В современных машинах широко применяют конструкционные, жаропрочные и коррозионно-стойкие стали разных структурных классов. В большинстве случаев отдельные части машин целесообразно изготовлять сварными из разнородных сталей с использованием легированной стали лишь в наиболее напряженных участках или участках, подверженных действию высоких температур, коррозион ных или абразивных сред. Такое решение обеспечивает наиболее полное использо вание материала в конструкции, приводит к резкому снижению расхода легиро ванных сталей и дает большой экономический эффект. В конструкциях используют сварные соединения сталей одного структурного класса разного легирования или разных структурных классов (табл. 1).
1. К л а с с и ф и к а ц и я ста л е й , п р и м е н я е м ы х D с п а р н ы х со е д и н е н и я х р а з н о р о д н ы х ста ле й
Класс Группа Характеристика сталей Марки
Перлитные
1
11
III
IV
V
Мартенситные,
фер
VI
ритные
и
ферритно-
VII
мартенситные
V III
Аустенитно-феррит
IX
ные и
и
аустенитные
стали
сплавы
на
X
железоникелевой
ос
нове
XI
XII
Низкоуглеродистые
и
низко
ВСтЗ, 20
Низкоуглеродистые
ВСт5, 09 Г2,
легированные
конструкционные
10ХСНД, 12ХН2,
Среднеуглеродистые низколеги
20 XГСА
40Х, ЗОХГСА,
рованные повышенной
прочности
40ХН2МА
Теплоустойчивые:
15ХМ, 20ХМ Л,
хромомолибденовые
хромомолибденованадиевые
ЗОХМА
12Х1МФ, 15Х1М1Ф
12%-ные хромисты
коррозион
08X13,
12X13
но-стойкие
12X17,
15Х25Т,
Высокохромистые кислотостой
кие и жаростойкие
14Х17Н2,
12%-ные хромистые
жаропроч
Х25Н5ГМФ
15Х11МФ,
ные
15Х12ВНМФ
Аустенитные и аустенитно-фер
12Х18Н10Т,
ритные кислотостойкие и
жаро
10X17HI3M3T,
прочные
12XÎ6H9M2
Жаропрочные аустенитные
ХН35ВТ
Жаропрочны
на
никелевой
08Х15Н24В4ТР
ХН65ВМТЮ
основе
20Х23Н18,
Жаростойкие аустенитные
20Х25Н20С2
ХН78Т
Наибольшее распространение получили соединения перлитных сталей с аусте нитными хромоникслевыми и мартенситно-ферритными высокохромистыми ста лями.
На выбор сварочных материалов, технологию сварки и эксплуатационную надежность конструкций влияют условия их работы. Можно выделить три типа сварных соединений (табл. 2).
2. Условия работы и области применения сварных соединений из разнородных сталей
Условия
Область приме
работы
нения
При нормальных
Строительные
кон
температурах
струкции
(общего назначе
Трубопроводы
ния)
Сосуды под
давле
нием
Группы свари Типы сварных узлов ваемых сталей (см. табл. 1)
Балки, фермы
Присоединение вспомога I и II тельных элементов к трубам, стыки труб
Присоединение вспомога тельных элементов (опоры и др.) и трубопроводов к оболочке сосуда
Узлы машин и
ме
Зубчатые
колеса,
валы,
I и
II, I и III,
ханизмов
рычаги
11 и
III
Узлы гидротурбин
Рабочие
колеса,
статоры,
11 и VI, II и
лопасти
IX
Коррозия и по
Агрегаты химии
и
Присоединение
трубопро
1 и VI, II и
вышенные темпе
нефтехимии
водов и
узлов
крепления
VI,
I и V II,
ратуры
к оболочкам сосудов,
тепло
II и V II, I и
обменные аппараты
V III, II и V III
При высоких
Узлы
энергетиче
температурах
ских установок
Диафрагмы
паровых тур
I (IV) и VI
бин,
стыки
трубопроводов,
(V III),
V и X
роторы
труб поверхностей
I
(IV)
и IX
Стыки
нагрева
и паропроводов
I
и
XII
Камеры сгорания и го
релки
IV
и IX
Стыки трубопроводов с кор
пусом
реактора
При изготовлении сварных соединений из разнородных сталей используется большинство существующих методов сварки. Соединения из различных сталей одного структурного класса могут быть получены с использованием тех же режи мов и технологии сварки, что и соединения однородных сталей данного класса. Если сваривают стали разного структурного класса, то следует выбирать режимы и технологию, обеспечивающие минимальное проплавление основного металла [27]. В отдельных узлах можно применять электрошлаковую сварку. Целесооб разно более широко использовать электронно-лучевую сварку и особенно сварку с расплавляющейся прокладкой, состав которой выбирают из условия получения оптимальных свойств шва.
