Б.м Сагале вич, В. Ф. Савельев

СТАБИЛЬНОСТЬ
СВАРНЫХ
СОЕДИНЕНИИ
И КОНСТРУКЦИЙ
В.М.Сагалевич, В.Ф. Савельев

СТАБИЛЬНОСТЬ
СВАРНЫХ
СОЕДИНЕНИЙ
И КОНСТРУКЦИЙ

МОСКВА « МАШИНОСТРОЕНИЕ »

1986
ББК 34.641
С13

УДК 621.791 052 + 62—112 81

Рецензент д-р физ.-мат. нау ч В. П. Алелгн

Редактор Н. Л. Цалуйко

Сагалевич В. М., Савельев В. Ф.

С13 Стабильность сварных соединений и конструкций. — М.:
Машиностроение, 1986.—264 с., ил.

В пер. 1 р. 40 к.

Представлены результаты исследований размерной стабильности сварных
соединений и конструкций,, полученные авторами на различных конструкционных
материалах. Рассмотрены природа размерной нестабильности, механизм стабилизации
размеров н форм виешиими возмущениями. Представлены разработанные методы
диагностики и повышения размерной стабильности сварных соединений и конструк-
ций, пути прогнозирования эксплуатационной точности.

Предназначена для конструкторов н технологов предприятий и проектно-кон-
структорских и технологических организаций, занимающихся вопросами проекти-
рования, расчета и изготовления точных металлических конструкций. Может быть
также полезна научным работникам и аспирантам.

г 2704060000-259

038(01)-86	259-86

ББК 34.641
6П4.3

© Издательство «Машиностроение», 1986 г.
ВВЕДЕНИЕ

Склонность сварных соединений к послесварочному самопроиз-
вольному деформированию была обнаружена около четверти века
назад [1, 18, 19]. Однако практического выхода результаты этих
работ не имели, так как с точки зрения требований к точности тех-
ника того времени находились еще на низком уровне. Деформации
во времени считались малыми и в расчет при проектировании и из-
готовлении сварных конструкций не принимались. Этим и объяс-
няется тот факт, что последующее десятилетие, вплоть до конца
60-х годов, исследователи к этой проблеме, носившей в то время
чисто теоретический характер, практически не возвращались. Бур-
ное развитие техники повысило требования к качеству и надежно-
сти деталей, сварных узлов и конструкций. В частности, за послед-
нее десятилетие допустимые отклонения линейных размеров высо-
коточных сварных конструкций машино- и приборостроения в про-
цессе эксплуатации достигли уровня 10-7—10-6 мм/мм, что на не-
сколько порядков ниже величины самопроизвольных деформаций
сварных конструкций во времени. В результате за этот период
значительно увеличился объем научно-исследовательских работ по
проблеме размерной стабилизации сварных конструкций, вставшей
в один ряд с наиболее актуальными проблемами современной теории
сварочных деформаций и напряжений.

К настоящему времени в СССР и за рубежом по этой проблеме
накоплен значительный теоретический и практический опыт, позво-
ляющий решать многие задачи как чисто научного, так и приклад-
ного характера. Ретроспективный анализ работ по проблеме размер-
ной стабилизации сварных конструкций целесообразно проводить
по следующим основным направлениям:

1.	Изучение закономерностей процесса самопроизвольного де-
формирования сварных соединений во времени.

2.	Изучение физической природы явления размерной нестабиль-
ности сварных соединений.

3.	Разработка методов прогнозирования размерной стабильно-
сти при расчете и проектировании и диагностики при изготовлении
и эксплуатации сварных конструкций.

4.	Изыскание путей повышения размерной стабильности сварных
ко нструкций.

Закономерности процесса самопроизвольного деформирования. Изучению законо-
мерностей процесса самопроизвольного деформирования сварных соединений с те-
чением времени в той или иной мере посвящены работы [1, 6, 8, 12, 17, 18, 23, 25,
30, 35]. В этих работах исследованы сварные соединения низколегированных, мало-
углеродистых, аустенитных, хромистых сталей, среднеуглеродистой стали 35, алю-
миниевых и титановых сплавов.

Анализ результатов указанных работ позволяет соормулировать основные
общие закономерности развития прсцесса самопроизвольного деформирования свар-
ных соединений во времени:

деформации во времени присущи сварным соединениям всех исследованных
конструкционных материалов;

деформирование наиболее интенсивно протекает в первые часы (сутки, недели,
месяцы) с последующим монотонным затуханием и хорошо описывается экспонен-
циальной функцией;

знак и величина деформаций во времени сварных соединений определяются
химическим составом материала, режимами сварки и температурой вылеживания
(хранения).

Следует отметить, что процесс самопроизвольного деформирования, монотонно
затухая с течением времени, не заканчивается за время исследований (до 1,5—2 лет).
Максимальные деформации во времени для ряда конструкционных материалов мо-
гут достигать 50 % остаточных сварочных деформаций.

Физическая природа явления размерной нестабильности. Первые шаги но изу-
чению механизма деформирования сварных соединений во времени были сделаны
в работе [19]. Применительно к низколегированным сталям было показано, что
основной причиной изменения геометрических форм и размеров является превра-
щение остаточного аустенита в мартенсит. В дальнейших исследованиях авторам
удалось существенно расширить представления о природе явления размерной не-
стабильности К основным причинам, вызывающим самопроизвольное деформирова-
ние, они относят:

фазовые превращения, связанные с распадом метастабильных составляющих
структуры;

старение неустойчивых структур;

релаксацию остаточных сварочных напряжений I рода;

ползучесть материала сварного соединения под действием остаточных напря-
жений.

Причем вклад каждого из перечисленных факторов в самопроизвольное дефор-
мирование зависит от химического состава материала, режимов сварки, температуры
вылеживания и т. п. Так, в работе [23] авторами сделан вывод о том, что для мате-
риалов, не претерпевающих аллотропических превращений (например, Д19, В95),
главной причиной являются процессы старения. В работе [26] установлено, что
в малоуглеродистых сталях размерная нестабильность определяется в первую оче-
редь процессами релаксации остаточных напряжений и ползучести

Однако сделанные в указанных работах выводы по качественной стороне меха-
низма размерной нестабильности сварных соединений сами по себе не позволяют
вооружить конструкторов и технологов какими-либо универсальными аналитиче-
скими или эмпирическими методами расчета, прогнозирования и предупреждения
деформаций сварных конструкций, наблюдаемых с течением времени. Дело в том,
что функциональная взаимосвязь процессов релаксации остаточных напряжений и
фазоструктурных превращений столь сложна и многогранна, что выразить ее в до-
статочно простой для инженерных расчетов математической форме на сегодняшний
день не представляется возможным. Естественно, что задачей исследователей яв-
ляется детальное изучение этой взаимосвязи для сварных соединений конструкцион-
ных материалов различного химического состава. В научном плане эксперимен-
тально-теоретическое изучение обобщенной модели явления размерной нестабиль-
ности сварных соединений может быть отнесено к числу фундаментальных проблем
теории сварочных напряжений и деформаций.

За последние 5—10 лет разработаны методики регистрации деформаций свар-
ных соединений на базе автоколлимации, интерферометрии, голографии и т. Д.
Все это позволило перейти на качественно новую ступень как в решении теорети-
ческих, так и прикладных аспектов проблемы. В частности, по повой методике во
всем цикле вылеживания сварных соединений проводится комплексное исследование
процесса самопроизвольного деформирования во времени. При этом параллельно
оценивается лабильность как геометрических размеров и форм сварных соединений,
так и исходных полей остаточных напряжений и фазоструктурного состояния.
Применение комплексного изучения размерной нестабильности на базе тонких
физических исследований структурно-напряженного состояния дифференцирован-
ных зон сварного соединения с одновременной рщистрациен наблюдаемых во вре-
мени деформаций на уровне до сотых долей микрона и десятых долей угловой се-
кунды позволило четко проследить динамику развития в микрообъемах внутренних
физических процессов и генерируемых ими внешних микрообъемных реакций свар-
ною соединения [6].

Полученные результаты показывают, что напряжения I рода в зоне метаста-
бнльных фазоструктурных составляющих сварного соединения мо1ут играть как
отрицательную, так и положительную роль с точки зрения повышения их устойчи-
вости, а следовательно, и размерной стабильности Результирующий эффект зависит
от соотношения знака напряжений и деформаций, от объемного эффекта фазострук-
турного превращения. При их совпадении устойчивость и размерная стабильность
понижаются и, наоборот, при противоположных знаках превращение подавляется,
а размерная стабильность повышается. Важным является вывод о том, что при на-
личии метастабилы.ых структур главной причиной размерной нестабильности яв-
ляется распад неустойчивых структур, а релаксация напряжений является след-
ствием этого процесса. Остаточные же напряжения влияют лишь на его интенсив-
ность

С точки зрения количественного вклада каждого фактора, влияющего на раз-
мерную стабильность, в этих работах отмечается, что с повышением структурной
стабильности свариваемого материала доля микропластического деформирования
дислокационного характера возрастает и с некоторою момента этот процесс может
стать превалирующим и даже подавляющим Однако качественная роль инициатора
остается за фазоструктурными превращениями Например, для сварных соединений
стали 35 при повышенных температурах вылеживания (до 100 °С) доля структурных
деформаций за счет старения мартенсита в зоне полной закалки составляет 80—90 % ,
а для стали 12Х18Н10Т за счет мартенситного превращения аустенита в области
пониженных температур (до — 60 °С) вылеживания 15 %. При этом абсолютные
величины деформаций этих сталей во времени близки, хотя и различны по знаку
Если температурная зависимость деформаций во времени для сварных соединений
стали 35 находится в соответствии с известными положениями современной теории
сварочных напряжений н деформаций, то для аустенитной стали 12Х18Н10Т вслед-
ствие резкого возрастания уровня деформаций при пониженных температурах она
носит аномальный характер. Эта аномалия деформационных свойств сбъясняется
инициированием так называемого эффекта сверхпластичности за счет фазового мар-
тенситного превращения аустенита, интенсифицирующегося в области пониженных
температур под действием высоких остаточных напряжений I рода в зоне сварного
шва и в околошовпой зоне.

Прогнозирование и диагностика размерной нестабильности Научные резуль-
таты гроведеппых исследований явились хорошей базой для разработки и внедре-
ния в производство широкого круга прикладных идей, в частности методов расчет-
ного прогнозирования и экспресс-диагностики размерной нестабильности точных
сварных конструкций. Расчетно-экспериментальные методы прогнозирования осно-
ваны па расчленении сварного соединения на характерные области активной зоны,
замене исходных силовых факторов их значениями после заданного периода при
соответствующей температуре, последующем упругом сопряжении расчлененных
частей и определении деформации за данный период вылеживания Расхождение
между расчетными и экспериментальными данными не превышает 10—20 ?о.

Основой для разработки метода экспресс-диагностики явился вывод о том, что
независимо от химического состава материала, конструктивных параметров свар-
ных соединений и конструкций, режимов сварки и т п., процесс деформирования
во времени протекает по экспоненциальному закону. Перечисленные факторы могут
менять (и причем существенно) количественные характеристики процесса, а в не-
которых случаях и знак деформаций во времени. Но характер деформирования
не меняется. Для каждого материала при неизменности внешних факторов (геоме-
трии сварной конструкции, режима сварки, условий эксплуатации) в пределах
естественного разброса постоянны и количественные характеристики процесса де-
формирования, т. е. экспоненты, описывающей этот процесс во времени. За кри-
терий оценки размерной стабильности принята скорость деформирования во времени
сварного соединения = де/д/хр после полного охлаждения сварной конструкции,
т. е. с момента установившейся записи кривой деформирования. Внедрение экспресс-
диагностики позволяет быстро, надежно и качественно осуществлять как межопе-
рационный, так и выходной контроль готовой продукции.

Пути повышения размерной стабильности. Углубленное изучение физической
природы явления размерной нестабильности сварных соединений позволило авторам
выработать четкие, теоретически и практически обоснованные требования к мето-
дам размерной стабилизации. В основном эти требования сводятся к следующему:
стабилизации неустойчивых фазоструктурных составляющих;

перераспределению эпюры остаточных напряжений, обеспечивающему мини-
мальную активность релаксационных процессов.

Стабилизации неустойчивых фазоструктурных составляющих можно достичь
двумя путями. Во-первых, путем перевода метастабильных фазоструктурных со-
ставляющих в устойчивые модификации в результате их распада или аллотропиче-
ского превращения. Наиболее радикальный способ в этом случае — термообработка
(отпуск, отжиг и т д ). При этом параллельно удовлетворяется и второе условие,
касающееся перераспределения остаточных напряжений. Второй путь заключается
в механической стабилизации неустойчивых структур за счет искусственного созда-
ния в зсне их распространения поля остаточных напряжений, подавляющих их рас-
пад или аллотропическое превращение. В литературе показано, что для размер-
ной стабилизации сварных соединений средпеуглеродистой стали 35 достаточным
условием является создание в зоне сварного шва уровня остаточных напряжений
+ 150 МПа без изменения фазоструктурного состава, зафиксированного после сварки.
В остальных же зонах сварного соединения величина остаточных напряжений не
должна превышать предела релаксации аг для данного материала.

Практическая реализация теоретических положений осуществляется п^тем
наложения на сварное соединение (главным образом после сварки) различных внеш-
них возмущений:

локальных или объемных полей повышенных температур;

вибрационных колебаний;

ультразвуковых колебаний;

обработки холодом;

обкатки сварного соединения.

Режимы и параметры стабилизирующих обработок выбирались с учетом полу-
ченных теоретических предпосылок. Результаты апробации разработанных авто-
рами методов обработки показали их высокую эффективность и тем самым подтвер-
дили правильность сделанных ими выводов по экспериментально-теоретическому
изучению физической природы явления размерной нестабильности.

Разработанные методы позволяют снижать деформации сварных конструкций
во времени на 80—100 %.
ГЛАВА 1

РАЗМЕРНАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ
КОНСТРУКЦИЙ И ИХ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

1.1.	ДЕФОРМАЦИИ ВО ВРЕМЕНИ РАЗЛИЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ

На эксплуатационные свойства металлических деталей и изделий
наряду с исходными геометрическими параметрами большое влияние
оказывает их структурно-напряженное состояние, которое может
способствовать самопроизвольному изменению формы и размеров
с течением времени. Последнее обстоятельство является значитель-
ным препятствием на пути обеспечения непрерывно возрастающих
требований к точности и надежности прецизионных машин и при-
боров. При этом необходимое постоянство размеров должно обеспе-
чиваться в условиях длительной эксплуатации при постоянной и
переменной температурах (в интервале от —50 до -Ц-100 °С).

Обеспечение указанных требований является весьма сложной
задачей, решение которой связано с необходимостью применения
металлических материалов с высоким постоянством размеров и
необходимостью применения специальных методов и технологиче-
ских процессов стабилизирующей обработки при изготовлении
изделий.

Несмотря на большую актуальность, вопросы стабилизации раз-
меров металлических деталей и изделий недостаточно освещены
в литературе. За исключением работ [14, 271, по исследованию
размерной стабильности металлов и сплавов в точном машинострое-
нии и приборостроении отечественные публикации, носящие доста-
точно систематизированный характер, практически отсутствуют.

Самопроизвольное изменение размеров металлических изделий является след-
ствием двух факторов [14, 27]:

1)	нестабильности фазового и структурного состояния материала;

2)	релаксации остаточных внутренних напряжений, возникающих в деталях
в процессе различных технологических операций горячей и холодной обработки,
а также при механосборочных операциях.

Преимущественное значение первого или второго фактора в развитии процессов
самопроизвольного изменения размеров определяется природой материала и его
структурным состоянием, а также конфигурацией детали. Например, для некоторых
видов измерительного инструмента (концевые меры, калибры), шарикоподшипни-
ков, некоторых деталей станков и т. п., имеющих простую форму и изготавливаемых
из сталей, которые закаливаются на высокую твердость, непостоянство размеров
определяется преимущественно нестабильностью структуры. В деталях недостаточ-
ной жесткости, сложной (асимметричной, ажурной) формы, с большим соотноше-
нием между поверхностью, подвергающейся механической обработке, и всей поверх-
ностью детали, основное влияние на непостоянство размеров оказывают остаточные
внутренние напряжения [14, 27].

Однако, строго говоря, в сплавах с метастабильиой структурой изменение раз-
меров является результатом одновременного действия обоих факторов. При этом
фазовые и структурные превращения резко интенсифицируют процессы релаксации
остаточных внутренних напряжений. Одновременно внутренние папряжег ия ока-
зывают активирующее влияние на разовые н структурные превращения, приводя-
щие к достижению более равновесного состояния [27].

На практике размерная нестабильность изделий является результатом релак-
сационных процессов, протекающих в материале под воздействием приложенных
конструкционных (эксплуатационных) и остаточных внутренних напряжений. Осо-
бенно интенсивно процессы релаксации развиваются в сплавах с метастабильным
фазовым и структурным состоянием. В условиях эксплуатации высокоточных при-
боров и машин наблюдается процесс медленного и непрерывного нарастания пла-
стической деформации при уменьшающихся во времени внутренних напряжениях
в металле, значительно меньших предела текучести Обычно протекают процессы
релаксации напряжений без зафиксированных связей (т. е. без соблюдения постоян-
ства суммы упругой и остаточной деформации) или процессы ползучести при пере-
менных, уменьшающихся во времени напряжениях [27].

Следовательно, чем больше сопротивление материала микропластическим дефор-
мациям во времени, тем выше его размерная стабильность в условиях эксплуатации
и длительного хранения.

Очевидно, что показатели сопротивления микропластическим деформациям
металлов и сплавов характеризуют стабильность их размеров.

За рубежом в качестве основной характеристики различной стабильности ме-
таллов используют главным образом прецизионный предел упругости (ргесеыоп
е1аз11с НтИ — РЕЕ) или сопротивление микротекучести (т:сгоу1е1с1 я'геп&к — МУ 8).
Эти показатели определяют величину напряжения, при котором после разгрузки
образца возникает остаточная деформация 1—2Х 10“6, либо величину напряжения,
вызывающего отклонение от линейной зависимости микродеформации от нагрузки
(при аналогичном допуске на остаточную деформацию) [27].

Однако эти величины (РЕЕ и А1У5") являются характеристикой сопротивления
начальным стадиям пластической деформации при кратковременном I агружении,
и при нестабильном структурном или фазовом состоянии эти параметры для усло-
вий длительного нагружения крайне не корректны, так как микропластическая
деформация активно развивается и при напряжениях, существенно меньших пре-
цизионного предела упругости, определенного при 20 °С [27].

Размерная стабильность металлических материалов характеризуется [27] по-
казателями сопротивления микропластическим деформациям при длительном нагру-
жении — критериями релаксации напряжений или микроползучести. Физическая
природа процессов ползучести и релаксации напряжений общая. Однако характе-
ризовать размерную стабильность металлов критериями релаксации напряжений
предпочтительней, поскольку испытания при уменьшающихся во времени напряже-
ниях в большей степени соответствуют условиям поведения материала в реальных
изделиях.

