлежащие слои стали Э 76, находящиеся еще в аустенитном состоянии , обезуглерожива - ются . При достижении температуры A r3 в дан - ных областях начинается формирование новых ферритных зерен . С понижением температуры доля феррита возрастает , а аустенита снижается . При достижении температуры A r1 и концентра - ции углерода в аустените , равной 0,8 %, проис - ходит перлитное превращение . Особенностью формируемого перлита является присутствие в нем дефектных по форме цементитных пластин и карбидов глобулярного типа ( рис . 7). Размер зерен  - фазы вблизи границы раздела разнород - ных материалов достигает 12…15 мкм . Мини - мальный размер ферритных зерен , возникших в зоне термического влияния , составляет 5 мкм . По мере удаления от границы сплавления в сто - рону углеродистой стали объемная доля перлита возрастает , и на глубине 70…120 мкм структура материала по соотношению перлита и феррита соответствует исходному строению стали Э 76. Уровень микротвердости областей наплав - ленного материала , в которых наблюдаются кристаллы мартенситного типа , может дости - гать 680 HV. Однако матрица пластичного аусте - нита , которая окружает микрообъемы мартен - сита , обеспечивает эффективную релаксацию остаточных напряжений , что благоприятно от - ражается на трещиностойкости материала . На границе сплавления разнородных материалов при отсутствии мартенсита перепад по уровню микротвердости составляет менее 100 HV. С по - зиции формирования остаточных напряжений и обеспечения необходимых показателей трещи - ностойкости сварных соединений эти значения вполне приемлемы . Результаты испытаний по схеме трехточеч - ного изгиба сварных конструкций из сталей 110 Г 13 Л и Э 76, сваренных с использованием вставок из стали 12 Х 18 Н 10 Т , свидетельствуют о достаточно низкой прочности полученных ма - териалов . В большинстве случаев разрушение сварных композиций происходит по сварным швам между сталями Э 76 и 12 Х 18 Н 10 Т с фор - мированием низкоэнергоемких неразвитых по - верхностей ( рис . 8, а ). Среднее значение нагрузки , приводящей к разрушению полученных таким об - разом конструкций , составляет 1280 кН . Стрела прогиба в момент разрушения сварного изделия достигает 17,3 мм . Данные показатели близки к минимальным допустимым значениям , приведен - ным в техническом регламенте на сварные желез - нодорожные крестовины (1250 кН , 15 мм ).