Сварка давлением позволяет осуществлять непосредственное контактирование свариваемых материалов без промежуточного шва. Для стыковки труб в котлостроении применяют контактную стыковую сварку; в компрессоростроении широко внедрена сварка трением роторов нагнетателей; все большее распространение находит диффузионная сварка.
При сварке разнородных сталей кроме общих положений свариваемости необходимо учитывать следующие дополнительные факторы, определяющие выбор сварочных материалов, способы, режим сварки и работоспособность изде лия: 1) неоднородность состава металла шва за счет проплавления при сварке
основного металла другого легирования, чем наплавленный металл; 2) развитие в зоне сплавления (под зоной сплавления условно понимают область, включающую границу сплавления и непосредственно примыкающие к ней участки шва и околошовной зоны переменного состава разнородных материалов) малопрочных и хруп ких прослоек переменного состава; 3) наличие остаточных напряжений в соеди нениях разного структурного класса, которые не могут быть сняты термической обработкой. Указанные факторы обусловливают развитую химическую, струк турную и механическую неоднородность рассматриваемых сварных соединений.
Рис. 1. Распределение легирующих элементов и доли участия основно го металла в различных слоях многослойного стыкового шва при дуговой сварке перлитной стали с аустенитной:
/ — перлитная сталь типа 30ХМ: 2 —
металл
аустенитного
шва
типа
Э-10Х25Н13Г2; 3
— аустенитная сталь
типа
08Х18Н10;
у — доля
участия
основного металла
Неоднородность состава сварного шва. Химический состав различных слоев шва можно подсчитать, зная для каждого слоя долю участия в формировании шва наплавленного и проплавленного основного металлов. Эта доля меняется в зави симости от способов сварки и наплавки и их режимов [26]. Для контактной точеч ной, шовной сварки и сварки трением состав литого металла шва определяется соотношением проплавленных участков свариваемых сталей и зависит от их теплофизических свойств и режима сварки. Из-за разных условий проплавления состав отдельных слоев многослойных швов при дуговой сварке в соединениях разнородных сталей заметно меняется (рис. 1). Наибольшее отклонение от сред него состава наплавленного металла наблюдается в корневых слоях шва, доля участия проплавленного основного металла в которых достигает 50%. Поэтому в некоторых случаях для сварки корневых слоев применяют другие сварочные материалы. В основе выбора их легирования лежит принцип обеспечения требуе мых состава и свойств металла корневого шва при большей, чем у остальных слоев, доле участия проплавленного основного металла другого состава.
Предварительная оценка фазового состава и структуры возможных переход ных составов металла швов в зависимости от доли участия и составов основного и наплавляемого металлов может быть выполнена с помощью структурных ди аграмм (рис. 2) [9, 10]. С их помощью при известных свойствах переходных участ ков можно определить предельно допустимую долю участия в шве основного металла и оценить возможность использования принятых составов сварочных материалов и способа сварки.