Количественной характеристикой размерной стабильности может служить
максимальная величина напряжения, не релаксирующая в условиях испытаний
(с учетом чувствительности метода) [27].

Основное влияние па размеры деталей могут оказывать макроскопические на-
пряжения (но общепринятой классификации — I рода), уравновешивающиеся в мас-
штабе всего объема изделия или его крупных элементов [14, 27].

Остаточные внутренние макропапряжения подразделяются на:

фазовые или структурные;

тепловые (термические);

первичные усадочные (в отливках);

возникающие вследствие механического наклепа;

возникающие вследствие химического воздействия на поверхность детали (на-
пример, при некоторых операциях антикоррозионной обработки).

Дополнительнее влияние на размеры могут оказывать микронапряжепия
(II рода), уравновешивающиеся в масштабе отдельных зерен металла. Одиако это
влияние обнаруживается лишь в тех случаях, когда микронапряжения имеют общую
ориентацию, т. е. не погашаются взаимно в весьма малых объемах металла в резуль-
тате действия во всевозможных (случайных) направлениях.

Остаточные внутренние микронапряжения подразделяются на:
фазовые или структурные;
возникающие в результате механического наклепа;

возникающие вследствие химического воздействия на поверхность изделий.

Суммарные внутренние напряжения могут быть значительными по величине,
иногда близкими к пределу прочности материала (что приводит к растрескиванию
или пазрушению детали).

Посколькм напряженное состояние реальных деталей машин является сложным
и \ровень действующих остаточных напряжений (а также напряжений от внешних
нагрузок) в различных сечениях неодинаков, процессы релаксации протекают
в разных участках деталей с неодинаковой скоростью, что вызывает самопроизволь-
ное изменение формы (коробление) и размеров.

По данным различных авторов [2—4, 14, 27]. технологические остаточные на-
пряжения могут достигать значительной величины Так, после точения в поверх-
ностном слое пастягивающге напряжения могут достигать 700 МПа 127]; глубина
их распространения достигает 50—200 мкм. При фрезеровании возникают как рас-
тягивающие, так и сжимающие напряжения; последние более характерны для по-
чечного фрезерования деталей из жаропрочных сплавов Фрезерование деталей
из титановых сплавов чаще всего сопровождается образованием сжимающих напря-
жений Величина растягивающих напряжений в поверхностном слое при фрезеро-
вании образцов из стали 35, по данным работы |27], составляет 900 МПа.

При шлифовании, за редким исключением, возникают растягивающие напря-
жения до 1500 МПа [27] Величина и знак макронапряжений после механического
полирования деталей зависят от предшествующей обработки, но в большинстве
случаев полирование способствует возникновению незначительных сжимающих
напряжений (до 300 МПа) [27].

При поверхностной закалке токами высокой частоты па поверх гости зоны, за-
каленной па мартепент и обладающей высокой твердостью, сохраняются сжимающие
напряжения, достигающие 700—800 МПа [14, 27].

Технологические внутренние микронапряжения (П рода) являются следствием
нсод! ородпости физических свойств различных компонентов поликристалла, а также
стесненных условий деформации отдельного зерна и анизотропии свойств внутри
его Основными причинами их возникновения являются фазовые превращения,
изменения температуры, анизотропия механических свойств отдельных зерен, их
границ и паспад зерна на фрагменты и блоки при пластической деформации [9, 23].

Фазовые превращения металла, сопряженные с увеличением или уменьшением
объема отдельных зерен, порождают значительные межзеренпые напряжения.

В закаленной малоуглеродистой стали они достигают 500—600 .МПа, в высоко-
углеродистой— до 1600 МПа [2,9].

При изменении температуры микропапряжения могут возникать из-за наличия
в металле различных по природе компонентов с разными коэффициентами линейного
расширения Например, при охлаждении чугуна напряжения около зерен графита
составляют 140—1400 МПа [14], так как коэффициенты линейного расширения
сильно отличаются- для углерода ЗИО-6, для феррита 15- 10’Г| [14].

Влияние технологических остаточных напряжений на релаксационную стой-
кость и размерную стабильность образцов из стали 35 [27] показано на рис 1 и 2
соответственно Очевидно, что наведение поля остаточных напряжений в поверхност-
ном слое образцов за счет наклепа при механической обработке резко снижает ре-
лаксационную стойкость и размерную стабильность последних.

По данным работ [14, 27], самопроизвольное деформирование во времени базо-
вых чугунных деталей металлорежущих станков связано с релаксацией остаточных
напряжений и может достигать 2 - 5-Ю”5, что превышает существующий допуск.
При этом исходный уровень остаточных напряжений (I рода) снижается па 3—

Нестабильность структуры встречается главным образом в закаленных сталях
и сводится к следующим возможным изменениям [2, 3, 9, 22, 27].

1	Превращение тетрагонального мартенсита закалки в кубический мартенсит
отпуска, сопровождающееся уменьшением удельного объема закаленной стали и
сокращением линейных размеров детали.

2	. В структуре углеродистых сталей с содержанием углерода >0,6 %, а в ле-
гированных сталях с меньшим содержанием углерода после закалки может сохра-
ниться некоторое количество остаточного аустенита (от 2—3 % до 10—50 % и бо-
лее).
5,мкм

Рис. 1. Релаксация напряжений при изгибе образ-
цов из стали 35 (28—32 Ш?С) при 150 °С [27]:
/ — без наклепанного слоя (после улучшения); 2 — с на-
клепанным слоем (после шлифования)

Рис. 2. Деформации об-
разца из стали 35 при
150°С [27]

В течение продолжительного времени может происходить его постепенное само-
произвольное частичное превращение в мартенсит, сопровождающееся увеличением
удельного объема и линейных размеров детали.

В условиях эксплуатации, особенно под напряжением, в метастабилыюй струк-
туре закаленной стали происходят значительные изменения, приводящие к нару-
шению геометрических размеров изделий. Уже в ненагруженном состоянии превра-
щение метастабильвых структур в более устойчивое состояние может вызвать су-
щественные изменения линейных размеров деталей. Например, закаленные образцы
из стали 35 за 30 сут вылеживания при 100 °С укоротились на—10"4. В работе [27]
показано, что превращение 1 % аустенита приводит к уменьшению линейных раз-
меров стали на 10-4. Для стали ШХ15 относительное удлинение образцов при со-
держании остаточного аустенита 10—20 % составило от 8-10~° за 15 сут до 3-10'8
за 5 лет хранения образцов при температуре +20 °С.

Изменение длины образцов из стали марки ХВГ (диаметр 20 мм, длина 200 мм),
закаленных на твердость 62—63 ИКС, в случае выдержки их при 160 и 200 °С пока-
зано на рис. 3 [27]. Характер кривых деформирования свидетельствует о том, что
в первом случае (160 °С) превалирует процесс распада пересыщенного твердого рас-
твора (снижение степени тетрагональное™ мартенсита), а во втором (200 °С) — про-
цесс распада остаточного аустенита.

Под напряжением в закаленной стали одновременно происходят процессы фазо-
вых превращений и микропластических деформаций. При этом микроскопические
деформации ускоряют процесс фазовых превращений. Одновременно последние при-
водят к резкому понижению сопротивления начальным стадиям пластической де-
формации. Понижение сопротивления пластическому деформированию в условиях
протекания фазовых и структурных превращений в литературе получило название
кинетической пластичности или кинетического изменения свойств [14, 27].

Указанное явление характерно для стали, закаленной на высокую твердость,
и ведет к активному изменению размеров деталей.

Влияние фазовых и структурных превращений на объемные изменения в дефор-
мируемых алюминиевых и магнитных сплавах без применения нагрузки на так
называемых «пальчиковых» образцах исследовано в работах [23, 27]. В случае
искусственного старения при 130—200 °С размеры образцов из сплавов Д16 и Д1
в первоначальный период уменьшаются, а затем начинают расти (рис. 4), что объяс-
няется [27, 31 ] распадом твердого раствора с выделением и коагуляцией упроч-
няющих фаз (СиА12 и 8). С ростом температуры старения выше 200 °С сразу наблю-
дается резкое увеличение длины образцов.

Естественное старение образцов из сплавов Д16, Д1, ВАД-1 в закаленном со-
стоянии сопровождается весьма значительным уменьшением размеров (на 3—4 мкм
на 10 мм за 300 ч) [23, 27].

При искусственном старении сплава В95 происходит уменьшение размеров,
максимальное при 200 °С (100 мкм за 40 ч) [23, 27].

Размерная стабильность ряда литейных алюминиевых и магниевых сплавов
исследована на «пальчиковых» образцах в ненагруженном состоянии в работе [27].
Рис. 3. Деформации закаленных образ-
цов из стали ХВГ диаметром 20Х
Х200 мм, закалка в масле при 840 °С
(62—63 ///?С) [27]:

1 — I = 160 °С; 2 — I = 200 °С

Рис. 4. Деформации закаленных образ-
цов из сплавов Д16 (сплошные линии)
и Д1 (штриховые) в зависимости от
продолжительности старения при 190
(/) и 225 °С (2) [27]

Изменения размеров образцов при температуре хранения I — 100 °С показаны
на рис. 5.

На рис. 6 представлены результаты исследования размерной стабильности в не-
загруженном состоянии образцов из титановых сплавов ВТ1, ОТ4, ВТЗ-1, ВТ8 [27].

Нестабильность размеров титановых сплавов объясняется [27] различной ве-
личиной удельных объемов образующихся фазоструктурных составляющих. Так,
удельный объем а-фазы чистого титана больше, чем р-модификапии. При превраще-
нии Р—(в в большинстве работ указывается на отрицательный объемный эффект.
Значительные структурные и объемные изменения в титановых сплавах
также связаны с взаимодействием титана с водородом.

Рис. 5. Деформации образцов из ли-
тейных легких сплавов при 100 °С
[27]:

1 — МЛ5Т; 2 — АЛ8Т4; 3 — АЛ9Т5: 4 —
АЛ9Т2, АЛ9Т7. АЛ321 ТБ. АЛ19Т5,
МЛ5Т6, МЛ10Ц; 5 — АЛ24Т5

Рис. 6. Деформации образцов из тита-
новых сплавов при 20 (О), 100 (X)
и 150 °С (△) [27]
Таблица 1 [27]

Марк а сплава	Терм ческая обрабстка	МПа, при 20СС, не менее	МПа, при		Ор, МЕ'а	б, °/о
			20 СС	1 00 сс		
ЛЛ-2	Отжиг при 290‘С	20	8 - 12	6-8	150	4
	Отжиг при 290'С, ТЦО при  —70 и -[-150 С, три цикла	30	15 -20	10-15	150	4
Д1	Отжиг при 370‘С		—	20—25	210	16
ВАД-1  ВАД-1Ф	Закалка с 470 С в воде, ста- рение при 140 °С, 32 ч	230	-	40 50	460	11
ЛМц	Отжиг при 270 С	65		5-8	160	21
ЛМгб	Отжиг при 330 “С	80		6-9	330	20
МЛ2-1	Отжиг при 280 С	40	—	4-6	270	9
35Д	1 [ормалпзация при 900 С, от- пуск при 640 °С, 3 ч	160	130- 150	100—130	590	15
35	Закалка с 860 СС в воде, от- пуск при 480 °С	500	—	350-400	790	125
40X13	Закалка с 1050 ’С в масле, отпуск при 400 “С, 5 ч	1000	—	550—600	1600	7
В'16	Закалка с 880 •'С в воде, старе- ние при 500 °С, 3 ч	690	2	350 -400	1150	13

На размерную стабильность медных сплавов большое влияние оказывает по-
верхностный наклепанный слой от механической обработки резанием |23, 27].

Таким образом, все исследованные различными авторами конструкционные ма-
териалы, рассмотренные выше, в процессе эксплуатации склонны к самопроизволь-
ному деформированию во времени. Причем стабильность размеров резко падает при
повышении температуры окружающей среды и приложении внешних нагрузок.

Размерная стабильность некоторых металлических конструкционных материа-
лов, характеризуемая условным пределом релаксации цг, представляющим собой
максимальную величину прикладываемого напряжения от внешней на:рузки, не ре-
лаксирующею (в пределах чувствительности метода измерения) за период испытания
длительностью 500—3500 ч, представлена в табл. 1 [27].

1.2.	ДЕФОРМАЦИИ ВО ВРЕМЕНИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

Процесс сварки вносит значительные изменения в структурное
и напряженное состояние материала. Из существующих методов
обработки материалов, пожалуй, только после сварки возможно
получение столь различной неоднородности по сечению, перпен-
дикулярному оси сварного шва, что ее можно считать эквивалент-
12
пои сочетанию нескольких разнородных материалов, находящихся
в различном напряженном состоянии.

Значительная структурная неоднородность зон сварного соеди-
нения, высокий уровень остаточных сварочных напряжений явля-
ются основными причинами понижения несущей способности, кор-
розионного растрескивания и послесварочного изменения форм и раз-
меров сварных конструкций в процессе изготовления и эксплуа-
тации.

Для повышения прочности, сопротивляемости коррозионному
растрескиванию и снижения (устранения) остаточных послесвароч-
ных деформаций сварных конструкций в настоящее время примени-
тельно к широкому кругу конструкций из различных конструкцион-
ных материалов, применяющихся практически во всех отраслях
промышленности и народного хозяйства (от элементов микроэлек-
троники до многотонных слитков в тяжелом машиностроении),
разработаны теоретически и внедрены высокоэффективные методы
обработки сварных соединений.

Существующие методы повышения эксплуатационных характе-
ристик сварных конструкций предполагают как досварочное (в про-
цессе сварки), так и послесварочное воздействие на сварное соеди-
нение. Сочетанием конструктивных и технологических мероприятий
достигается равнопрочность сварного соединения основному метал-
лу, повышается сопротивляемость коррозионному растрескиванию,
устраняются послесварочные остаточные деформации сварных кон-
струкций. За счет этого резко повышается качество продукции и ее
долговечность.

Фундаментальные теоретические разработки в этой области вы-
полнены крупнейшими советскими и зарубежными учеными. Основ-
ные теоретические и практические положения по прочности, дефор-
мациям и напряжениям сварных конструкций изложены в работах
советских ученых-сварщиков [4, 5, 21, 26].

Ведущими научными организациями как в нашей стране, так
и за рубежом в настоящее время ведутся экспериментально-теорети-
ческие исследования, направленные на усовершенствование ранее
разработанных и создание принципиально новых высокоэффектив-
ных методов и средств по повышению прочности, надежности, точ-
ности и долговечности сварных конструкций.

Одной из таких принципиально новых проблем, поставленных
временем в разряд первоочередных и актуальнейших, является
проблема обеспечения долговременной размерной стабильности свар-
ных конструкций.

Актуальность проблемы обеспечения долговременной размерной
стабильности сварных соединений определяется тем, что постоянно
возрастающие требования к точности и надежности сварных кон-
струкций точного машино-, приборо-, станко-, самолето- и судо-
строения, а также многих других отраслей промышленности вплот-
ную подошли к тому уровню, при котором неучет при проектирова-
нии и в процессе изготовления, хранения, транспортировки и экс-
плуатации считавшихся ранее пренебрежимо малыми деформа-
Рис. 7. Схема измерения деформаций
во времени и сварной образец [18]

Рис. 8. Деформации сталей [18]:
1— 20ХГСНА; 2 - 25ХГС; 3 —
23Х2НВФА; 4 — СтЗ, 12Х18П9Т

ций сварных соединений, наблюдаемых с течением времени, может
привести к выходу из строя всей сварной конструкции, в лучшем
случае к значительному ухудшению ее служебных характеристик
и снижению ресурса работы.

Строго говоря, для некоторых отраслей промышленности (при-
боростроение и др.) деформации сварных соединений при отсутствии
стабилизирующих методов обработок уже в процессе изготовления
достигают зачастую значений, превышающих установленные тех-
ническими условиями допуски, что приводит к необходимости про-
ведения дополнительных технологических операций по доводке
(станкостроение, машиностроение), балансировке, юстировке (при-
боростроение) и т. д. За счет этого возрастают трудоемкость и себе-
стоимость продукции.

Первые систематизированные исследования по изучению закономерностей де-
формирования сварных соединений во времени применительно к низколегированным
сталям были проведены в МВТУ Мордвинцевой А. В. 118, 19]. Образец, использо-
ванный в данной работе, и схема измерения деформаций во времени представлены
на рис. 7. Исследования проводились на сталях 10ХГСНЛ, 12Х5МА, ЗОХГС,
23Х2НВФА (низколегированные конструкционные); 12Х18Н9Т и 15Х18Н12С4ТЮ
(аустенитные) и малоуглеродистой стали. Показано, что сварные соединения низко-
легированных конструкционных сталей после полного остывания деформируются
при комнатной температуре во всем объеме испытаний (до 1,5 лет). Сварные соедине-
ния из аустенитных сталей и малоуглеродистой стали при комнатной температуре
не изменяют во времени своих размеров. Причина деформирования во времени свар-
ных соединений из низколегированных конструкционных сталей, по мнению автора,
заключается в превращении остаточного аустенита. Второстепенной причиной на-
зывается процесс старения, связанный со снижением тетрагопальности мартенсита
закалки и релаксацией напряжений.

Кривые деформирования сварных соединений во времени представлены на рис. 8
и 9. Наиболее интенсивное увеличение размеров образцов происходит в первые 3 ч
вылеживания (25 % деформации за год); за 8 сут вылеживания деформации состав-
ляют 75 % годовой величины; в дальнейшем деформирование протекает с посте-
пенным затуханием по экспоненциальному закону.

Вывод работ [18, 19] о высокой размерной стабильности сварных соединений
из малоуглеродистой стали в дальнейшем был подтвержден в работах [1, 10, 11]
для случая вылеживания образцов при температуре 20 °С.

Начиная со второй половины 60-х годов исследования в этом направлении про-
водятся параллельно в МВТУ им. Н. Э. Баумана и ИЭС им. Е. О. Патона.

На кафедре сварки МВТУ ведутся работы по изучению закономерностей дефор-
мирования сварных соединений во времени и разработке методов их стабилизации
14
применительно к сварным конструкциям точного машино- и приборостроения.
В результате проведенных исследований благодаря разработанной специальной ме-
тодике измерения повышенной чувствительности (0,3 мкм) показано, что сварные
соединения из структурно-стабильных сталей (малоуглеродистые и аустенитные
стали) деформируются при температуре 20 °С в процессе вылеживания вследствие
ползучести и релаксации напряжений. Механизм деформирования сварных соедине-
ний с нестабильной структурой (среднеуглеродистые и низколегированные стали)
объясняется одновременным протеканием процессов релаксации напряжений и
структурных превращений (рис. 10).

В работе 18], проведенной в ИЭС, исследовалась размерная стабильность свар-
ных соединений как из малоуглеродистой стали СтЗ, так и из сталей 12ХЗСНВФМА
и 12Х2НВФА, а также из алюминиевых сплавов 01915, АМгб, ВАД-1 и титановых
сплавов ТС-5, 480Т-3, ВТ-6, ВТ5Л. Методика измерения деформаций аналогична
разработанной в работах [18, 19].

В работах [10, 11] показано, что максимальные относительные деформации
сварных соединений из сплава 01915 за 1,5 мес вылеживания при комнатной темпе-
ратуре (20 °С) достигают 0,01—0,12%. В сварных соединениях из алюминиевых
сплавов марок АМгб, ВАД-1, титановых сплавов ТС-5, 480Т-3, ВТ-6, ВТ-5Л, а также
сталей СтЗ, 12Х2НВФА признаков деформируемости на протяжении двух лет вы-
леживания при комнатной температуре не обнаружено. Также сделан вывод о том,
что при повышенных температурах (60—200 °С) сварные соединения из всех иссле-
дованных конструкционных материалов склонны к деформированию во времени.
Максимальные относительные деформации при 200 °С в течение 13,5 сут достигают:
0,024 % в СтЗ и 0,018 % в сплаве ВАД-1. Титановые сплавы более стабильны в тех же
условиях. Исследования проводились применительно к сварным конструкциям
транспортного и тяжелого машиностроения.

Таким образом, несмотря на весьма малый объем литературных
источников по проблеме исследования деформаций сварных соеди-
нений с течением времени, можно сделать вывод о том, что сварные
соединения из всех исследованных конструкционных материалов
склонны к самопроизвольному деформированию в процессе длитель-
ного хранения как при комнатной, так и при повышенных темпера-
турах. Причем величина деформаций во времени может достигать
40—60 % уровня остаточных сварочных деформаций для сталей
с метастабильной структурой зоны сварного соединения (сталь 35,
40X13 и др.), что выше установленного допуска.

Противоречивость выводов различных авторов по вопросу ста-
бильности сварных соединений из структурно-стабильных сталей

Л1,мкм	объясняется, по-видимому, сущест-

венной разницей в чувствитель-

4 ее

200
о

Рис. 9. Деформации во времени свар-
ных образцов из низколегированных
конструкционных сталей [21]:

1 - 20ХСНА; 2 — 12Х5МА; 3 — ЗОХГСА;

4 — 25ХГС; 5 — 23Х2НВФА

Рис. 10. Влияние скорости охлажде-
ния на кинетику распада остаточного
аустенита [9]
ности методики измерения деформаций во времени. Так, чувстви-
тельность методик в работах [8, 18, 19] находится на уровне 10-4,
в то время как чувствительность методики регистрации деформаций
составляет 10-0, т. е. на порядок выше. Такая значительная разница,
определяющаяся требованиями технических условий к стабильности
форм и размеров конструкций, применительно к которым проводи-
лись исследования, не позволила авторам работ [1, 8, 18, 19] опре-
делить деформации во времени сварных соединений из структурно-
стабильных сталей. Последнее нетрудно доказать, учитывая, что
величина деформаций сварных образцов из СтЗ за 6 мес. хранения
при комнатной температуре составила 0,377-10”4 (а для образцов из
аустенитных сталей и того меньше), что в 3 раза ниже чувствитель-
ности методик измерения, использованных в работах [8, 18, 19].

Также особо следует отметить, что результаты всех вышеприве-
денных исследований относятся к сварным соединениям, выполнен-
ным на элементарных образцах, и носят в основном качественный,
нежели количественный характер, так как не учитывают (а если и
учитывают, то крайне недостаточно) влияние конструктивно-тех-
нологических факторов, которые могут оказывать в некоторых
случаях решающее значение как на количественную, так и на ка-
чественную стороны процесса послесварочного деформирования
во времени реальных сварных конструкций.

1.3.	ФАКТОРЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ РАЗМЕРНУЮ НЕСТАБИЛЬНОСТЬ

Сварные соединения структурно-стабильных материалов, таких,
как малоуглеродистые и аустенитные стали, считались геометриче-
ски не изменяющимися с течением времени [1, 18, 19]. Однако
были известны случаи интенсивного изменения размеров сварных
конструкций с течением времени, например после механической
обработки. Станины точных станков, изготовляемые с помощью
сварки и имевшие непосредственно после механической обработки
достаточно высокую точность размеров, после вылеживания в тече-
ние трех-четырех недель перед окончательной сборкой выходили
за пределы допусков и требовали дополнительной обработки с целью
компенсации тех изменений, которые произошли в течение указан-
ного периода времени. Вполне естественно предположить, что одной
из наиболее вероятных причин таких изменений явились остаточные
напряжения, всегда возникающие после сварки в швах. Это тем
более вероятно, что в реальных конструкциях из простых мало-
углеродистых сталей (типа СтЗ) также наблюдается самопроизволь-
ное измерение размеров с течением времени. Здесь, по существу,
отсутствует фактор структурной нестабильности, и лишь остается
предполагать, что высокие сварочные напряжения со временем ме-
няют свою величину, приводя к дополнительным деформациям.

Приведенное несоответствие объясняется, по-видимому, тем,
что форма образцов и методы измерения, применяемые исследова-
телями-сварщиками, не позволяют фиксировать малые величины
деформации сварных соединений с течением времени. Это вызвало
16
необходимость более детального рассмотрения причин деформиро-
вания сварных соединений с учетом особенностей как самого свароч-
ного процесса, так и поведения различных материалов во времени.

Известны следующие причины, вызывающие деформирование сварных конструк-
ций с течением времени.

1.	Недостаточная стабильность структуры металла шва (самопроизвольное
превращение некоторых фаз или структурных составляющих в энергетически более
устойчивые).

2.	Релаксация остаточных внутренних напряжений, возникающих в резуль-
тате сварки.

3.	Ползучесть материала (упругое и пластическое последействие).

Деформирование сварных конструкций, связанное со структурными превраще-
ниями, происходит вследствие того, что в результате воздействия термического
цикла сварки на металл в отдельных зонах сварного соединения образуются неустой-
чивые структуры. После сварки в зонах с неустойчивой структурой происходят
структурные превращения, приводящие к образованию добавочных собственных
напряжений, которые деформируют конструкцию. Наибольшее изменение объема
происходит при распаде остаточного аустенита в мартенсит; это изменение в значи-
тельной степени определяется размерами зоны, нагретой до высоких температур,
и скоростью охлаждения.

Изучению свойств и строению продуктов превращения аустенита в зависимости
от скорости охлаждения и температуры* при которой происходит процесс его рас-
пада, посвящены работы [9, 15], в которых, в частности, показано, что в зависимо-
сти от этих факторов можно получить перлит, сорбит, тростит либо мартенсит
(рис. 10).

Перлитное превращение является диффузионным, поэтому с понижением тем-
пературы оно затухает . В противоположность перлитному, аустенитно-мартенсит-
ное превращение характеризуется только перестройкой решетки без изменения
концентрации реагирующих фаз [9, 15] Поскольку превращение является бездиф-
фузионным, то углерод из раствора не выделяется и во время превращения проис-
ходит только перестройка атомов железа Расположенные в аустените в виде гране-
центрированного куба, они перестраиваются во время превращения в объемно-
центрированную решетку, а это, как известно, сопровождается увеличением объема
металла па 1—1,5 % [9]. Превращение аустенита в мартенсит протекает в опреде-
ленном интервале температур (рис. 11).

При охлаждении превращение начинается в точке М, которая определяет на-
чало превращения в мартенсит в рассматриваемой стали. Окончание превращения
соответствует температуре Мк. Одной из основных характеристик, определяющих
положение этих точек, является содержание углерода в стали (рис. 12), а также ле-

Рис 11. Кривая мартенситного пре-
вращения [9] (М — количество мар-
тенсита)

Рис 12. Температурный интервал мар-
тенситного превращения [9]
тирующих элементов [15], таких, как Мп, Сг, №, V, Мо, способствующих пониже-
нию температуры мартенситного превращения. На понижение мартенситных точек
существенное влияние оказывает температура нагрева и выдержка при этой темпе-
ратуре. Повышение температуры нагрева и увеличение времени выдержки перед
закалкой понижает положение мартенситной точки Ми. Это объясняется тем, что
повышение температуры нагрева и выдержки гомогенизирует аустенит и способ-
ствует растворению в нем карбидов. При этом происходит увеличение содержания
углерода в аустените, вследствие чего точки начала (Мн) и конца (Мк) мартенсит-
ного превращения сдвигаются к более низким температурам.

Особенно следует отметить влияние скорости охлаждения на ход мартенситного
превращения. Многочисленные исследования показали, что температура превраще-
ния аустенита в мартенсит не зависит от скорости охлаждения. Однако если скорость
охлаждения не влияет на положение мартенситной точки, то опа определенным
образом влияет иа протекание мартенситного превращения. Установлено, что чем
быстрее проходит охлаждение с температуры Асз до температуры мартенситного
превращения, тем больше образуется мартенсита.

Зависимость количества остаточного аустенита у0Ст от скорости охлаждения УОхл
нелинейна и имеет явно выраженный максимум при определенном значении УОхл
(рис. 13). Об этом также свидетельствует различная степень деформирования с те-
чением времени сварных образцов из стали 25ХГС (рис. 14), охлаждающихся с раз-
личными скоростями при сварке.

Подобное влияние скорости охлаждения ряд авторов [9] объясняет воздей-
ствием напряжений, возникающих при охлаждении. Из литературы [9, 12, 15]
известно, что растягивающие напряжения ускоряют процесс мартенситного распада
аустенита, а напряжения сжатия затормаживают его. Этим объясняется значитель-
ное содержание остаточного аустенита в сварных соединениях низколегированных
сталей при комнатной температуре [23]. Вследствие того, что при охлаждении низ-
колегированных сталей в зоне, нагретой при сварке выше 810 °С (точка стабилиза-
ции аустенитной структуры при нагреве), происходит переход аустенита в мартен-
сит, сопровождающийся увеличением объема металла и образованием в этой зоне
сжимающих напряжений. Наличие значительных напряжений сжатия затормажи-
вает превращение аустенита, в результате чего при полном охлаждении в шве содер-
жится повышенное количество остаточного аустенита, изотермическое превращение
которого при комнатной температуре деформирует сварное соединение.

Природе деформирования сварных соединений с течением времени посвящены
работы [1, 18, 19], в которых показано, что одним из существенных факторов, вы-
зывающих деформирование сварных конструкций с течением времени, являются
структурные превращения. При этом подчеркивается, что данное явление имеет
место преимущественно в легированных сталях (см. рис. 8) и вызывается превраще-
нием остаточного аустенита в мартенсит.

Деформации с течением времени происходят также в сварных соединениях тер-
мически упрочняемых сплав системы А1—2л—М§. В этих сплавах после воздей-
ствия термического цикла сварки в металле шва и околошовной зоне происходят
структурные изменения, связанные с распадом пересыщенного твердого раствора

Рис. 13. Зависимость содержания оста-
точного аустенита от скорости охла-
ждения [9]

Рис. 14. Влияние скорости охлажде-
ния при сварке на деформации во вре-
мени образцов из стали 25ХГСА:
/ — 30 °С/с; 2 — 80 °С/с; 3 — 165 °С/с
Рис. 15. Изменение во времени процентного отно-
шения структурных деформаций к сварочным при
различных режимах старения:

/ — естественное старение при О °С; 2 —- то же, при
2 0 °С; 3 — то же, при 40 °С; 4 — хранение при 20 “С
после искусственного старения

метра кристаллической решетки и приводят к
структурным напряжениям и деформациям (рис. 15).

На основе экспериментальных и теоретических
исследований [21—23] показано, что термический
цикл сварки представляет собой своеобразную тер
мическую обработку, в результате которой в от-
дельных зонах сварного соединения максимальные
температуры, скорости их нарастания и охлажде-
ния изменяются в зависимости от расстояния до оси

шва, что приводит к появлению неодинаковых структур, превращение которых вле-
чет за собой изменение объема, вызывающее деформирование сварных конструкций
с течением времени.

Наряду с образованием неустойчивых структур процесс сварки вызывает не-
равномерный нагрев металла и неравномерное охлаждение. В результате этого
в процессе нагрева в зоне шва образуются пластические деформации укорочения.
При остывании более холодные слои металла препятствуют свободной усадке на-
гретых до высоких температур волокон металла и вызывают их пластическое удли-
нение. Пластические деформации удлинения не компенсируют пластических дефор-
маций укорочения, происходящих при нагреве. Следствием этого является возникно-
вение остаточных растягивающих напряжений, уравновешенных по поперечному
сечению в прилегающем металле напряжениями сжатия. Остаточные растягивающие
напряжения достигают значений от для идеально-пластичного материала и превос-
ходят ат для упрочняющихся материалов.

В сталях, в которых структурные превращения протекают при низких темпе-
ратурах, возможно образование остаточных напряжений от растягивающих напря-
жений, достигающих значений ат, до сжимающих, также достигающих ат.

Характер изменения сварочных остаточных напряжений по ширине соединения
показан на рис. 16 [4, 21].

Известно, что под действием напряжения материал испытывает во времени
пластическое течение.

В сварном соединений волокна металла находятся под действием различных
по величине напряжений и изменение их во времени может привести к деформиро-
ванию сварных соединений вследствие процессов релаксации и ползучести.

Ползучесть представляет собой частный случай пластической деформации,
когда приложенное напряжение во времени поддерживается постоянным. Кривая
ползучести схематически показана на рис. 17.

Начальный участок ОА получается мгновенно при приложении нагрузки. Дефор-
мация на участке кривой ОА еще не характеризует явление ползучести, а является
обычным процессом деформации, возникающим при приложении нагрузки.

Рис. 16. Эпюра остаточных напряжений малоуглеродистой (о) и закаливающейся (б)
стали
Рис. 17. Кривая ползучести

Участок / (ЛВ) представляет неустано-
вившуюся стадию ползучести и характери-
зуется постепенно уменьшающейся скоростью
пластической деформации.

Участок II (ВС) соответствует установив-
шейся стадии ползучести, при которой де-
формации протекают с минимальной постоян-
ной во времени скоростью, зависящей от на-
пряжения и температуры.

Этот участок минимальной скорости ползучести, обычно весьма длительный,
переходит в участок III (СВ), характеризующийся возрастанием скорости дефор-
мации. Испытание заканчивается либо хрупким изломом вблизи точки С, либо вяз-
ким разрушением, сопровождаемым образованием шейки.

При испытании на ползучесть кривые ползучести имеют самый разнообразный
вид. Это объясняется сложностью тех физических процессов, которые протекают
в металле при ползучести. В настоящее время накоплен обширный эксперименталь-
ный материал, на основе которого предложены эмпирические зависимости, описы-
вающие процесс накопления деформации ползучести во времени, а также связыва-
ющие скорость этого процесса с условиями испытания (температура и напряжения)
и структурной стабильностью.

Для описания этих процессов существуют три технические теории ползучести:
старения, течения, упрочнения.

Согласно теории старения, при определенной температуре между деформацией,
напряжением и временем существует постоянная зависимость Ф (е, а, /хр) — 0.

Это предположение равносильно допущению о существовании при определенной
температуре поверхности в координатах в, о, /хр. Рассекая эту поверхность плоско-
стями, перпендикулярными к оси а, получим кривые ползучести, которые описы-
ваются соотношением в = В1хрот Д- о/Е.

В приведенном уравнении время входит как параметр, определяющий свойства
материала с течением времени.

Теория течения предполагает, что при определенной температуре между ско-
ростью пластической деформации, напряжением и временем существует постоянная
зависимость Ф (5, о, /хр) = 0.

Для построения кривых ползучести используется, в частности, степенной закон:

5 = Вот,

где В (/хр) — убывающая функция времени.

Наиболее хорошо теория упрочнения, предполагающая существование функ-
циональной зависимости между напряжением о, суммарной пластической деформа-
цией еил и скоростью суммарной пластической деформации ?пл:

Ф (5пл, еПЛ1 °) — 0,

подтверждается экспериментально.

Согласно этой зависимости с увеличением пластической деформации скорость
деформации при постоянном напряжении уменьшается. Это обстоятельство анало-
гично известному эффекту упрочнения или наклепа при обычной пластической де-
формации. В первом приближении для структурно-устойчивых материалов, т. е.
таких материалов, структура и свойства которых не меняются в результате длитель-
ного пребывания при температуре испытания без нагрузки, можно считать, что сте-
пень упрочнения определяется величиной накопленной деформации. Таким образом,
скорость ползучести в каждый момент определяется величиной действующего напря-
жения и величиной накопленной деформации ползучести.

Многообразие теорий ползучести объясняется тем, что пока еще недостаточно
изучена физическая сущность ползучести металлов, общая же теория должна осно-
вываться на рассмотрении физической природы кристаллических тел [13]. Физиче-
ские теории, к числу которых можно отнести теорию Беккера, использующую пред-
ставление о тепловых движениях атомов, теорию разупрочнения, предложенную
Бойли [27], основаны на атомарном механизме движения различных видов дефек-
тов кристаллической решетки:
точечных (вакансий, межузельных атомов, примесей атомов) которые возни-
кают при наличии градиента химического потенциала;

линейных (дислокаций) — это подтверждается металлографическими исследо-
ваниями, которые показывают, что ползучесть обычно сопровождается образованием
ча поверхности следов скольжения,

поверхностных (границ блоков, двойников), представляющих собой совместное
движение дислокаций, составляющих границы блоков.

Развитие физических представлений о природе пластичности металлов позволит
глубже проникнуть в сущность рассматриваемых явлений. Однако достигнутые
к настоящему времени результаты недостаточны для построения цельной физической
теории ползучести, а зависимости, количественно описывающие эти явления, отсут-
ствуют.

Решающим фактором для процесса ползучести является температура, которая
оказывает большое влияние на критерии ползучести. При низких температурах
 раницы зерен упрочняют металл вследствие того, что происходит атермическое
закрепление дислокаций [23]. Это приводит к концентрации напряжений в пригра-
ничных областях и упрочнению металла.

Другой причиной упрочняющего действия границ зерен является то, что де-
формации в приграничных областях усложнены. Если в объеме зерна скольжение
осуществляется по одной системе плоскостей, то в приграничие областях наблю-
дается множественное скольжение [13, 23, 27]. Увеличение действующих систем
скольжения всегда приводит к более интенсивному упрочнению.

При увеличении температуры и длительном нагружении, когда вероятность
протекания термически активных процессов отдыха возрастает, возможность одно-
временного действия нескольких систем скольжения должна приводить к более
быстрому разупрочнению и снижению сопротивления деформации. При повышен-
ных температурах деформация ползучести происходит за счет проскальзывания
по границам зерен и внутризереппого скольжения.

Таким образом, границы зерен оказывают двоякое влияние па сопротивление
пластической деформации. При низких температурах границы зерен упрочняют
металл, при высоких температурах и длительном нагружении — разупрочняют
металл

Вышеприведенные сведения относятся лишь к одному частному случаю проявле-
ния пластической деформации. Однако необратимый процесс формоизменения может
быть следствием односторонне нарастающей пластической деформации, вызванной
релаксацией напряжений Явление релаксации напряжений представляет собой
процесс самопроизвольного падения напряжений в изделиях, которые работают
в условиях, исключающих возможность изменения линейных размеров в направле-
нии действия сил.