При ручной дуговой наплавке на перлитную сталь А (рис. 2, а) (доля участия основного металла 15—40%) состав первого слоя шва может существенно отли чаться от состава наплавляемого металла. Если наплавку проводят высокохро мистыми электродами состава £ , то наплавленный металл первого слоя (область составов и—к)укак и наплавляемый (электродный) металл, имеет мартенситную структуру с пониженным содержанием хрома, что резко снижает его технологи ческую прочность. При наплавке электродами типа Э-07Х20Н9 (состав Б) с малым запасом аустенитности первый слой (состава в — г) будет иметь неблагоприятную аустенитно-мартенситную структуру с низкими пластическими свойствами. Если использовать электроды типа Э-10Х25И13С2 (состав Г), то первый слой (составы
д — е) имеет благоприятную аустенитно-ферритную структуру, а если использовать электроды типа Э-11Х15Н25М6АГ2 (состав Д) — то однофазную аустенитную (составы ж—з).При электронно-лучевой сварке стали типа 14Х17Н2 со сталью 12Х18Н10Т без использования промежуточной вставки фазовый состав металла шва находится в интервале составов, определяемых линией, соединяющей эти две стали (рис. 2, б). При возможных долях участия рассматриваемых металлов в формировании шва шов будет иметь аустенитно-мартенситную структуру, что при большой жесткости соединения может привести к трещинам. Если между
Рис. 2. Структурные диаграммы фазового состава шва при наплав ке и сварке:
свариваемыми поверхностями ввести расплавляемую вставку из высоконикелевого сплава типа ХН78Т, то шов будет аустенитным с содержанием в нем никеля, меняющимся в зависимости от доли участия в нем металла вставки.
В пределах одного слоя химический состав металла шва достаточно одноро ден (рис. 3), что подтверждает имеющиеся представления об энергичном переме шивании сварочной ванны. Для отдельных способов контактной сварки, как, например, при точечной сварке разнородных сталей, когда перемешивание свароч ной ванны идет менее интенсивно, наблюдается заметная разница в составе разных участков шва.
Зона сплавления сварных соединений. При выборе сварочных материалов и оценке работоспособности рассматриваемых сварных соединений особое внима ние должно уделяться зоне сплавления (разнородных по составу) основного металла и шва при сварке плавлением и свариваемых материалов при сварке давлением. Зона сплавления может стать вероятным участком развития хрупких, коррозионных или усталостных разрушений. Среди процессов, определяющих
строение и свойства этой зоны, наибольшее значение имеют совместные кристал лизация разнородных материалов и развитие в ней диффузионных прослоек переменного состава.
При однородности состава в пределах одного слоя шва, вблизи границы сплавления выявляется «кристаллизационная» прослойка, характеризующаяся изменением содержания входящих в нее элементов от состава основного металла к составу металла шва. Образование этих прослоек обусловлено условиями кристаллизации металла шва на основном металле (подложке) другого состава. Их протяженность в зависимости от способа и режима сварки колеблется в пре делах 0,05—0,6 мм. В соединениях, выполненных методами сварки давлением и характеризующихся контактом свариваемых элементов без промежуточного расплавляемого металла, например при контактной стыковой сварке, кристал лизационные прослойки отсутствуют.
Структура и свойства кристаллизационных прослоек зависят от сочетания составов основного металла и шва. В соединениях сталей одного структурного класса или перлитных сталей с высокохромистыми коррозионно-стойкими ста лями свойства кристаллизационных прослоек являются промежуточными между свойствами основного металла и металла шва и не влияют на работоспособность конструкции. В отличие от этого в зоне сплавления наиболее распространенных сварных соединений перлитных сталей с аустенитным швом кристаллизационные
прослойки, содержащие 3—12% Сг и 2—7%
Ni, имеют структуру высоколегиро
ванного мартенсита и являются хрупкими.
Ширина хрупких мартенситных прослоек зависит от запаса аустснитности
металла
шва
и становится
наибольшей при
использовании
электродов
типа
Э-07Х20Н9 (*! на рис. 3).
С повышением содержания
никеля в шве
ширина
прослоек заметно снижается,
и при его количестве более 35%
прослойки не вы
являются
(рис.