Условия протекания релаксации описываются уравнением

Со = Купр + сп л — сопД	(1)

при еуПр#= сопз1; ецл^=сопз1,

где еупр — упругая деформация; епл — пластическая деформация; г0 - начальная,
а в процессе релаксации суммарная деформация.

В уравнении (1) постоянство суммарной деформации соблюдается вследствие
нарастания пластической деформации во времени за счет уменьшения доли упругой
деформации. Для описания процессов релаксации рядом авторов получены различ-
ные уравнения. Сопоставление теоретических кривых релаксации с эксперимен-
тальными показало, что эти уравнения не дают удовлетворительного описания
процесса релаксации напряжений в металлах. Было показано, что релаксация на-
пряжений в металлах и сплавах при комнатной и повышенной температурах хорошо
описывается уравнением

о = о0ехр(йр/хрр)’	(2)

где р = 0 — 1 — температурно- и структурно-чувствительный параметр; к. — тем-
пературно-чувствительный параметр, зависящий от природы материала.

В случае постоянной деформации процесс релаксации напряжений можно
также описывать с помощью технических теорий ползучести в предположении, что
экспериментально полученные релаксационные кривые имеют два отчетливо выра-
Рис. 18. Релаксационная кривая

жениых участка (рис. 18). Первый участок ха-
рактеризуется резким падением напряжений,
второй — замедленным. На втором участке кри-
вая релаксации асимптотически приближается к
некоторой прямой, параллельной оси абсцисс и
отстоящей от нее на величину того максималь-
ного напряжения, при котором еще не будет
происходить релаксации.

В силу сложности процесса релаксации
перечисленные выше уравнения приближенно

характеризуют лишь частные случаи проявления релаксации. Общие же методы

расчета релаксации должны учитывать запас пластического течения двух одно-

временно протекающих процессов на границах зерен поликристаллического ме-
талла и внутри зерна.

Имеющиеся многочисленные экспериментальные данные свидетельствуют о том,
что релаксация напряжений в металлах является термически активируемым про-
цессом и особенно эффективно проявляется при высоких напряжениях и темпера-
турах.

Значительный интерес представляет также релаксация напряжений при комнат-
ной температуре. В работе [3] приводятся экспериментальные данные для ряда
марок аустенитной стали и железа — армко. Основным выводом в этой работе яв-
ляется утверждение о наличии процесса релаксации при комнатной температуре
в аустенитной стали и в малоуглеродистом а-железе. Значительные исследования
в определении релаксационной стойкости сталей принадлежат Т. И. Волковой.

Из табл. 2 видно, что все исследованные материалы при испытании в течение
достаточно длительного времени релаксируют не только на первом, но и на втором
этапе процесса.

Замечено, что чем выше содержание углерода в углеродистой стали (включая
и малоуглеродистое а-железо), тем меньше скорость падения напряжения во вре-
мени. Величина падения До за время испытания увеличивается при возрастании
начального напряжения. Сталь 40, микроструктура которой содержит перлит в зер-
нистой форме, имеет более высокую релаксационную стойкость, чем при наличии
перлита в форме пластин. Таким образом, можно утверждать, что 53 ООО-ч испыта-

Таблица 2

Материал	М и к р ос тр у ктур а	$0» МПа	м  о &  С9 &	Падение Со, МПа				
				1Э	О о  ь <	О <	о о  О <	ДСГдооО  1	1
Железо—	Полиэдрические зер-	100	526	4	0,8	1,4	1,8	2,5
армко	на феррита	150	789	2,1	2,69	2,6	3,1	4,5
Сталь 20	Феррит-)- пл астинча-	100	512	0,5	0,5	0,5	1,6	1,6
	тый перлит	180	923	1,3	1,3	3,6	4,0	5,8
	Феррит-)-зернистый	100	454	0,9	0,9	0,9	0,9	2,0
	перлит	180	818	2,5	2,5	2,5	3,5	5,6
	Феррито-зернистый	100	357	0	0,4	0,4	1,5	1,5
Сталь 40	перлит	200	714	0,81	0,8	1,8	1,8	1,8
	Феррит-)-пластинча-	100	339	2,1	2,1	2,1	2,2	3,2
	тый перлит	200	677	1,8	1,8	3,1	4,1	5,3
ния доказали наличие процесса релаксации при комнатной температуре и малоугле-
родистом а-железе и в углеродистой стали с содержанием углерода от 0,2 до 1 %,
Из приведенного выше уравнения (2) следует, что по мере уменьшения напря-
жения за счет релаксации упругая деформация также падает. Это определяется
выражением

(3)

где Е — модуль Юнга.

Дифференцируя уравнение епд 4- еупр = сояз1, затем подставляя в уравне-
ние (3) и интегрируя, получим

8пл~®пЛ = (а0-°!)/Е'	<4)

где е“л — пластическая деформация в момент начала релаксации; а0 — напряже-
ние в тот же момент.

Уравнение (4) показывает, что епл увеличивается с уменьшением а. Следова-
тельно, в процессе релаксации ползучесть протекает в условиях уменьшающегося
напряжения и может быть вызвана такими внутренними напряжениями, которые
меняются во времени по произвольному закону.

Следовательно, при переменном напряжении происходит процесс релаксации
и ползучести, так как а (/хр) в данный момент времени определяется долей упругой
деформации, оставшейся к моменту /хр, т. е. зависит от величины пластической
деформации епл (/хр):

О (^Хр) = В [В(| — 8ПП (/хр)] •

Таким образом, напряжение падает с ростом пластической деформации. Рост же
пластической деформации есть ползучесть.

Исходя из этого условия, можно предположить одновременное протекание
релаксации и ползучести (при переменных значениях начальных задаваемых напря-
жений) под действием одних лишь остаточных напряжений [3, 27].

При однородном напряженном состоянии релаксация обычно не сопровождается
внешними деформациями, но в случае неоднородного распределения остаточных
напряжений она наступает прежде всего в наиболее нагруженных волокнах мате-
риала н нарушает существующее равновесие. Нарушение же равновесия внешне
проявляется в возникновении дополнительных деформаций.

Законы релаксации еще более усложняются в сварном соединении. Это объяс-
няется тем, что сварное соединение представляет собой совокупность зон с различ-
ными уровнями остаточных напряжений, различными структурами и механическими
свойствами (а8, ат, ф, 6). Проведенные исследования показывают, что процессы ре-

лаксации различны в одном и том же материале при разных исходных напряжениях,
а релаксационная стойкость в значительной степени зависит от структуры материала
13, 16, 27], Наиболее нестабильной является структура материала, когда в резуль-
тате сварки создается метастабнльное состояние (тетрагональный мартенсит и оста-
точный аустенит).

При сравнении экспериментальных данных (рис. 19) наблюдается различие
«свежезакаленных» н «отдыхающих» образцов, которое обусловлено более резким
проявлением несовершенств упругости. Непосредственно.после закалки нарушение

атомпо-кристаллического строения на границах
максимально, а сопротивление скольжению мини-
мально. После отдыха (вылеживания) степень по-
рядка строения границ увеличивается, в связи с
чем сопротивление скольжению возрастает.

Следовательно, можно заключить, что
деформирование более интенсивно прохо-
дит в сварном соединении в начальный

Рис. 19. Зависимость релаксации напряжений
от структурного состояния стали 127]:

! — отдых 10 мни; 2 — отдых 10 сут; 3 — отпуск
500 °С, 10 ч
момент времени. Дальнейшее же изменение формы и размеров
незначительно, но продолжается длительное время.

В настоящее время существует мнение о том, что сварные кон-
струкции из низколегированных сталей деформируются вследствие
превращения остаточного аустенита в мартенсит, что касается
сварных конструкций из малоуглеродистых и аустенитных сталей,
то они считались геометрически неизменяющимися.

Однако экспериментально полученные кривые релаксации и
ползучести малоуглеродистых и аустенитных сталей свидетель-
ствуют о наличии этих процессов не только при повышенной, но и
при комнатной температурах.

Следовательно, можно предполагать наличие процессов релак-
сации и ползучести в сварных швах при изменяющихся начальных
напряжениях, которые, по всей вероятности, приводят к небольшим
пластическим деформациям. Для определения количественных зна-
чений этих изменений необходимо было провести более точные ис-
следования.

1.4.	ДЕФОРМАЦИИ ВО ВРЕМЕНИ ПРИ НАЛИЧИИ ВНЕШНИХ
ВОЗМУЩЕНИЙ

В первых работах по исследованию размерной стабильности
сварных соединений [1, 18, 19] в основном изучались закономер-

ности деформирования последних при вылеживании в течение дли-
тельного времени (до 1,5 лет) при 20 °С, т. е. в отсутствие каких-либо
внешних возмущений. Однако уже в этих работах указывалось на
то, что путем термического воздействия (высоко- или низкотемпера-
турная термическая обработка, обработка холодом) или механиче-
ской обработки проковкой можно существенно повлиять на каче-
ственную и количественную стороны процесса деформирования:
от практически полного прекращения деформирования после про-
ковки сварного соединения до изменения знака деформирования
на противоположный после обработки холодом [18, 19]. Существен-
ным в этих работах является то, что сварка в жестком закреплении
образцов снижает величину деформаций во времени.

В последующих работах [8] исследование закономерностей по-

слесварочного деформирования с течением времени осуществлялось
при вылеживании сварных образцов (рис. 20) при температурах
существенно выше комнатной (50, 100 °С). Показано, что с ростом

температуры хранения рез-
ко интенсифицируется
процесс самопроизвольно-
го деформирования во вре-
мени (рис. 21). Причем
помимо количественного
изменения изменяется и

Рис 20. Кольцевой образец тав-
рового сечения
Рис 21. Влияние температуры хранения па изме! е-
нне во времени усадочной силы:

1 — 40X13; 2 — сталь ЗоШ

качественный характер деформирования.
Также показано, что в зависимости от ско-
рости охлаждения зон сварного соединения
изменяется величина деформаций во време-
ни. Далее указывается, что посредством

пластического деформирования различных

зон сварного соединения путем обкатки можно в широком диапа-
зоне регулировать величину деформаций во времени вплоть до пол-
ного их устранения либо изменения знака деформирования на про-
тивоположный.

В этой же работе показано, что путем наложения на зону свар-
ного соединения ультразвукового поля можно в значительной
степени за счет ускорения процессов релаксации напряжений сни-
зить величину деформаций во времени. Аналогичный результат
получен автором при наложении на зону сварного соединения не-
равномерного температурного поля с высоким градиентом, что
способствовало снижению уровня остаточных напряжений и стаби-
тизации размеров сварного соединения во времени.

В работе [81 также показано, что повышение температуры окру-
жающей среды при вылеживании интенсифицирует деформирование
сварных соединений во времени.

В этой же работе автор доказывает влияние на стабильность
во времени сварных узлов таких факторов, как жесткость соедине-
ния, механическая обработка резанием и транспортировка. Пока-
зано, что увеличение жесткости, введение поэтапной механической
обработки и специальной оснастки для предотвращения вибрации
и нагружения конструкции собственным весом при транспортировке
позволяет существенно снизить деформирование конструкций во
времени.

Также в данной работе приводятся данные о том, что наложение
на зону сварного соединения динамического знакопеременного
силового поля от внешней нагрузки путем вибрации способствует
ускоренной релаксации напряжений и стабилизации форм и разме-
ров во времени. Аналогичный результат получен при воздействии
на сварное соединение низкотемпературного ноля с высоким гра-
диентом.

Из приведенных данных следует, что вопрос о влиянии внешних
возмущений на размерную стабильность освещен в литературных
источниках весьма ограниченно. Систематизированные исследова-
ния по данной проблеме отсутствуют. Все же вышеперечисленные
сведения из работ различных авторов носят разрозненный характер
и вытекают не из целевых исследований, посвященных данному воп-
росу, а являются как бы попутными при разработке методов раз-
мерной стабилизации. Практически во всех указанных работах
авторы, касаясь данного вопроса, ограничиваются формальной
констатацией фактов, не пытаясь объяснить физику явления. Такое
положение вещей в данном вопросе, на наш взгляд, объясняется
тем, что как уже указывалось в предыдущем разделе, до сих пор
не выяснена в достаточной мере природа послесварочного деформи-
рования с течением времени.

Учитывая тот факт, что в процессе изготовления, хранения,
транспортировки и эксплуатации сварные конструкции испытывают
воздействие широкого круга внешних возмущений, к которым,
как видно из ранее проведенных исследований, крайне чувстви-
тельны основные внутренние факторы сварных соединений, ответ-
ственные за стабильность форм и размеров последних, необходимы
систематизированные исследования по данному вопросу с раскры-
тием механизма явления.

1.5.	МЕТОДЫ СТАБИЛИЗАЦИИ ФОРМ И РАЗМЕРОВ СВАРНЫХ
СОЕДИНЕНИЙ

На практике обеспечить абсолютную неизменность геометрии
сварной конструкции во всем цикле от изготовления до эксплуата-
ции в течение длительного времени (несколько лет) невозможно.
В связи с этим технические условия на изготовление и эксплуата-
цию конструкций задают максимально допустимые отклонения гео-
метрических параметров, наиболее ответственных за точность,
надежность и долговечность конструкции. Непрерывно возраста-
ющие требования к точности, надежности и долговечности сварных
конструкций, как к основным критериям качества последних, по-
стоянно сужают поле допуска на возможные отклонения от опти-
мума геометрических параметров. Иллюстрацией сказанного яв-
ляется тот факт, что немногим более десятилетия назад послесвароч-
ными деформациями во времени ввиду их незначительности в срав-
нении с допускаемыми отклонениями пренебрегали и не принимали
в расчет при проектировании сварных конструкций практически
во всех отраслях производства последних. В настоящее время про-
блема стабилизации форм и размеров встала в ряд актуальнейших,
так как допускаемые отклонения геометрических размеров находятся
на очень высоком уровне и для некоторых сварных конструкций
составляют 10°—10-7.

Обеспечение постоянства форм и размеров конструкций на таком
высоком уровне в течение длительного времени, тем более при жест-
ких эксплуатационных условиях, невозможно без введения в тех-
нологический процесс специальных операций по стабилизации свар-
ных соединений.

Поскольку основными причинами самопроизвольного деформи-
рования сварных соединений являются фазоструктурные превра-
щения, релаксация напряжений, процессы ползучести, авторами
работ [1, 8, 26] сформулированы следующие требования к методам
размерной стабилизации:

1.	Стабилизация неустойчивых структур в зоне сварного соеди-
нения.
2.	Снижение уровня остаточных напряжений.

Причем, если по первому пункту мнения авторов совпадают,
то по второму налицо явное противоречие. Так, по мнению авторов
ряда работ, снижение остаточных напряжений должно быть осу-
ществлено до уровня, не превышающего предел релаксации ма-
териала. В работе же [8] автором делается вывод о том, что основ-
ным условием (по п. 2), определяющим стабильность размеров
сварных соединений, является снятие остаточных напряжений
до уровня, при котором в сумме с рабочими напряжениями они не
превосходят предела текучести. Если с первыми авторами можно
согласиться, то вывод автора работы [8] не кажется столь право-
мерным, так как из него следует, что в частном случае, когда рабочие
напряжения равны нулю, уровень остаточных сварочных напря-
жений величиной, равной пределу текучести, вполне допустим и
обеспечивает стабильность форм и размеров сварных конструкций
во времени, что явно противоречит истине.

Для снижения уровня остаточных сварочных напряжений суще-
ствует широкий круг апробированных и высокоэффективных мето-
дов обработки сварных соединений. Основные теоретические поло-
жения и практические рекомендации по применению этих методов
для различных материалов и конструкций подробно освещены в ра-
ботах [4, 5, 21, 26] и др.

Многие из известных методов снижения остаточных напряжений,
описанные в указанных работах, по сути являются комплексными,
так как позволяют параллельно со снижением уровня остаточных
напряжений полностью либо частично стабилизировать неустойчи-
вые структурные составляющие. Особенно эффективны в этом отно-
шении высокий отпуск сварных соединений (общий или местный),
позволяющий наряду с практически полным снятием остаточных
напряжений (до 90 %) стабилизировать неустойчивые фазострук-
турные составляющие. Теория отпуска сварных соединений и кон-
кретные практические рекомендации по его применению для раз-
личных конструкционных материалов наиболее полно представлены
в монографии Винокурова В. А. [5].

Однако несмотря на большой объем литературных источников по
проблеме снижения остаточных сварочных напряжений и много-
численность разработанных и успешно апробированных методов
обработок на практике не всегда удается в полной мере ими вос-
пользоваться. В основном это связано с тем, что применение такого
радикального метода, как отпуск сварного соединения (высокий
либо средний), недопустимо по техническим условиям на изготовле-
ние сварной конструкции, а применение методов, основанных на
силовом воздействии на конструкцию, недостаточно стабилизирует
метастабильные структуры либо также ограничено техническими
условиями (приборостроение).

В некоторых же случаях [8], когда сварной узел имеет значи-
тельные габариты, применение общего отпуска экономически нецеле-
сообразно; применение же местного отпуска из-за большой протяжен-
ности сварных швов приводит практически к тем же результатам.
Рис 22 Схема стабилиза-
ции размеров сварных со-
единений методом МНТО:
1 — кварцевая трубка со
спиральным нагревателем;
2 - медный, охлаждаемый
пробочной водой холодиль*
ник, 8 — сварной шов

и

По этим и многим другим причинам зачастую требуется разра-
ботка специальных методов обработки сварных соединений конструк-
ций с целью их стабилизации во времени. При этом, исходя из вы-

шеизложенного, приходится решать весьма сложную задачу, так как
разрабатываемый метод обработки, помимо высокой эффективности
в плане прямого его назначения, т. е. обеспечения постоянства
геометрических размеров во времени, должен вписываться в требо-
вания технических условий на изготовление конструкции, быть
технологичным, производительным и экономически целесообразным.

В связи с тем, что (при всей своей актуальности) проблема обес-
печения долговременной размерной стабильности сварных соедине-
ний существует лишь около двух десятилетий, к настоящему вре-
мени имеется крайне ограниченное число разработанных методов
собственно стабилизации [8, 26]. Все эти методы, за малым исключе-
нием, обеспечивают повышение стабильности сварных соединений
за счет снижения исходного уровня остаточных напряжений. В ра-
боте Г26 ] наряду со снижением уровня остаточных напряжений
за счет выдержки в течение 2 ч при -(-250 °С достигается частичная
стабилизация мартенсита закалки.

Авторами разработаны методы стабилизации, основанные па
наложении на зону сварного соединения динамического поля на-
пряжений от источника ультразвуковых колебаний (ультразвуковая
обработка — УЗО) и неравномерного температурного поля с высо-
ким градиентом с выдержкой в течение 2 ч (местная низкотемператур-
ная термическая обработка — МНТО).