4).
При
сварке с
подогревом
протяженность
хруп
ких
прослоек
расширяется.
На структуру и свойства зо
Л Г \
т
х
ны
сплавления
рассматриваемых
соединений
влияют
«диффузион
Г
%
KSnï-
ные» прослойки,
вызванные мигра
цией
углерода
на
линии
раздела
L
Д
а
в
более
легированную
составляю
V
'
щую
соединения.
Развитие
этого
процесса
приводит
к образованию
Л
'
обезуглероженной
прослойки
со
ЗОмкп
:
стороны менее легированной
соста
1—- —(
вляющей
и
науглероженной — со
стороны
более
легированной.
На
ибольшее
развитие
прослойки
по
лучают
в
сварных
соединениях
углеродистых
сталей
с
высоколе
гированными
аустенитными
или
ферритными
сталями
с
повышен
ным
содержанием
хрома
и других
, .
Лil
V
А/
энергичных
карбидообразующих
Щ \ г
1 л
1 _
____7 %
>
------- с:
М
V--
ч
Ш о в
- 4
-
Рис. 3. Изменение содержания ни келя в зоне сплавления перлит ной стали с аустенитным швом:
/ — металл шва Э-07Х20Н9; 2 — ме талл шва на никелевой основе; x i t х 2 — ширина кристаллизационных хрупких прослоек
элементов во время термической обработки или в процессе высокотемпературной эксплуатации. Непосредственно после сварки их интенсивность мала.
По своему механизму рассматриваемый процесс относится к процессам диффу зии в многокомпонентных системах, направление и скорость которых определяются не градиентом концентрации элементов (в данном случае углерода) на границе
раздела, а градиентом химического по
тенциала
системы — ее
активностью.
В данном случае он обусловлен разной
термодинамической активностью карбидов
в контактируемых материалах и связан с
реакцией образования
на границе раздела
со стороны
легированной
составляющей
устойчивых
специальных
карбидов
(мар
ганца, хрома,
молибдена,
вольфрама, ва
надия, ниобия и титана)
за счет углерода,
поступающего
из
нелегированной состав
ляющей,
где
он
связан
в сравнительно
малоустойчивом
карбиде
цементитного
Рис. 4. Влияние содержания нике
типа. По
существующей
классификации
этот процесс
относится
к процессам ре
ля
в
металле аустенитною шва
активной
(реакционной)
диффузии
110].
на
ширину хрупких кристаллиза
Распределение углерода в зоне сплав
ционных прослоек
в зоне сплавле
ления меняется в зависимости от темпе
ния
с перлитной сталью:
ратуры нагрева. При термической обра
/ —
без
подогрева;
2 — подогрев до
ботке типа отжига (выше точки
Лс3),
500° С
когда растворимость углерода в аустените
велика,
со
стороны
углеродистой
стали
наблюдается постепенное снижение концентрации углерода, а со стороны леги рованной составляющей — ее повышение с разрывом непрерывности на границе раздела (рис. 5, о). При температурах ниже точки Асх для углеродистой стали при ничтожной растворимости углерода ь феррите, со стороны углеродистой стали выявляется полностью* обезуглсроженная прослойка, а со стороны легированной
Рис. 5. Распределение углерода в диффузионных проелрйках зоны сплавления сварного соединения
углеродистой (/)
и
легированной (//)
стали
в
за
висимости от температуры выдержки:
а — выше
точки
А с 3
(для
углеродистой
стали);
б
—
ниже точки
A c i \
в — ниже
500° С
Рис. 6. Влияние температуры отпуска при выдержке 5 ч на ширину диффузионных прослоек в зоне сплав ления углеродистой стали со сталью 12Х18Н10Т:
1 и 2 — обезуглерожеиная прослойка в сталях 20 и 10 соответственно; 3 — науглсрожеиная прослойка в стали 12Х18Н10Т
составляющей — науглероженная прослойка с содержанием до 1,5—2,0% С (рис. 5, б). При низких температурах нагрева (ниже 500 °С для углеродистой стали) полностью обезуглероженные прослойки обычно не образуются, что может быть связано с очень низкой скоростью диффузии углерода в легированной состав ляющей вблизи границы раздела (рис. 5, в).
Фазовый состав легированной составляющей соединения не меняет харак тера процесса, а влияет лишь на его интенсивность. На направление процесса не влияет и какой частью сварного соединения — основным металлом или швом являются входящие в него составляющие. Направление и интенсивность процесса определяются лишь разницей в содержании карбидообразующих элементов в сва риваемых материалах и температурно-временными условиями нагрева.
В соответствии с общими закономерностями диффузии рост ширины обезуглероженных и науглероженных прослоек подчиняется экспоненциальной зависи мости от температуры и параболической во времени. Их расчет затруднен из-за недостаточности сведений об активности углерода в сталях. Имеются отдельные попытки такого расчета применительно к биметаллу с плакирующим слоем. Если известно изменение ширины прослоек после относительно кратковременных выдер жек при температурах отпуска, то с помощью параметрической зависимости можно определить их после длительной эксплуатации при меньших температурах [12].
Наибольшего развития обезуглероженные прослойки достигают после на грева при температурах, близких к нижней критической точке Асг (рис. 6). Даль нейший рост температуры вызывает уменьшение их ширины в связи с изменением фазового состава нелегированной стали. Чем меньше содержание углерода в низколегированной стали, тем больше ширина обезуглероженной прослойки, однако разница в свойствах прослойки и основного металла при этом меньше.
При использовании в качестве менее легированной составляющей сварного соединения низколегированной стали, содержащей такие элементы, как хром, молибден и особенно ванадий, ниобий или титан, протяженность диффузионных прослоек в зоне сплавления заметно снижается. При содержании в менее леги рованной стали 5% Сг и более прослойки мало заметны и их влияние можно не учитывать. Снижается ширина прослоек и в контакте низкоуглеродистой стали
снизколегированной при содержании в последней менее 5% Сг.
Всвязи с заметным влиянием диффузионных прослоек на прочность сварных соединений актуальной является разработка мер по уменьшению интенсивности их развития. В соединениях перлитной стали с аустенитной или при сваркезакаливающихся сталей аустенитными электродами такой эффективной мерой является использование сварочных материалов с повышенным содержанием никеля (рис. 7). Это является рациональным и применительно к устранению хрупких кристаллизационных прослоек.
Для уменьшения ширины диффузионных прослоек можно также рекомендо вать: а) предварительную облицовку кромок перлитной стали более стабильными перлитными швами; в) введение промежуточных кон структивных элементов из более стабильных перлит ных сталей; в) ограничение температуры эксплуата ции в зоне сварного соединения; г) отказ от отпуска сварного соединения или снижение его температуры.
Рис. 7. Влияние содержания никеля в аустенитном шве (15% Сг) на ширину диффузионных прослоек в зоне сплавления с углеродистой сталью (0,36% С) после высокотемпературных выдержек:
/ — обезуглероженная
прослойка
в
углеродистой
стали
550° С,
1000 ч; 2 — то
же, 650° С,
1000 ч; 3
— иауичеро-
женная
прослойка в аустенитном шве
650° С,
1000
ч
Свойства сварных соединений
Механические свойства и жаропрочность. Стали различных классов имеют близкие модули упругости. Поэтому при нагружении в упругой стадии сварные соединения разнородных сталей можно рассматривать как однородное тело. Их свойства при разрушающих нагрузках зависят от направления приложения уси лий. Если соединение нагружается поперек шва, то его свойства определяются свойствами наименее прочных участков основного металла или шва. При прило жении усилия вдоль шва прочность и пластичность соединения являются проме жуточными между свойствами входящих составляющих. При наличии в них хруп ких участков возможно преждевременное разрушение изделия.