В первом случае стабилизация достигается путем снижения
исходного уровня остаточных напряжений за счет разупрочнения
материала в процессе УЗО (эффект Лангепеккера). На сварных

соединениях из структурно-ста-
бильных сталей, снижение уровня
остаточных напряжений достигает
50 % и более. На этих же образ-
цах показана принципиальная
возможность перевода исходных

Рис. 23. Остаточные напряжения в об-
разце после сварки и МНТО:

I — I — 200 °С, /ВЫД =1 я; 2 — бев обра-
ботки
растягивающих напряжений в сжимающие, что свидетельствует о вы-
соких потенциальных возможностях данного метода. Также пока-
зана возможность стабилизации геометрических размеров сварных
соединений из метастабильных сталей (сталь 35, 40X13 и др.), име-
ющих в зоне сварного шва после сварки высокий уровень сжима-
ющих напряжений.

При МНТО [26] стабилизация сварного соединения осуществ-
ляется за счет одновременного снижения уровня остаточных напря-
жений и частичной стабилизации мартенсита закалки. Схема обра-
ботки представлена на рис. 22. Снижение остаточных напряжений
в зоне сварного шва достигает 60 %, за счет чего снижается уровень
деформаций во времени (рис. 23).

В работе [8] приводятся данные о том, что низкотемпературная
локальная термообработка сварных соединений трубчатых металло-
конструкций обеспечивает снижение остаточных сварочных напря-
жений на 40—50 %.

В этой же работе приводятся данные о том, что разработанный
метод стабилизации сварных соединений путем вибрационного
воздействия позволил снизить пиковые растягивающие остаточные
напряжения: на сталях до 50, алюминиевых сплавах до 40 и на ти-
тановых сплавах до 70 %, что позволило значительно уменьшить
деформации сварных соединений во времени.
ГЛАВА 2

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОЦЕССА САМОПРОИЗВОЛЬНОГО
ДЕФОРМИРОВАНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

2.1.	МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ РАЗМЕРНОЙ НЕСТАБИЛЬНОСТИ

Главной методологической трудностью при изучении процессов
самопроизвольного деформирования во времени как самих конструк-
ционных материалов, так и их сварных соединений является выбор
измерительных средств для регистрации деформаций с течением
времени. Причина этого заключается в том, что эти деформации
лежат на уровне 10-8—10-4, что на несколько порядков ниже оста-
точных сварочных деформаций, применительно к которым разрабо-
тано подавляющее большинство методик и средств измерения.

Если в области исследования размерной стабильности кон-
струкционных материалов имеются методы регистрации деформа-
ций чувствительностью до 6-Ю”8 [27], то применительно к сварным
соединениям наиболее чувствительная методика позволяет фикси-
ровать деформации па уровне 10-5 [26].

По этой причине в исследованиях [8, 18, 19], посвященных
изучению проблемы стабилизации сварных соединений, авторы были
вынуждены пойти по компромиссному пути и для частичной компен-
сации низкой разрешающей способности средств измерения (чув-
ствительность ±10 мкм) проводить исследования на крайне металло-
емких и крупногабаритных образцах (см. рис. 7). Но даже такой
ценой им пе удалось повысить чувствительность выше 10-4. В ре-
зультате авторы этих работ пришли к неверному выводу о неизмен-
ности геометрических размеров сварных соединений из структурно-
стабильных сталей.

В последующих исследованиях чувствительность методики изме-
рения была существенно повышена (до 10-5) благодаря применению
принципиально новых средств измерения. В качестве измеритель-
ного прибора был использован теодолит ТБ-3, оснащенный систе-
мой автоколлимации. В процессе исследований фиксировались
угловые перемещения сварного соединения путем измерения базо-
вого угла между нормалями к зеркальным датчикам, закрепленным
либо притертым в краевых зонах сварного образца (см. рис. 14).
Точность методики измерения (±0,3 мкм) позволила существенно
уменьшить размеры кольцевого образца (по сравнению с более
ранними работами [18, 19]) при сохранении чувствительности на
уровне 10”5, что позволило авторам исправить ошибку предшествен-
ников в оценке стабильности сварных соединений из структурно-
стабильных сталей и поднять уровень исследований на качественно
новую ступень.
Однако данная методика также не лишена ряда существенных

недостатков, основными из которых являются:

1.	Сложность изготовления образцов и высокий процент отхо-
дов при механической обработке.

2.	Низкая производительность процесса измерения и необхо-
димость применения юстировочного лазера ЛГ-55 в измерительной

цепи.

3.	Быстрый выход из строя (ухудшение качества) зеркальных
оптических датчиков, находящихся в процессе вылеживания образ-
цов при повышенных температурах (до 150 °С).

4.	Сложность измерения остаточных сварочных напряжений

и их перераспределение в процессе вылеживания.

5.	Неизбежная погрешность измерения, причина которой зало-
жена в самой методике.

Вышеперечисленные недостатки (пп. 4 и 5) могут привести к по-
явлению на снятой деформационной кривой необъяснимых с точки
зрения физики процесса скачков, имеющих амплитуду, которая
превышает в некоторых случаях чувствительность метода измере-
нья более чем на порядок (рис. 24).

Проведенными нами исследованиями установлено, что основная
причина появления систематической ошибки при измерении по дан-
ной методике заключена в неучете имеющих место отклонений
оси, соединяющей оптические центры зеркальных датчиков, от го-
ризонта (рис. 25). Рас м трение и анализ метрологической схемы
измерения показывает, что отклонение оси АВ от горизонта АС
приводит к тому, что в этом случае фиксируется не истинное зна-
чение угла <р, а его проекция на горизонтальную плоскость (а).

Рис. 24. Кривые деформирования пло-
ских образцов во времени:

I в ПО известной схеме измерения; 2 —
по разработанной схеме

Рис. 25. Метрологическая схема изме-
рения угловых деформаций по извест-
ной методике <р = агссоз (соз а соз Р)
Трудно определить, что между основными углсйыми величинам при
такой схеме измерения имеется следующая зависимость:

соз ф - сох а - сок р
или

Ф — агссоз (соз а«соз Р).	(5)

Анализ вероятностных ошибок при минимально принятом зна-
чении угла р = 10' показывает, что при величине базового угла <р,
принятой для кольцевого образца 15—60' (после сварки), ошибка 6
может составить 5 —180", что явно недопустимо, так как сводит на
нет все преимущества высокочувствительных средств измерений.
Корректировка измеряемого угла по формуле (5) позволила прак-
тически полностью исключить систематическую ошибку 6, что
хорошо доказывается плавностью снятых деформационных кривых.

Однако высокая трудоемкость пересчета углов по формуле (5)
требует привлечения ЭВМ, к тому же остаются неустраненными
недостатки методики по пп. 1—4,

Все это потребовало радикальной доработки методики. В этой
связи были проведены экспериментальные исследования по выбору
оптимальных типоразмеров элементарного сварного образца. Из ус-
ловия максимального приближения с геометрической и термоде-
формационной точек зрения к реальному сварному узлу приемле-
мым является плоский образец с проплавленной кромкой (рис. 26).
По толщине (1,2 мм) и по термическому циклу в процессе наложе-
ния на кромку ниточного шва соблюдается достаточно хорошая
качественная имитация процесса сварки реального сварного узла,
что также убедительно подтверждается измерением поля остаточных
сварочных напряжений (см. рис. 17).

Для измерения остаточных послесварочных деформаций в крае-
вых зонах образцов жестко крепились посредством пайки зеркаль-
ные оптические датчики. Исходный угол ф0 между нормалями к зер-
кальным плоскостям датчиков выставлялся по шаблону на уровне
90 ± 0,5°. Измерения остаточных деформаций по углу <р производи-
лись по известной методике. Ошибка в измерениях, о чем указыва-

Рис. 26. Плоский сварной образец с одним (а) и двумя (б) зеркальными датчиками
соответственно по разработанной и известной методикам:

I — датчик зеркальный; II — сварной шов; III — паяный шов
Рис 27. Схема измерительного стенда

нии), поскольку остаточные деформации на несколько порядков
выше.

Для регистрации наблюдаемых в процессе вылеживания свар-
ных образцов деформаций измерительная цепь была изменена.
Взамен дорогостоящего юстировочного лазера ЛГ-55 в измеритель-
ную цепь включили специальное многоиозиционпое приспособле-
ние 4 с автономным нагревателем 5 (рис. 27), обеспечивающее бес-
переустановочпый цикл измерения 24-х плоских сварных образ-
цов 2 на весь период их вылеживания (до 4000 ч). Температура
вылеживания регулируется ЛАТРом от 20 до 250 СС, питающимся
от специального источника стабилизированного напряжения 36 В.
Контроль за температурным режимом осуществляется пирометриче-
ским прибором с помощью трех термопар типа ТХАП диаметром
0,2 мм, приваренным к образцам-свидетелям и установленным с ша-
гом 120°. Геометрическая жесткость системы теодолит ТБ-3 (7) —
объект (приспособление 4) контролируется по базовому зеркаль-
ному датчику 3, жестко закрепленному в корпусе приспособле-
ния, и по датчикам на образцах-свидетелях. Измерения должны
производиться в помещении с колебаниями температуры ±1 °С.

Для регистрации деформаций во времени с использованием
данного приспособления была несколько изменена конструкция
образцов (см. рис. 26). Вместо обычных двух был припаян один
зеркальный датчик 3. Угловая ориентация датчиков относительно
оси образца зависит от его дальнейшего положения в приспособле-
нии, т. е. номера ячейки, для каждой из которых (точнее говоря,
для 12-ти из 24-х) были изготовлены шаблоны, с помощью которых
достигается пересечение нормалей к оптическим датчикам, при-
паянным к образцам, в точке, являющейся оптическим центром
теодолита — точка пересечения вертикальной оси теодолита и оси
автоколлимационной трубы (рис. 27). Здесь следует особо отметить,
что датчики вынесены из зоны нагрева, в чем также заключается
одно из немаловажных преимуществ разработанной методики,
поскольку устраняются погрешности от снижения качества зер-
кальной поверхности и увеличивается срок их службы.

2 Сагалевич В. М. и др.	33
Рис. 28 Метрологическая схема измерения угловых де-
формаций по разработанной методике

Метрологическая схема измерения угловых де-
формаций сварных образцов во времени представ-
лена на рис. 28.

Согласно этой схеме, угол у является исход-
ной координатой оптического датчика А, закреп-
ленного на исследуемом образце, по отношению
к горизонтальной плоскости ОВВ' и является кон-
стантой для расчета угловых перемещений во
времени. Угол а представляет собой проекцию
искомого угла поворота нормали ф на горизон-
тальную плоскость. Угол 0 является проекцией
искомого угла ф на вертикальную плоскость ОЛ'В'.
т. е приращением угла у во времени.

Угол поворота нормали датчика ф, представляющий собой

искомую величину угловой деформации плоского образца во вре-

мени, связан с вышеуказанными угловыми

параметрами следующим

соотношением:

соз2 ф — 11 — соз2 у (1 — соз2 а)/2 ] соз3 0.

При кажущейся громоздкости данного соотношения вычисление
угла ф в значительной степени упрощается, если учесть то обстоя-
тельство, что в реальной действительности углы ф, а и 0 есть не
что иное, как бесконечно малые величины, за исключением угла у,
изменяющегося для данного приспособления от 0 до 20°. Проведя
на этом основании несложные преобразования, получим следующую
зависимость:

Ф = |/ 1 — (1 — соз2 уа2) (1 — 02)

или

Ф == / 1 - - (1 — соз2 уа2 — 02 + соз2 уа202).	(6)

Последним слагаемым в подкоренном выражении соотноше-
ния (6) можно пренебречь как бесконечно малой величиной высшего
порядка малости Отсюда зависимость (6) приводится к виду

Ф = /соз2 уа2 -|- 02.

Учитывая то, что величина соз2 у является постоянной для каж-
дого образца на весь цикл исследования, целесообразно обозначить
ее через Д'.

В итоге получаем

Ф = у7 Ла2 — 02.

Очевидно, что вычисление угла ф по полученному соотношению
не представляет никаких затруднений.

Разработанная методика и оснастка для исследования самопро-
извольного деформирования во времени сварных соединений ли-
34
шена недостатков старой методики [26] и обладает рядом преиму-
ществ:

1.	Снижена величина ошибки до уровня собственно погрешно-
сти прибора (ТБ-3), равной ±1", за счет чего точность и стабильность
процесса измерения повысилась.

2.	Уменьшена в 2 раза потребность в дефицитных и дорогостоя-
щих оптических датчиках.

3.	Значительно упрощено расчетное соотношение по определению
угловых деформаций во времени.

4.	Новая конструкция образца позволяет упростить измерения
поля остаточных сварочных напряжений, о чем будет сказано ниже.

Методика, описанная выше, может с успехом применяться как
для исследования долговременной размерной стабильности сварных
соединений, так и самих конструкционных материалов при ком-
натной и повышенных температурах, а также для оценки влияния
на размерную стабильность внешних возмущений и эффективности
методов стабилизации.

Поскольку одним из главных факторов, ответственным за раз-
мерную нестабильность во времени, является поле остаточных
сварочных напряжений, был изучен характер и уровень их рас-
пределения в сварных соединениях после сварки на различных
этапах вылеживания при комнатной и повышенной температуре,
влияние на него внешних возмущений и методов размерной стаби-
лизации.

С этой целью были проведены исследования по разработке мето-
дики и оборудования для измерения остаточных сварочных напря-
жений в плоских сварных образцах (см. гл 4).

2.2. ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
НА РАЗМЕРНУЮ СТАБИЛЬНОСТЬ ОСНОВНОГО МЕТАЛЛА

Экспериментальное исследование влияния механической обра-
ботки на деформации сварных соединений с течением времени про-
изводилось на кольцевых образцах (см. рис. 20) из низко-, высоко-,
средне-, малоуглеродистой и аустенитной сталей 25ХГГС, 40X13,
35Ш, СтЗ и 12Х18Н10Т, а также технического титана ВТ1-0 в ин-
тервале температур 20—150 °С. Эти сплавы выбраны потому, что
они нашли широкое применение в производстве сварных конструкций.

В табл. 3 приведен номинальный химический состав наиболее
характерных сталей, % (остальное железо).

Механические свойства в зависимости от принятых режимов
термической обработки для сталей 35, 40X13 и технического титана
ВТ 1-0 приведены в табл. 4, 5 и 6 соответственно.

Известно, что в процессе изготовления образцов или деталей в них возникают
остаточные напряжения, существующие в образцах при отсутствии внешних воздей-
ствий (силовых и температурных), условно разделяющиеся на макро- я микро-
напряжения. При оценке влияния остаточных напряжений на деформации детали
учитывается действие макроскопических напряжений. Образование остаточных
напряжений при различных технологических процессах происходит различным об-
разом. В основе их возникновения лежат необратимые объемные изменения в мате-
Марка стали	с	31	Мп	141	Сг	8	р	Си
Сталь 35	0,32—0,4	0,17—0,37	0,5—0,8	0,25	0.25	0,04	0,04	0,25
СтЗ	0,12—0,2	0,12—0,3	0,4— 0,65	—	—	0,055	0,045	—
25ХГС	0,25	1,0	1,0	—	1.0	—	—	—
40X13	0,35-0,44	0,6	0,6	12,0—  14,0	—	—	—	—

риале. Так как кольцевые образцы изготавливаются путем механической обработки,
то целесообразно рассмотреть остаточные напряжения, возникающие после нее.

Особенности этих остаточных напряжений состоят в том, что они действуют
только в поверхностных слоях глубиной в несколько десятых долей миллиметра.
Однако, как показывает опыт эксплуатации, они могут достигать значительной ве-
личины и влиять на размерную стабильность. Остаточные напряжения от механи-
ческой обработки возникают вследствие пластической деформации при силовом воз-
действии и нагревании поверхностных слоев [27]. Выделение тепла в процессе реза-
ния приводит к большим температурным градиентам и напряжениям, превосходя-
щим предел текучести материала. Возникшая пластическая деформация укорочения
после установления нормальной температуры в детали вызывает появление растяги-
вающих остаточных напряжений.

В некоторых случаях в результате больших температурных перепадов, кроме
остаточных напряжений, следует учитывать структурные и вызываемые ими объем-
ные изменения вследствие перехода структуры металла из неустойчивого состояния
в устойчивое.

В условиях эксплуатации или даже хранения происходят процессы релаксации
остаточных напряжений и структурных превращений. Как известно, эти процессы
при повышенных температурах протекают интенсивно, но в некоторых случаях они
происходят и при нормальной температуре, приводя к появлению деформаций и
перемещений.

Исследование зависимости размерной нестабильности от меха-
нической обработки проводилось на кольцевых образцах, изгото-
вленных точением из цилиндрической заготовки диаметром 100 мм.
В процессе механической обработки в поверхностных слоях обра-
зуются остаточные напряжения, которые могут быть причиной

Таблица 4

Термическая обработка	Предел проч- ности ав, МПа	Предел теку- чести 2. МПа	Относи- тельное уплине- пне б, %	Относи- тельное сужение , %	Твер- дость НВ, МПа	Ударная вяз- кость КСУ, МДж/м2
Нормализация 860— 880 °С	560- 660	320	21	45	—	0,9
Нормализация 860— 880 °С и высокий отпуск 600— 640 °С	510—730	350—460	23—33	49-69	1430—  1830	—
Закалка 840—860 °С в воду, отпуск 500 °С, охлаждение на воздухе	910—1040	710—870	11—15	52—56	2600—  3110	
Термическим обработка	Предел проч- ности ав, МПа	Предел теку- чести а .  О’ 2 МПа	Относи- тельное удлине- ние б, %	Относи- тельное сужение %	Твер- дость Н13, МПа	Ударная вяз- кость, КСУ,  МДж/м2
Закалка 950 —1000 °С в масле и отпуск 550 С	960--95Е	830- 832	12,4—  13,4	63,4 -  65.4	1510	1,0—0.95
Закалка 950--1000 °С	1260—	1002	13,2—	56.2-	3700—	0,564—
в масле и отпуск 200 ЭС	1280		13,6	58.4	3800	0,56
Отжиг 760 °С, 2 ч, охлаждение ча воз-	630	420	30	72	1700—  1950	—
ду хе  Отжиг 870 °С, охла- ждение 15—25 Юс, далее на воздухе	500	280	35	73	1210—  1870	—

значительных отклонений размеров от их среднего значения,
происходящих вследствие неравномерной релаксации напряжений.

Из анализа результатов испытания кольцевых образцов при
температурах 20, 70, 100 °С следует, что изменение угла между
зеркальными поверхностями образцов в течение одного года для
различных материалов составляет 20—40". При этом необходимо
отметить, что большие изменения соответствуют более высокой
температуре хранения.

Для того чтобы исключить фактор нестабильности, вносимой
механической обработкой, при оценке влияния сварки на поведение
соединений во времени термическую стабилизацию размеров образ-
цов для снятия возникших напряжений целесообразно проводить
после механической обработки.

Как видно из приведенных в табл. 7 данных, термическая обра-
ботка практически полностью стабилизирует размеры образцов
во времени.