При оценке свойств рассматриваемых сварных соединений особого внимания заслуживает вероятность преждевременных хрупких разрушений в зоне сплав ления. В соединениях сталей одного структурного класса между собой такие разрушения не характерны и могут возникать преимущественно при высоких температурах в условиях ползучести. В наибольшей степени они проявляются в соединениях разных структурных классов и прежде всего в соединениях пер литной, мартенситной или ферритной стали с аустенитной, когда в зоне сплавле ния образуются развитые хрупкие кристаллизационные и диффузионные про слойки.
При использовании в таких соединениях в качестве менее легированной составляющей перлитной малопрочной стали (например, низкоуглеродистой) появление в зоне сплавления развитых кристаллизационных прослоек (при содер жании никеля в аустенитном шве менее 25%) не приводит в исходном состоянии после сварки к хрупким разрушениям в зоне сплавления. Если сваривать сталь повышенной прочности, то и в исходном состоянии после сварки возможны хруп кие разрушения в зоне сплавления только из-за образования кристаллизационных прослоек. Переход к таким разрушениям приводит к повышению переходной температуры хрупкости соединения Т пер (кривая 1 на рис. 8) выше температуры эксплуатации (Т в). Отпуск после сварки или высокотемпературная выдержка, приводя к дополнительному развитию в зоне сплавления диффузионных прослоек, усиливают склонность сварных соединений к хрупким разрушениям, способствуя дополнительному повышению переходной температуры хрупкости (кривые 2 и 3). В этих случаях таким разрушениям подвержены и соединения малопрочной пер литной стали с аустенитной. Использование сварочных материалов с повышенным запасом аустенитности типов Э-11Х15Н25М6АГ6, Э-27Х15Н35ВЗГ2Б2Т и осо бенно материалов на никелевой основе уменьшает вероятность хрупких разруше ний в зоне сплавления как в исходном, так и в отпущенном состоянии.
Диффузионные прослойки могут влиять и на поведение рассматриваемых сварных соединений при действии коррозии под напряжением в растворах щело чей и нитратов. Чем больше развиты эти прослойки, тем меньше время до разру шения образцов, находящихся в коррозионных средах. Разрушение при этом происходит по обезуглероженной прослойке.
При развитии диффузионных прослоек усталостная прочность сварных соеди нений снижается с преимущественным переходом разрушений в зону сплавления. Она снижается также и при неблагоприятном распределении поля остаточных напряжений [14].
Жаропрочность сварных соединений разнородных сталей зависит от рабочих температур, сочетания свариваемых сталей и степени развития диффузионных прослоек в зоне сплавления. При умеренных температурах (ниже 400 °С для перлитных сталей) и недлительной эксплуатации на стадии внутризеренного разрушения длительная прочность рассматриваемых сварных соединений близка к длительной прочности менее прочного основного металла (кривые на рис. 9, при температуре 7\). Развитие диффузионных прослоек в этом случае не снижает длительную прочность соединения, поскольку при внутризеренном разрушении жесткость напряженного состояния в малопрочной прослойке будет затруднять деформации сдвига и тем способствовать упрочнению прослойки. При большей
температуре (Т2) и длительности испытания на стадии хрупкого межзеренного разрушения зона сплавления, наоборот, является наиболее вероятным очагом разрушения. Уровень длительной прочности сварных соединений в этих условиях может меняться.
При отсутствии диффузионных прослоек длительная прочность сварных соединений разнородных сталей одного структурного класса и на стадии меж зеренного разрушения определяется соответствующими ее значениями для одно родных соединений менее прочных сталей. В соединениях сталей разных струк турных классов она может дополнительно снижаться (кривая 2 при температуре Т2) с разрушением непосредственно по границе раздела свариваемых материалов.