На основе анализа термических способов стабилизации была
разработана специальная технология изготовления, которая обес-

Таблица 6

Термическая обработка	Предел проч- ности ав, МПа	Предел теку- чести  МПа	Относи- тельное удлине- ние б, %	Относи- тельное сужение Ч'. %	Твер- дость НВ, МПа	Ударная вяз- кость КСУ, МДж/м2
Отжиг 860 °С, 1,5 ч	450- 600	380- 500	20	45	1700—  2070	0,7
Отжиг 525 °С, 1,5 ч	450—600	380- 500	22—40	45—55	1800—  2100	
Марка стали	Снос об изго- товле- ния	Вид термической обработки	Изменение угла				
			исход- ный  замер	через 30  сут	через 2 мес	через 6 мес	через 12 мес
Сталь 35	Точение из прутка	Закалка 840—860 °С в воду и отпуск при 500 °С	1' 10"	1' 14"	1' 13"	1' 10*	1' 14"
СтЗ	То же	Отжиг при 500 °С, 1,5 ч	4' 38"	4' 40"	4' 36"	4' 30'	4' 32"

печивает получение образцов с минимальными остаточными напря-
жениями и требуемыми механическими характеристиками. Это дости-
галось с помощью применения апробированных режимов термиче-
ской обработки, которая производилась в производственных усло-
виях с использованием стандартного оборудования.

Рассмотрим более подробно технологический процесс изгото-
вления кольцевых образцов на стали 35, состоящий из следующих
операций:

1.	Нарезка заготовок диаметром <1 = 100 мм и длиной I =
= 350 мм.

2.	Черновая обработка и разрезка заготовки на кольца 4 =
= 96 мм, I = 14 мм.

3.	Термическая обработка (закалка 840—860 ЭС в воду и отпуск
при 500 °С с последующим охлаждением на воздухе).

4.	Предварительная механическая обработка с припуском на
размер по 2—3 мм.

5.	Стабилизирующий отжиг в вакууме при 420—450 °С в тече-
ние 5 ч.

6.	Окончательная чистовая обработка, фрезерование контроли-
рующих поверхностей с небольшим надрезом посередине.

7.	Стабилизирующий отжиг (150—170 °С).

8.	Механическая обработка по доведению контролирующих по-
верхностей до зеркального блеска, после чего производится окон-
чательная разрезка кольца.

2.3.	ИССЛЕДОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИЙ КОЛЬЦЕВЫХ ОБРАЗЦОВ

Исследование деформации сварных соединений производилось
также на кольцевых образцах таврового сечения (см. рис. 20).
Сварное соединение на кольцевых образцах выполнялось посред-
ством переплава буртика на полке тавра аргонодуговой сваркой
с использованием режимов, наиболее часто применяемых в произ-
водственных условиях. В частности, сварка производилась при
токе /св = 30 А, напряжении 1/д = 10 В и скорости сварки исв =
= 0,9 см/с. Непосредственно перед сваркой и после нее автокол-
38
лимаЦиойным способом замерялся угол между зеркальными поверх-
ностями, расположенными по обе стороны от прорези образца.
Разность между двумя замерами является величиной, которая
характеризует степень деформации образцов, вызванной процессом
сварки. Ниже приведены данные о деформации кольцевых образ-
цов из разных сталей после сварки.

Среднее изменение угла от свар-
ки ........................

Средняя величина усадочного
усилия от сварки, И ...

Анализируя полученные результаты,

Сталь 35Ш	40X13	Сталь 20	СтЗ
13'	8'	52'	47,5'
136	83,5	525	480

следует отметить, что

деформации, возникающие при сварке, могут иметь различную
величину в зависимости от свариваемого материала.

В зависимости от теплофизических свойств материала один и тот же источник
тепла может вызвать различные температурные поля, а следовательно, и отличаю-
щиеся сварочные деформации. При этом деформации определяются как неравномер-
ностью нагрева, так и теми объемными изменениями, которые происходят в мате-
риале вследствие структурных превращений, вызванных нагревом. При сварке
сталей, не испытывающих структурных превращений в процессе нагрева и охлажде-
ния, или сталей, структурные превращения у которых происходят при весьма вы-
соких температурах (СтЗ), деформации полностью определяются неравномерностью
нагрева. Неучет структурных превращений в малоуглеродистой стали объясняется
тем, что в области высоких температур, согласно схематизированной диаграмме
стт—I (рис. 29), предел текучести материала принимается равным нулю, а это зна-
чит, что происходящие при высоких температурах структурные превращения прак-
тически никак не отражаются па образовании остаточных напряжений и деформа-
ций [4].

Как уже отмечалось ранее, кроме тепловых сварочных деформаций в средне-
углеродистых и легированных сталях (сталь 35, 40X13) возникают деформации,
вызванные структурными превращениями, которые происходят в зоне, нагретой
в процессе сварки выше температуры начала Дсх и конца Асг образования аустенита.

При остывании распад аустенита в мартенсит в зависимости от химического
состава и скорости охлаждения может происходить при низких температурах и
сопровождаться резким увеличением объема [9, 13] (рис. 30).

В случае, когда объемные изменения происходят при низких температурах,
металл уже приобретает упругие свойства н сопротивляется образованию структур-
ных деформаций. Результирующая деформация будет зависеть от соотношения
температурных и структурных деформаций.

Из
видно,
сварки

приведенных ранее данных
что величина деформации от
в образцах из сталей 40X13

6

б,

0	100 200 300 ЧОО 500 1 '0

Рис. 29. Схематизированная зависи-
мост <гт стали от температуры [4, 5]

/ — при нагреве; 2 — при охлаждении
малоуглеродистой стали; 3 — при охла-
ждении закаливающейся стали [4}
Рис. 31. Изменение усадочной силы:

а — в первые сутки вылеживания при 20 °С; б — в первые месяцы вылеживания при 20 еС
1 — 40X13; 2 — сталь 35Ш; 3 — ВТ-1; 4 — сталь 20; 5 — СтЗ

и 35Ш во много раз меньше деформации образцов из сталей СтЗ и
сталь 20. Это связано с тем, что в сталях 40X13, 35Ш при охлаж-
дении происходят структурные превращения (аустенит превращается
в мартенсит), которые почти полностью компенсируют температур-
ные деформации.

После сварки в течение длительного времени исследования
деформации сварных образцов проводили в различных температур-
ных условиях. Образцы хранили на стеллажах в специальном поме-
щении при 20 и 100 СС в термошкафах, а образцы из стали 35Ш
выдерживали также при 70 и 150 °С.

Постоянство температуры в условиях хранения поддерживалось
круглосуточно с точностью ±1 °С.

Измерение деформации производилось автоколлимационным спо-
собом при температуре 20 ± 1 °С. Поэтому образцы, хранившиеся
при 70, 100, 150 °С, после извлечения из термошкафов охлаждали
до 20 ± 1 °С.

Для получения более полного комплекса данных о деформа-
циях для каждой стали было взято по три образца. В первые 10 сут.
после сварки замеры углов производили ежедневно, а в последу-
ющие 10 сут вследствие уменьшения величины деформации — через
каждые 3 сут и так далее до 2 мес. В дальнейшем замеры проводили
через 15—20 сут.

Результаты наблюдения за образцами свидетельствуют о том,
что в большей или меньшей степени сварные соединения различных
материалов изменяют свои размеры во времени даже при комнатной
температуре (рис. 31, а), причем величина и характер этих изме-
нений зависят от марки материала и определяется в основном полем
остаточных напряжений и структурной стабильностью сварного
соединения. В сталях со стабильной структурой (СтЗ, сталь 20),
не испытывающих фазовых превращений в интервале температур,
при которых проводились исследования, наблюдается снижение
40
усадочной силы, т. е. происходит уменьшение величины прорези
образца. Что же касается сварных соединений с нестабильной струк-
турой в зоне сварного шва, то деформации их зависят от степени
закалки и количества остаточного аустенита. Если в сварных со-
единениях (25ХГС, ЗОХГСА, 12Х5МА) после сварки содержится
значительное количество остаточного аустенита, то в процессе
вылеживания вследствие превращения остаточного аустенита в мар-
тенсит деформации происходят в направлении уменьшения усадоч-
ного усилия от сварки (закрывание прорези образца). Количество
остаточного аустенита зависит от скорости охлаждения. В случае,
когда в процессе сварки в результате быстрого переохлаждения
аустенит практически полностью превращается в мартенсит (сталь 35,
40X13), то деформация с течением времени определяется в основном
процессом отпуска мартенсита закалки и происходит в направлении
увеличения усадочного усилия от сварки.

Процесс деформирования, как это следует из приведенных кри-
вых (рис. 31, а), интенсивно проходит в первоначальный период,
который для большинства рассматриваемых марок сталей соот-
ветствует одному месяцу. В дальнейшем в течение весьма длитель-
ного времени наблюдаются монотонные изменения с затухающей
скоростью (рис. 31, б). Деформации сварных образцов с течением
времени в значительной степени зависят от температуры хранения.
Повышение температуры до 100 °С приводит в большинстве материа-
лов к увеличению деформации по сравнению с деформацией при
комнатной температуре в 3—5 раз (рис. 32, а). Это объясняется
тем, что с ростом температуры интенсифицируются процессы релак-
сации остаточных напряжений и структурных превращений. Струк-
турные превращения при нагреве в основном определяются распа-
дом мартенсита закалки — пересыщенного твердого раствора а.

Рис 32 Изменение усадочной силы.

з — в первые сутки вылеживания при 100 °С; б — в первые месяцы вылеживания при 100 °С;
1 — 40X13; 2 — сталь 35Ш; 3 — В1-1; 4 — СтЗ
ЛРус/Рус., У

1 = 100°С

Рис. 33 Относительные изменения уса-
дочного усилия во времени:

1 — 40X13; 2 — сталь 35Ш; 3 — СтЗ

Однако характер деформирова-
ния сварных образцов в течение
одного года при 100 °С не изме-
няется (рис. 32, б).

Анализ экспериментальных
данных свидетельствует о том, что

в сварных соединениях большинства материалов происходят значи-
тельные деформации во времени. Причем для сталей 40X13 и 35Ш
доля этих изменений от сварочного усадочного усилия составляет
40—60 % (рис. 33).

Понижение температуры до —50 °С и хранение образцов в этих
условиях не приводит к заметным деформациям. Исключение со-
ставляют образцы из стали 40X13 (см. рис. 21), деформации кото-

рых происходят в результате превращения остаточного аустенита

в мартенсит, а величина их определяется количеством аустенита
в сварном шве. Это значит, что не для всех материалов можно сде-
лать однозначные выводы о характере деформирования их сварных
соединений с течением времени.

2.4.	ДЕФОРМАЦИИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

Среднеуглеродистые конструкционные стали (в том числе и
сталь 35) широко распространены как в точном приборостроении,
так и в точном машиностроении и других отраслях промышленности
и народного хозяйства [27].

Исследования основных закономерностей послесварочного де-
формирования во времени, природы этого явления, факторов, влия-
ющих на него (внешние возмущения, конструктивные и технологи-
ческие факторы), и разработка методов и оборудования для размер-
ной стабилизации были сконцентрированы на среднеуглеродистой
конструкционной стали 35.

В разделе 2.3 представлены результаты работы [26 ] по иссле-
дованию и изучению закономерностей послесварочного деформиро-
вания во времени для различного класса конструкционных сталей,
в том числе п стали 35. Однако в литературе отсутствуют данные
о связи деформаций во времени с перераспределением во времени
эпюры остаточных напряжений.

Ввиду того, что исследование самопроизвольного деформирова-
ния сварных соединений из стали 35 имело целью изучение природы
этого явления, выявление взаимосвязи в количественном и каче-
ственном аспекте деформаций во времени с изменением поля оста-
точных сварочных напряжений и фазоструктурного состава пред-
ставлялось первоочередной задачей.

В связи с этим методика исследования включала в себя следующие
основные этапы:
1.	Исследование самопроизвольного деформирования во вре-
мени сварных образцов из стали 35 при комнатной температуре
и при 100 °С.

2.	Измерение поля остаточных сварочных напряжений на раз-
личных этапах вылеживания сварных образцов из стали 35.

3.	Анализ структурно-напряженного состояния и его стабиль-
ности в процессе самопроизвольного деформирования сварных
соединений из стали 35 в случае вылеживания при комнатной и
повышенных температурах.

4.	Дифференцированное исследование стабильности различных
с фуктурно-напряженных зон сварного соединения в процессе
вылеживания при различных температурах.

5.	Экспериментально-аналитическое объяснение природы само-
произвольного деформирования сварных соединений из среднеугле-
родистых конструкционных сталей с течением времени.

Методика исследования самопроизвольного деформирования во
времени заключалась в следующем:

1.	Термическая обработка заготовок плоских образцов по ре-
жиму: закалка с 850 °С в воду, отпуск при 500 °С, 1,5 ч;

2.	Чистовое фрезерование в размер.

3.	Отпуск при 400 °С, 1 ч.

4.	Крепление на образцах зеркальных оптических датчиков
посредством низкотемпературной пайки и измерение исходного
угла <р0.

5.	Сварка (проплавка кромки) образцов на режиме /св = 304-
4-32 А, иа = 94-10 В, осв = 0,3 м/мин, аргонодуговым способом
на постоянном токе неплавящимся электродом. Для обеспечения
получения жесткого термического цикла, имеющего место при
сварке с местным теплоотводом реальных изделий, использовалось
специальное приспособление с прижимными, охлаждаемыми про-
точной водой медными шинами.

6.	После полного остывания образцов производился повторный
замер угла <рсв и расчет его изменений от сварки.

7.	Переустановка по шаблону датчиков и установка образцов
в многопозиционное приспособление с автономным нагревом.

8.	Исходный замер положения нормалей зеркальных оптических
датчиков по координатам аир согласно ранее описанной метроло-
гической схеме измерения деформаций во времени. Замер произ-
водится после выравнивания исследуемой температуры вылеживания
по всему объему приспособления (через 10—15 мин после установки
образцов и теплоизолирующего кожуха, поскольку образцы уста-
навливаются в нагретое приспособление), если измерения проис-
ходят при повышенной температуре вылеживания.

9.	Повторные измерения с целью регистрации деформаций во
времени в следующей периодичности: первую неделю через сутки,
а в дальнейшем через неделю. Общий цикл исследования продол-
жался в течение 1,5 мес. (1000 ч) при 20 и 100 °С.

Колебания температуры вылеживания при повышенной темпе-
ратуре не превышали ±5 °С, а при комнатной ±1 °С.
&Ч>	Ьу/ЬРсиУ'

Рис. 34. Деформации во времени об-
разцов из стали 35

Рис. 35 Относительные деформации
образцов из стали 35 во времени

10.	В процессе исследования через 5 и 20 сут вылеживания при
повышенной температуре (100 °С) по три образца вынимались из
приспособления для измерения полей остаточных напряжений.
Измерение полей остаточных напряжений производилось также
сразу после сварки и после окончания цикла вылеживания по ранее
изложенной методике

Для проверки надежности методики измерения деформаций
во времени в приспособление на весь цикл исследования устанавли-
вались с угловым шагом 120° три образца-свидетеля (без переплавки
кромки). За весь цикл исследований при повышенной температуре
максимальное отклонение от исходного значения координат норма-
лей датчиков образцов-свидетелей не превысило 5" при 100 °С.
При температуре вылеживания 20 ± 1 °С колебания не превышали
2". Колебания, на наш взгляд, объясняются незначительными пере-
мещениями приспособления относительно теодолита при колебаниях
температуры приспособления (±5 °С) и окружающей среды (±1 °С).
Однако указанные перемещения легко устраняются юстировкой
системы теодолит—объект регулировочными микровинтами но ба-
зовому оптическому датчику, впаянному в корпус приспособления
(см. рис. 27), что и делалось при каждом замере.

Кривые деформирования сварных образцов из стали 35 пред-
ставлены на рис. 34 и 35.

Анализ характера и величин деформаций во времени позволяет
сделать следующие выводы:

1.	Самопроизвольное деформирование сварных соединений из
стали 35 происходит во всем исследованном температурном диапа-
зоне (от 20 до 100 °С) и во всем цикле вылеживания (до 1,5 мес),
не заканчиваясь им.

2.	Интенсивность протекания деформаций во времени макси-
мальна в начальный период вылеживания (первые 5 -10 сут). За пять
суток вылеживания величина деформаций достигает 40—60 %
максимального значения за весь цикл исследования. В дальнейшем
интенсивность деформирования монотонно затухает.

3.	Знак самопроизвольного деформирования во времени при
повышенных температурах совпадает с остаточными сварочными
44
деформациями. В случае вылеживания при комнатной температуре
такой однозначности не наблюдается, деформирование возможно
как в сторону увеличения, так и в сторону снижения остаточных
сварочных деформаций.

4.	Величина деформаций во времени (как было сказано в п. 3)
и знак существенно зависят от температуры и составляет: при ком-
натной температуре вылеживания через 40 сут (~1000 ч) — 504-70";
при температуре вылеживания 100 °С через 40 сут — 2ч-3'. В про-
центном отношении к остаточным сварочным деформациям дефор-
мации через 40 сут составляют соответственно при 20 °С— 5 %,
при 100 ‘С — 15 % (рис. 35).

5.	Характер деформирования (по и. 2) мало зависит от тем-
пературы.

Таким образом, проведенные исследования свидетельствуют о том,
что данные по размерной стабильности сварных соединений из
стали 35, полученные на кольцевых образцах [26], хорошо согла-
суются в качественном аспекте с результатами, полученными на
плоских образцах. Существенная разница в количественном отно-
шении, на наш взгляд, объясняется следующим:

1.	Сварка кольцевых образцов осуществлялась без применения
местною теплоотвода, что предопределяет более низкую скорость
охлаждения зон сварного соединения, нагретых выше Лс1 и Ас3,
и, как следствие, отличие в полях остаточных напряжений по сравне-
нию с плоским образцом.

2.	Жесткость кольцевого образца значительно ниже, чем плоского.
Так, момент инерции кольцевого образца составляет 0,02 см4,
а плоского 0,15 см4. Разница в жесткости (по У более чем в 7 раз),
безусловно, также влияет на адекватность полей остаточных напря-
жений и в еще большей мере на величину упругих деформаций об-
разцов при снижении уровня напряжений в процессе вылеживания.

3.	Значительная потенциальная погрешность методики реги-
страции деформаций во времени (о чем говорилось в 2.1), при незна-
чительности объема исследований, также снижает надежность ко-
личественных характеристик, полученных на кольцевых образцах.

Для объяснения качественных и количественных характеристик
процесса самопроизвольного деформирования сварных образцов
из стали 35 во времени, полученных в настоящей работе, необходимо
выяснить природу этого явления. Однако для этой цели полученных
результатов недостаточно, поскольку деформации во времени яв-
ляются следствием внутренних качественных и количественных
изменений структурно-напряженного состояния. Одним из показа-
телей этих изменений, по мнению большинства исследователей,
является перераспределение поля остаточных сварочных напря-
жений в процессе вылеживания.

2.5.	ДЕФОРМАЦИИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Как было сказано выше, в работах [18, 19, 26] были исследо-
ваны деформации сварных соединений из аустенитных сталей при
комнатной температуре, однако только в работе [26 ] за счет при-
меиейия совершенной методики и точных средств измерения удалось
их обнаружить и определить для этих сталей некоторые качествен-
ные закономерности процесса самопроизвольного деформирования.
Но учитывая тот факт, что в этих работах был исследован процесс
изменения размеров сварных соединений с течением времени только
при комнатной температуре и без учета влияния на него конструк-
тивных и технологических факторов и различных внешних воз-
мущений, необходимо было провести целенаправленные комплекс-
ные исследования по определению количественных и качественных
закономерностей процесса деформирования с течением времени
сварных соединений коррозионно-стойких аустенитных сталей и
влияния па этот процесс вышеуказанных факторов. Эго в конечном
итоге позволит установить механизм явления и разработать методы
и оборудование для стабилизации размеров. Основным объектом
исследования служили образцы, показанные на рис. 26. Для оценки
влияния на деформацию во времени и остаточную сварочную дефор-
мацию конструктивной жесткости изменялась высота образца Н,
(см. рис. 36), при неизменности всех остальных геометрических
параметров. Зависимость остаточных сварочных деформаций от
высоты образца Н показана на рис. 37, из которого видно, что с уве-
личением высоты образца К (т. е. и конструктивной жесткости, так
как все остальные геометрические размеры не меняются) происхо-
дит нелинейное уменьшение остаточных сварочных деформаций.
В диапазоне изменения К от 25 до 70 мм этот процесс наиболее ин-
тенсивный.

Для выяснения основных причин, ведущих к размерной
нестабильности сварных соединений, и установления причинно-
следственной взаимосвязи между ними, выявления превалирую-
щего фактора, вызывающего деформирование во времени, ис-

следования проводили по следующей

1.	Исследование деформаций с те-
чением времени сварных образцов из
стали 12Х18Н10Т в диапазоне темпе-
ратур от —60 до +110 °С.

2.	Измерение поля остаточных
сварочных напряжений и количе-

1 ,	175 180

методике.

и 50 60 15 100 120

О,
мм

Рис. 36. Сварной образец:

1 — базовые сверления; 2 — сварной шов

Рис, 37. Зависимость остаточных сва-
рочных деформаций плоских образцов
от высоты
ственного содержания ос-фазы на различных этапах хранения свар-
ных образцов.

3.	Анализ структурно-напряженного состояния и его стабиль-
ности в процессе самопроизвольного деформирования сварных
соединений при хранении сварных образцов из стали 12Х18Н10Т
при температурах —60, —20, -ф-20, -(-60, -(-110 °С.

4.	Дифференцированное исследование стабильности различных
структурно-напряженных зон сварного соединения в процессе хра-
нения в диапазоне температур от —60 до -|60 °С.

5.	Экспериментально-теоретическое объяснение механизма само-
произвольного деформирования сварных соединений нержавеющих
аустенитных сталей во времени.

Начальным этапом выяснения природы процесса изменения
геометрических форм и размеров сварных соединений с течением
времени явилось исследование деформаций во времени сварных
плоских образцов, проплавленных по кромке. Методика исследова-
ния заключалась в следующем:

1.	Фрезерование в размер.

2.	Термическая обработка заготовок плоских образцов из стали
12Х18Н10Т (аустенитизация, I = 1050 г-1100 °С, /хр = 2 ч).

3.	Крепление на образцах зеркальных оптических датчиков,
нанесение базовых сверлений для прибора измерения фазового
состава и деформометра.

4.	Измерение исходного угла гр”ач и фазового состава металла
пс поперечному сечению образца.

5.	Сварка (расплавление кромки образца) на режиме: 7Св —
= 60-н65 А; [/д = 144-16 В; о0В = 16-4-20 м/ч.

Сварка автоматическая аргонодуговая неплавящимся вольфра-
мовым электродом. Для обеспечения жесткого термического цикла,
имеющего место при сварке реальных изделий, использовалось
специальное зажимное приспособление с водяным охлаждением
мест контакта приспособления с образцом.

6.	После полного остывания образцов до температуры 20 °С
производились повторные замеры <р^он, определение остаточной
сварочной деформации <рсв ср”ач — ч)"<>п и фазового состава ме-
талла после сварки, а также измерение поля остаточных сварочных
напряжений 1 рода по методике Н. Н. Давиденкова [2] (см. гл. 4).

7.	Установка образцов в многопозиционное приспособление или
криогенные камеры (в случае исследования деформаций при отри-
цательных температурах), проведение начальных замеров нормалей
оптических датчиков по координатам аир.
8.	Повторные замеры угловых параметров а и р и фазового
состава металла в поперечном сечении образца в следующей перио-
дичности: первую неделю через 1 сут., далее через 5 сут. до оконча-
ния всего цикла хранения, равного 40 сут. (—1000 ч).

9.	Измерение поля остаточных сварочных напряжений произво-
дилось, как уже было сказано выше, сразу после сварки, через
1 неделю хранения и после окончания всего цикла хранения.

Для проверки надежности методики определения деформаций
во времени в каждой партии образцов, хранящихся при определен-
ной температуре, имелся один образец без сварного соединения
(образец-свидетель).

Кривые деформирования для К — 25 мм представлены на рис. 38.
ГЛАВА 3

СТАБИЛЬНОСТЬ ФАЗОСТРУКТУРНОГО СОСТАВА

3.1.	ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Жесткий термодеформационный цикл сварки характеризуется
весьма высокими скоростями нагрева и охлаждения свариваемого
металла в комплексе со значительными температурными градиентами,
существенными упруго-пластическими деформациями обоих знаков
и временными температурными напряжениями. В результате после
сварки зона сварного соединения, а в ряде случаев и удаленные
периферийные области, представляют собой вследствие крайней хи-
мической, фазоструктурной и напряженно-деформированной неод-
нородности как бы конгломерат разнородных по своим физическим
свойствам сплавов. Причем вследствие указанных причин термо-
динамическая устойчивость этих зон и областей минимальна, и за
счет флуктуации энергии и концентрации многие из них сразу после
сварки переходят в более устойчивое состояние, изменяя при этом
интегральные параметры как всей термодинамической системы,
так и отдельных ее агрегатов. При этом неизбежно изменяются
во времени и физические характеристики материала. Поскольку
размерная нестабильность сварных соединений и конструкций в ко-
нечном счете является следствием этих процессов, то представляет
значительный интерес регистрация с течением времени изменений
фазоструктурного и напряженно-деформированного состояния в ми-
кро- и макрообъемах. Параллельное измерение во времени на уровне
макро- и микрообъемов структурно-чувствительных параметров
и внешних деформаций системы позволит определить корреляцион-
ную связь между ними, глубже изучить природу нестабильности
геометрических форм и размеров и существенно повысить точность
и надежность методов ее прогнозирования и диагностики.

Почти все свойства структурно-чувствительны. Примером структурной нечув-
ствительности может являться, например, намагниченность насыщения (удельный
магнитный момент) ферромагнетика, которая равна сумме атомных моментов в еди-
нице объема вещества. Однако все свойства зависят от фазового состава сваривае-
мого материала в конкретной зоне.

В металлофизике при изучении кинетики фазоструктурных превращений ши-
роко используются физические методы исследований [14, 16, 27]. Сущность этих
методов сводится к тому, что изменение фазоструктурного состава металла, как пра-
вило, сопровождается изменением его физико-механических характеристик. По изме-
нению последних можно исследовать кинетику процесса фазоструктурных превра-
щений. К физическим методам металловедения можно отнести:

а)	измерение плотности металла при его гидростатическом взвешивании;

б)	дилатометрирование, т. е. определение изменений коэффициента темпера-
турного расширения металла;
в)	измерение теплопроводности металла;

г)	измерение теплоемкости металла;

д)	определение удельного электрического сопротивления металла,

е)	определение магнитной восприимчивости вещества,

ж)	определение магнитной проводимости вещества;

з)	измерение внутреннего трения в металле.

С этой целью в исследованиях были использованы методы опре-
деления: магнитной восприимчивости вещества; удельного электри-
ческого сопротивления; коэрцитивной силы. Кроме того, был ис-
пользован метод измерения микротвердости металла, как характе-
ристики его механических свойств. Этот выбор объясняется тем, что
при распаде остаточного аустенита и мартенсита происходит резкое
изменение магнитных свойств металла, в то время как при старении,
согласно данным работы [23], изменений магнитных свойств металла
не происходит, по изменяются его электрическое сопротивление
и твердость.

3.2.	методика исследования стабильности
ФАЗОСТРУКТУРНОГО СОСТАВА

3.2.1.	Методы измерения электрического сопротивления и микротвердости

Определение изменений электрического сопротивления исследуе-
мых’образцов в процессе их хранения позволяет определять кине-
тику термического или деформационного старения металла сварного
соединения, а также кинетику фазовых превращений в нем.

Удельное электрическое сопротивление металла образца опре-
деляется из простого соотношения

р = $8'1^,

где 7? — полное электрическое сопротивление образца постоянному
электрическому току; 5 — сечение рабочей части образца; /ир —
приведенная длина рабочей части образца, которая определяется
при нулевом замере его электрического сопротивления.

При этом удельное электрическое сопротивление материала
определяется по эталонному образцу, изготовленному из того же
материала, что и исследуемый образец.

Для изотермических условий можно записать

Р Ро !-Арпл ]-АРф гАРст,	(7)

где Арпл — приращение удельного электрического сопротивления
за счет пластической деформации металла, которая сопровождается
увеличением плотности точечных и линейных дефектов металличе-
ской решетки; Дрф — приращение удельного электрического со-
противления за счет протекания фазовых превращений в металле
исследуемого образца; Дрст — приращение удельного электриче-
ского сопротивления за счет протекания процессов старения металла,
свариваемого с увеличением или уменьшением искажений металличе-
ской решетки.
Рис. 39. Принципиальная схема определения удель-
ного электросопротивления

Кроме того, удельное электрическое
сопротивление проводника с током линей-
но зависит от его температуры:

р Ро И + а (/ — 20) ],

где I — температура образца при измере-
нии электрического сопротивления, °С;
а — температурный коэффициент материа-
ла образца (берется по справочным дан-
ным).

Поэтому при измерении электрического
учитывать температуру окружающей среды

сопротивления следует
и вносить соответству-

ющую поправку в полученные результаты измерений.

Как показывает формула (7), удельное электрическое сопроти-
вление зависит от многих различных факторов и не позволяет оце-
нить величину каждого из них в отдельности. Однако если измене-

ние электрического сопротивления определяется лишь одним из
представленных факторов, например старением, или только фазо-
выми превращениями, то кинетику этого процесса можно опреде-
лить, построив зависимость изменения удельного электрического
сопротивления металла образца от времени его храпения.

Измерение изменений удельного электрического сопротивления
металла различных зон сварного соединения производится на образ-
цах-темплетах, вырезанных из соответствующих зон сварного со-
единения.

Для измерения электрического сопротивления образцов исполь-
зовался метод двух вольтметров, сущность которого сводится к срав-
нению падения напряжений на двух активных сопротивлениях,
одно из которых является эталонным, а другое искомым, при их
последовательном соединении. Принципиальная схема установки
для проведения исследований представлена па рис. 39. Установка
состоит из приспособления для крепления образцов с серебряными
контактами — электродами, медного эталонного сопротивления /?э,
источника питания постоянного тока УИП-2, микровольтметра
В2-11, используемого в качестве предварительного усилителя напря-
жения, и двух цифровых вольтметров В7-16 и В7-18.

Перед проведением каждого замера образец в местах контакта
с электродами приспособления тщательно протирается ацетоном
для удаления загрязнений и жировых пятен. После этого образец
устанавливают в приспособление, пропускают через него постоянный
электрический ток, величина которого определяется падением на-
пряжения на эталонном сопротивлении. Величина эталонного со-
противления составляла

0,661 [1 -( 0,00657 (/ — 20)],
где / — температура окружающей среды, °С.
Сила тока, протекающего в цепи, задавалась источником посто-
янного тока У И П-2 путем плавной регулировки ею выходного
напряжения в пределах 100- 300 мА, что позволяло не учитывать
нагрев проводников током.

Электрическое сопротивление образца определяется падением
напряжения между измеряемыми базами образца по следующей
зависимости:

К =- УЛи.,

где /70б — падение напряжения между измеряемыми базами образца;

— падение напряжения на эталонном сопротивлении; /?э — вели-
чина эталонного сопротивления.

Один образец имеет четыре измерительных базы и, следовательно,
позволяет произвести четыре замера электрического сопротивления.
В качестве окончательного результата измерений берется среднее
арифметическое этих четырех замеров. Таким образом, окончательно
получаем

п	\ I

Лр= 2 ^об- 5КЭ [п/пр- 6'э[1 Н«(/-20)]} Ро, (8)
V—!	] |

где V. об — падение напряжения на г-й базе измеряемого образца;

— падение напряжения на эталонном сопротивлении; /?э —
величина эталонного сопротивления; /пр — приведенная длина рабо-
чей части образца; 5 = 2x8 мм2 — сечение рабочей части образца;
п = 4 — число измеряемых баз на одном образце; а — температур-
ный коэффициент изменения электрического сопротивления мате-
риала образца; I — температура окружающей среды в момент про-
ведения замера, ЭС; р0 —• начальное значение удельного электриче-
ского сопротивления материала исследуемого образца.

Следует отметить, что перед началом работы установка в течение
1 ч прогревалась на холостом ходу. Последнее необходимо для
выравнивания температур, а следовательно, и электрического со-
противления в местах соединительных контактов установки. На-
стройка приборов выполнялась в соответствии с инструкцией по их
эксплуатации с применением эталонных образцов и приборов.

Измерение изменений микротвердости металла так же, как и
изменений его электрического сопротивления, позволяет определить
кинетику процесса деформационного или термического старения
металла сварного соединения из малоуглеродистой стали в про-
цессе его хранения. Измерение микротвердости проводилось на
плоских образцах с оплавленной кромкой. Образец зачищался и
полировался но боковой поверхности оплавленной кромки, после
чего он подвергался травлению. Замер микротвердости проводился
в ста точках вдоль оплавленной кромки. В качестве окончательного
результата принималось среднее арифметическое этих замеров.
Измерения проводились по стандартной методике с применением про-
мышленного прибора ПМТ-3. Масса груза составляла 100 г, а дли-
тельность ее воздействия в процессе замера одной точки 10 с.
52
Измерение микротвердости металла оплавленной кромки образца
повторялось через определенные промежутки времени. Сравнение
полученных результатов позволяло проследить процесс изменения
микротвердости металла сварного соединения с течением времени
и тем самым качественно оценить процесс изменения его фазострук-
турного состава.

3.2.2.	Метод определения магнитной восприимчивости

Сварка как технологический процесс получения неразъемного
соединения характеризуется высоколокальным введением тепловой
энергии в металл, в результате сварочного термодеформационного
цикла в деталях и узлах появляются остаточные сварочные деформа-
ции и напряжения, последние могут превосходить предел текучести
материала, достигая, в частности, для Сг—коррозионно-стойких
сталей 900 МПа. Этому способствует то, что нержавеющие аустенит-
ные стали имеют низкий коэффициент теплопроводности, высокий
коэффициент линейного расширения и склонны к упрочнению. Нали-
чие полей остаточных растягивающих напряжений I рода и пласти-
ческой деформации, согласно работам 115, 24], приводит в некото-
рых областях к распаду аустенита, т. е. к фазовому превращению и
появлению а-фазы. На основании этого разработка методики и обо-
рудования для определения фазового состава этих сталей явилась од-
ной из важных методологических задач исследований.

Для определения фазового состава аустенитных сталей суще-
ствует ряд методов. Одна часть из них основана на металлографиче-
ских исследованиях с последующей статистической обработкой, дру-
гая—на определении магнитных свойств материала. Чисто аустенит-
ная структура немагнитна, а при появлении в ней других фаз, т. е. при
распаде аустенита при фазовом превращении у -> а, материал ста-
новится магнитным, причем количественное содержание а-фазы опре-
деляет магнитные свойства материала. Регистрируя магнитные свой-
ства материала непрерывно в течение определенного промежутка
времени, можно по ним определить соответствующее изменение фазо-
вого состава металла за тот же период времени. Так как остаточные
сварочные напряжения имеют большой градиент по ширине образца,
о чем уже было сказано выше, то метод определения фазового состава
металла обязательно должен позволять проведение замеров с очень
малым шагом. С этой целью была разработана специальная установка
для измерения фазового состава металла по поперечному сечению
плоского образца. Она состоит из серийно выпускаемого прибора
ферритометра ФА-1М и специально изготовленного приспособления
для точного перемещения и фиксации чувствительного элемента
прибора (магнитного датчика). Схема работы прибора представлена
на рис. 40. Прибор ФА-1М позволяет измерять содержание магнит-
ной фазы в нержавеющих аустенитных сталях от 2 до 60 %. Чувст-
вительным элементом прибора, реагирующим на количественное со-
держание магнитной фазы, является специальный магнитный датчик.
Принцип работы прибора основан на определении силы отрыва по-
Рис 40 Принципиальная схема прибора ФА-1М

6

стоянного магнита от поверхности испы-
тываемого металла. Сила притяжения, рав-
ная силе отрыва магнита, в сталях аус-
тенитного класса возрастает с увеличением
содержания магнитной фазы а. Прибор
устроен и работает следующим образом.
Постоянный цилиндрический магнит 1
закреплен на стержне 2, жестко связан-
ном с подвижной рамкой 3, вращающейся
в постоянном магнитном поле 4. При про-
пускании тока через рамку возникает маг-
нитный момент, стремящийся повернуть
ее и оторвать цилиндрический магнит от
поверхности образца 5. При определенном
значении тока наступает равновесие и маг-

нит отрывается от поверхности, ток отрыва автоматически регистри-
руется электронным устройством 6. Количество магнитной фазы
в процентах определяется косвенным методом с помощью тарировоч-
ного графика по току отрыва. Тарировочный график для ряда не-
ржавеющих аустенитных сталей прилагается в паспорте прибора.
11орядок изменения следующий. В образце или детали сверлят ба-
зовые отверстия диаметром 2,2—3 мм по линии, перпендикулярной
линии замера а-фазы. Расстояние между отверстиями 130 ± 0,5 мм.
В эти отверстия вставляются две передние конические опоры при-
способления для перемещения, а третья такая же опора опирается
на поверхность образца или измерительного стола, если образец
узкий. Благодаря этому достигается жесткая связь приспособления
с образцом. Вращая винт, магнитный датчик можно перемещать с
шагом 0,1 мм (величина перемещения регистрируется по линейке
и лимбу соответственно шкале грубого и точного отсчета),
а также фиксировать его в любом положении для проведения замера.
Таким образом можно определить фазовый состав металла по любой
линии. Замеры а-фазы в плоских сварных образцах, проплавленных
по кромке, производились в поперечном сечении образца, начало за-
меров — в зоне сварного шва.