Рис. 8. Влияние содержания нике ля в аустенитном шве (15—18% Сг) на переходную температуру хруп кости в зоне сплавления соедине ний перлитной стали повышенной прочности с аустенитной:
/ — основной металл; 2 — сварное со единение разных структурных классов при отсутствии диффузионных просло ек; 3 — сварное соединение с разви тыми диффузионными прослойками
Заметно снижается дополнительно длительная прочность при развитии в зоне сплавления диффузионных прослоек (кривая 3) с переходом разрушения в мало прочную диффузионную прослойку. Такое снижение наблюдается в соединениях сталей как разных, так и одного структурного классов.
Остаточные напряжения. Основными источниками возникновения внутрен них напряжений при сварке разнородных и однородных сталей являются неравно мерность температурного поля и жесткость соединяемых деталей. Поэтому в исход ном состоянии остаточные напряжения распределяются в них одинаково [10]. Различие характеристик температурного расширения свариваемых сталей незна чительно влияет на распределение поля остаточных напряжений непосредственно после сварки. В связи с этим сварные соединения из разнородных сталей, не под вергавшиеся отпуску после сварки и работающие при нормальной или сравни тельно умеренных температурах (до 200—250 °С), можно рассматривать как обыч ные сварные конструкции из однородных сталей с неснятыми сварочными напря жениями.
При отпуске сварных соединений из сталей одного структурного класса, на стадии нагрева и выдержки при заданной максимальной температуре, остаточ ные напряжения снимаются за счет прохождения процесса релаксации. После
дующее охлаждение из-за близости коэффициентов линейного расширения в пре делах одного структурного класса сталей не вызовет появления дополнительных остаточных напряжений. Поэтому в указанных соединениях остаточные напря жения после отпуска можно не учитывать.
Всварных соединениях сталей разного структурного класса на стадии нагрева
ивысокотемпературной выдержки также произойдет снятие сварочных остаточных напряжений. Однако, при последующем охлаждении в соединениях возникнут новые внутренние напряжения, обусловленные разностью характеристик линей ного расширения свариваемых материалов. В сварных соединениях аустенитной
стали с перлитной охлаждение после отпуска вызывает в аустенитной части появление остаточных напряжений растяжения, а в перлитной — уравновеши вающих их напряжений сжатия. В сварных соединениях перлитной стали с высоко хромистой мартенситно-ферритного класса в перлитной части возникнут напря жения растяжения, а в высокохромистой — сжатия. Аналогичные закономерности распределения остаточных напряжений наблюдаются и в наплавленных изде лиях (рис. 10).
6t ,KBc/nn*
б ^ к г с /н м *
Рис.
10.
Эпюры остаточ
* * * Ч
ных
тангенциальных на
пряжений в валах из уг
леродистой
стали с аусте
нитной
и
мартенситно
ферритной наплавками:
.
ОсM O i
а — наплавка
проволокой
iчой
п а man'Л
Св-06Х18Н9Т;
6 —
наплав
b=h
ка проволокой Св-12X13;
0
2 0 W 607282106ДЕ п н
отпуск
620° С, 2
ч;
/
— ис
6)
ходное
состояние;
2
— пос
ле термической
обработки
Для изделий, работающих при высоких температурах и, особенно, подвер женных действию теплосмен, особый интерес представляет определение законо мерностей распределения полей временных и остаточных напряжений во время циклического воздействия температур. При расчете за начальное состояние, свободное от напряжений, может быть принято состояние максимального нагрева при отпуске (650 °С). При охлаждении изделия от этой температуры осуществляется процесс его нагружения остаточными напряжениями. В отдельных случаях последние еще до полного охлаждения изделия могут достигнуть предела теку чести материала, поэтому дальнейшее остывание изделия связано с развитием поля пластических деформаций в первую очередь вблизи зоны сплавления. Воз можно также развитие обратных по знаку пластических деформаций во время нагрева изделия от 20 °С до рабочих температур. В этом случае теплосмены могут приводить к накоплению местных пластических деформаций и преждевременному разрушению изделия.
Температура, при которой в процессе охлаждения от температуры отпуска 7\>тп в изделии возникнут пластические деформации,