3.3.	РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ СТАБИЛЬНОСТИ
ФАЗОСТРУКТУРНОГО СОСТАВА

3.3.1.	Сварные соединения малоуглеродистых сталей

Исследование стабильности фазсструктурного состава металла
сварного соединения малоуглеродистой стали является крайне важ-
ной задачей, так как, согласно данным работы [23], самопроизволь-
ное деформирование этих соединений в процессе их хранения сопро-
вождается распадом остаточного аустенита и старением ферритной
фазы.
Для изучения стабильности фазоструктурного состава металла
сварного соединения в процессе храпения использовали физические
методы исследования, а именно метод электросопротивления, метод
измерения магнитной восприимчивости вещества и метод контроля
микротвердости металла, которые подробно описаны в предыдущих
разделах.

Для проведения исследований использовались специальные об-
разцы-темплеты, общий вид которых показан на рис. 41. Для изго-
товления таких образцов на лист из стали 20 наплавлялся валик
ручной электродуговой сваркой покрытыми электродами. Получен-
ное усиление шва удалялось фрезерованием. Из полученного стально-
ного листа образец вырезался таким образом, чтобы наплавленный
валик расположился вдоль рабочей части образца. Так как при вы-
резании образца происходит его разгружениеот остаточных напряже-
ний, то в процессе последующего его хранения образец нагружался
дополнительными механическими напряжениями. Таким образом,
темплет представляет собой образец — имитатор сварного соедине-
ния и условия работы темплета соответствуют условиям работы ме-
талла сварного соединения при хранении сварной конструкции.

Всего для проведения исследований стабильности фазоструктур-
ного состава металла сварного соединения было изготовлено 24 об-
разца. Так как исследования проводились при нормальной (20 °С) и
повышенных (60 и 100 °С) температурах хранения, то все образцы
были разделены на три равные партии, по восемь в каждой. Нулевой
замер на всех образцах производился спустя 3 ч после проплавления
их заготовок. Указанное время было необходимо для вырезания тем-
плета из проплавленной заготовки. На каждом темплете замер элек-
трического сопротивления, магнитной восприимчивости и микротвер-
дости его металла производился практически одновременно, после
чего темплет нагружался необходимыми механическими напряже-
ниями и помещался в термический шкаф для последующего хранения.
Интервал времени между последующими замерами составлял 240 ч,
или 10 сут. При этом через 240 ч хранения образцы извлекали из тер-
мического шкафа, охлаждали, если это было необходимо, до комнат-
ной температуры и разгружали от дополнительных механических
напряжений. Только после этого на образцах производили сначала
замеры электрического сопротивления, затем измерения магнитной
восприимчивости и микротвердости металла. После этого темплеты

295

Рис. 41. Образец-темплет для исследований
опять нагружали и помещали в термический шкаф до следующего
замера и т. д.

Результаты измерения удельного электрического сопротивления
металла сварного шва, выполненного покрытым электродом на листе
стали 20, показаны на рис. 42. Здесь приведены зависимости удель-
ного электрического сопротивления р от времени хранения сварного
соединения при различных температурах. Из представленных ре-
зультатов следует, что в процессе хранения сварного соединения из
малоуглеродистой стали электрическое сопротивление металла свар-
ного шва уменьшается. Однако это уменьшение, особенно при ком-
натной температуре хранения образца, незначительно и не превы-
шает 1 %. С повышением температуры хранения снижение электри-
ческого сопротивления металла сварного шва возрастает. Так, при
повышении температуры хранения с 20 до 60 °С падение электриче-
ского сопротивления возрастало в 1,5 раза, а при последующем по-
вышении температуры хранения до 100 °С — еще в 2 раза. Так как
измерение электрического сопротивления производится на тех же
базах, что и измерение удлинения образца, то на одном темплете од-
новременно можно производить измерения электрического сопро-
тивления его рабочей части.

Принимая во внимание, что в проведенных исследованиях при
одних и тех же условиях испытывали восемь образцов, то получен-
ные результаты (см. рис. 42) представляют среднее арифметическое
32-х замеров электрического сопротивления на восьми аналогичных
образцах. Результаты измерений магнитной восприимчивости ме-
талла сварного соединения из малоуглеродистой стали показаны
на рис. 43. Измерения проводили с двух сторон образца через за-
грубляющую прокладку из оргстекла, поперек его рабочей зоны.
Шаг между двумя измеряемыми точками при перемещении датчика
ферритометра относительно измеряемого образца составлял 0,5 мм.
Таким образом, каждая точка на рис. 43 есть среднее арифметическсе
256-ти замеров магнитной восприимчивости металла сварного шва
на восьми аналогичных образцах. Результаты, представленные на
рис. 43, позволяют сделать вывод, что изменения магнитных свойств

Рис. 42. Изменение удельного электро-
сопротивления при вылеживании:

Л — 20 °С; В — 60 °С; В — 100 °С

Рис. 43. Изменение магнитной вос-
приимчивости при температурах вы-
леживания:

Л — 20 °С; В — 60 "С; В — 100 °С
Рис. 44. Приращение микроТвердости при
температурах вылеживания:

Л - 20 °С; Н - 60 СС; В — 100°С

отнесены за счет погреш-

металла сварного соединения мало-
углеродистой стали в процессе хране-
ния практически не обнаружено. Сде-
ланный вывод оказывается справедлив
во всем диапазоне исследованных тем-
ператур хранения от 20 до 100 °С.
Некоторые весьма незначительные и
бессистемные колебания магнитной
восприимчивости металла сварного
шва в процессе измерений могут бь

пости примененной методики измерений и субъективных ошибок
оператора.

На рис. 44 показано изменение микротвердости металла шва
сварного соединения малоуглеродистой стали в процессе его хране-
ния. Для измерения микротвердости металла в трех местах рабочей
зоны, с двух сторон образца были отполированы площадки размером
8X8 мм. На каждой из этих площадок, направленных поперек об-
разца, производилось десять замеров микротвердости металла с шагом
0,5 мм. Таким образом, каждой точке на рис. 44 соответствует 60 заме-
ров микротвердости металла.

Результаты, приведенные на рис. 44, показывают, что в процессе
хранения твердости металла сварного соединения возрастает. При-
рост твердости металла особенно заметен при повышении темпера-
туры его хранения. Так, если при нормальных условиях, когда тем-
пература хранения металла составляет 20 °С, металл практически не
упрочняется, то при температуре 100 °С прирост твердости металла
составляет уже 6—8 %.

Полученные результаты, а именно незначительное уменьшение
удельного электрического сопротивления металла сварного соедине-
ния, повышение его микротвердости и неизменность его магнитных
свойств в процессе хранения, позволил сделать вывод, что металл
сварного соединения малоуглеродистой стали в процессе хранения
претерпевает старение, которое изменяет его физико-механические
свойства. Процесс старения металла сварного соединения носит за-
тухающий характер, но не прекращается даже по истечении 720 ч,
или 30 сут, хранения образцов.

3.3.2.	Сварные соединения аустенитных сталей

Согласно данным работы [9] аустенитные стали являются струк-
турно-стабильными материалами, однако исследования по оценке
структурной стабильности сварных соединений этих материалов до
сих пор практически не проводились. Кривые, показывающие коли-
чественное содержание а-фазы по поперечному сечению образца после
сварки, приведены на рис. 45. Вследствие большого коэффициента
линейного расширения, малой теплопроводности и упрочнения в об-
Рис. 45. Распределение а-фазы по Попе-
речному сечению образца после сварки при
различной высоте к:

1 — 25 им; 2 — 60 мм; 3 — 75 мм; 4 —
100 мм; Г — до сварки

разцах после сварки возникают
значительные сварочные остаточ-
ные напряжения, достигающие по
своей величине в шве и околошов-
ной зоне, как видно из рис. 46,
800 МПа, т. е. в 2,5—3 раза превос-
ходят предел текучести материала,
но уменьшающиеся с большим гра-
диентом. Зона пластических дефор-
маций по ширине образца достига-
ет 6—8 мм. Как видно из рис. 45,
в исходном состоянии, т. е. до свар-
ки, а-фаза имеется лишь на кром-
ках образца, как следствие на-

клепа, полученного при вырубке образцов из листан их последующей
механической обработке. Количественное содержание а-фазы незначи-
тельно, примерно до 1 %; зона, в которой она находится, имеет ши-
рину ~1,5 мм. Максимальное содержание а-фазы приходится на са-
мую кромку образца, далее ее количество уменьшается до нуля по
нелинейному закону. После сварочного термодеформационного цикла,
согласно экспериментальным данным, в шве и околошовной зоне
максимальное содержание а-фазы достигает ~10 %, далее по ширине
образца происходит резкое его уменьшение до нуля. Ширина зоны,
в которой имеется а-фаза после сварки, достигает ~5 мм. Анализи-
руя рис. 45, следует отметить, что влияние высоты образца й как
одного из параметров конструктивной жесткости не изменяет каче-
Рис. 48. Изменение фазового состава во Рис. 49. Зависимость приращения а-фа-
времени при различных температурах: зы от температуры вылеживания

1-----60 «С; 2----20 °С; 3--ь 20 °С+ —

+ 60 ’С

ственной картины распределения а-фазы в поперечном сечении
после сварки, однако содержание а-фазы в характерных точках, на-
пример на кромке образца, меняется с изменением Н.

Как видно из рис. 47 и 48, содержание а-фазы в зоне пиковых
растягивающих остаточных напряжений не остается постоянным
в процессе хранения при различных температурах. В области отри-
цательных температур хранения происходит увеличение процентного
содержания а-фазы во времени, т. е. фазовое превращение продол-
жается, а в области положительных температур хранения, наоборот,
уменьшение. Зависимость изменения содержания а-фазы от времени
хранения носит экспоненциальный характер. Влияние температуры
хранения на величину и характер изменения процентного содержания
а-фазы в шве и околошовной зоне показан на рис. 49. Чем ниже тем-
пература хранения в области исследованных отрицательных темпера-
тур, тем более интенсивно происходит мартенситное превращение
В области положительных температур чем выше температура хране-
ния, тем более интенсивно происходит распад мартенсита.
ГЛАВА 4

СТАБИЛЬНОСТЬ ПОЛЕЙ ОСТАТОЧНЫХ СВАРОЧНЫХ

НАПРЯЖЕНИЙ

4.1.	РАСЧЕТНО-ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ МЕТОДЫ
ОПРЕДЕЛЕНИЯ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ

Поля технологических остаточных напряжений как в деталях из
различных конструкционных материалов, так и в сварных соедине-
ниях из них не остаются постоянными, а с течением времени изме-
няются

Причина нестабильности полей остаточных напряжений в деталях, предвари-
тельно подвергавшихся механической обработке, по мнению авторов многочислен-
ных исследований, заключается в протекании релаксационных процессов, которые
сопровождаются переходом упругих деформаций в микропластические, в зоне макси-
мальных напряжений, концентрирующихся в наклепанном слое. Снижение доли
упругих деформаций приводит к падению напряжений в наклепанном слое и пере-
распределению поля остаточных напряжений. Особенно интенсивно этот процесс
протекает при повышенных температурах за счет повышения энергии (подвижности)
атомов и активации диффузионно-пластических процессов, которые под действием
напряжений носят направленный характер и концентрируются в несовершенствах
и микронапряжеиных областях атомно-кристаллической решетки [27]. По данным
автора [27], при вылеживании образцов из стали 35 с наклепанным от механической
обработки слоем падение исходного уровня растягивающих напряжений, равного
800 МПа, за 2000 ч при 100 °С составило 75 %, а за 4 ч при 150 °С — 25 %.

Что касается сварных соединений, то для структурно-стабильных материалов
причина снижения в процессе вылеживания исходного уровня остаточных сварочных
напряжений та же, что и для технологических остаточных напряжений в деталях,
т. е. релаксация максимальных растягивающих напряжений в зоне сварного шва.
В работе [26] показано, что на стали СтЗ падение исходных остаточных сварочных
напряжений в зоне шва величиной 240 МПа за 2 мес вылеживания при комнатной
температуре составило 2,5%. Повышение температуры резко интенсифицирует
процесс релаксации и в случае вылеживания при 100 °С падение напряжений за
тот же период составляет >10%, что подтверждается и другими авторами [8].
Исследование поля остаточных напряжений позволяет прогнозировать вели-
чину деформаций, возникающих в сварных конструкциях в процессе хранения.
Иначе говоря, остаточные напряжения являются в какой-то степени критерием влия-
ния того или иного вида обработки на размерную стабильность сварного соединения,
а также другие его эксплуатационные свойства, зависящие от напряженного состоя-
ния. Исходя из имеющихся литературных данных, можно предположить, что созда-
ние в конструкции определенным образом распределенного поля остаточных напря-
жений, препятствующего или способствующего превращению нестабильных струк-
тур, может явиться целесообразным для повышения размерной стабильности свар-
ных соединений. Таким образом, знание полей остаточных напряжений в сварных
соединениях является необходимым для ответа на вопрос о поведении сварной кон-
струкции в условиях эксплуатации.

Измерение полей остаточных напряжений в сварных соединениях толщиной
1—4 мм, распределенных с высоким градиентом по ширине, что имеет место при
сварке сталей, претерпевающих структурные превращения при термическом цикле
сварки, представляет собой большие экспериментальные и теоретические труд-
ности [2, 4, 5, 21, 26].
Неразрушающие методы (ультразвуковой, фотоупругий, рентгеновский и др.),
к сожалению, еще не могут быть применены из-за ряда ограничений, связанных
с возможностями разработанной на нынешний день аппаратуры для их реализации,
а также точностью физических методов [2, 4, 26].

4.1.1.	Метод непрерывного стравливания напряженных слоев металла

Для определения остаточных сварных напряжений наибольшее
распространение получили различные механические .методы. При
всем многообразии этих методов существуют некоторые общие прин-
ципы, лежащие в их основе.

В соответствии с принципами механики сплошной среды можно отбросить часть
тела, имеющего остаточные напряжения, н приложить к поверхности сечения остав-
шейся части тела действующие в теле напряжения. В этом случае оставшаяся часть
тела окажется в тех же условиях, которые существовали до отсечения, так как ве-
личины усилий, существовавших па поверхности сечения, не изменились.

Если производится механическое рассечение, то поверхность сечения полностью
освобождается от напряжений и оставшаяся часть тела деформируется так, как
если бы к поверхности ее сечения были приложены внешние напряжения, равные
по величине, но противоположные по знаку тем остаточным напряжениям, которые
существовали на этой поверхности до сечення.

Таким образом, при механических методах определения остаточных напряжений
производится последовательное механическое отделение частей тела. По упругим
деформациям, используя математический аппарат теории упругости, рассчитывают
величины остаточных напряжений, вызвавших эти деформации.

Для определения величины и распределения остаточных сварочных напряже-
ний в пластинах наиболее широко применяется метод разрезки сварной пластины
на полосы с замером соответствующих упругих деформаций полос. Замер деформа-
ций производится с помощью съемных механических деформометров или с помощью
проволочных тензодатчиков сопротивления.

Точность метода разрезки определяется точностью замеров деформаций, полно-
той освобождения металла полос от остаточных напряжений и величиной базы
измерения.

К недостаткам метода разрезки следует отнести то, что, во-первых, величина
напряжения в полосе усредняется, что при довольно значительной ширине полос
и ширине реза не дает плавной кривой распределения остаточных напряжений
по сечению сварной пластины, а, во-вторых, сама разрезка, невозможная без пла-
стического деформирования, вносит дополнительное поле значительных по уровню
(до 900 МПа [27]) остаточных напряжений, искажающих картину распределения
остаточных напряжений.

Метод разрезки ограниченно применим при определении полей остаточных
напряжений в пластинах с высоким градиентом остаточных напряжений, например
при сварке и наплавке на кромку пластин малой толщины.

Для случая наплавки на кромку наиболее точные результаты
может дать метод механической срезки или стравливания слоев и за-
мера прогибов. Метод основан на гипотезе плоских сечений и предпо-
лагает наличие одноосного напряженного состояния.

Этим гипотезам соответствует сварной образец (рис. 50), выбран-
ный для исследования влияния условий сварки, а также различных
видов обработки на характер и величины остаточных сварочных на-
пряжений.

Толщина образца (6 — 1,2 мм) и схема наплавки на кромку ими-
тируют реальный процесс сварки изделия. Режимы наплавки на
кромку можно подобрать близкими к режиму сварки изделия. На
образце могут быть получены структурные зоны, соответствующие
Рис. 50. Образец для определе-
ния остаточных напряжений

Рис. 51. Эпюра нормальных и ка-
сательных напряжений в образце

зонам сварного шва. Ширина образца выбрана из условия отсутст-
вия потери устойчивости при сварке и получения остаточного про-
гиба 100 -300 мкм, регистрируемого датчиками перемещений.

Для определения остаточных напряжений в плоских образцах
выбран метод электролитического стравливания слоев металла с не-
прерывной записью величины прогиба в зависимости от толщины
снятого слоя.

Преимущества этого способа определения остаточных напряже-
ний перед методом разрезки и методом механической срезки слоев и
замера прогибов заключаются в том, что электролитическое травле-
ние не создает дополнительного поля напряжений, а непрерывная
запись величины прогиба позволяет получать плавные, а не дискрет-
ные эпюры остаточных напряжений. Это особенно важно при сварке
малых толщин, где градиент напряжения велик и происходят резкие
перегибы эпюры остаточных напряжений. Способ позволяет с доста-
точной точностью определять величины максимальных напряжений
в различных структурных зонах, а также размеры зон сварного
шва.

Плоский образец с переплавленной кромкой можно считать
стержнем прямоугольного сечения. В концевых областях стержня
продольные остаточные напряжения постепенно уменьшаются и
на торцах они становятся равными нулю. В этих же областях, про-
тяженность которых не превышает высоту сечения И, возникает слож-
ное напряженное состояние (касательные и нормальные напряжения
в продольном сечении — рис. 51). Для определения остаточных на-
пряжений стравливается слой металла ЛзВ.С-Р- (рис. 52). Неизвест-
ные напряжения предполагаются положительными (растягиваю-
щими).

Удаление слоя эквивалентно приложению к граням ДВ и СД
равных по величине, но противоположно направленных напряже-
ний.

Для расчета применяется более простая схема со стравливаемым
слоем, находящимся в зоне постоянных по длине напряжений.

Расчетную формулу для определения остаточных напряжений
вывели Т. Закс и Н. Н. Давиденков, рассматривая напряжения при
снятии самого слоя и при снятии предыдущих слоев.
Остаточные напряжения, действующие в пластине на расстоянии
а о г кромки шва, а (а) определяются по формуле

о («) = 4Е/ЗР

а

(Н - - а)2 йЦЛа (а) 4 (Л - а) / (а) 2 ] / ©
о

(9)

где Е — модуль упругости металла; МПа; I — длина шва, мм; Н —
высота образца, мм; (Ц/За (а) — отношение приращения прогиба
к толщине снятого слоя в точке, где определяется напряжение;

а

(а) — прогиб образца после снятия слоя высотой й, мм; |—•
о

площадь под кривой зависимости прогиба от толщины снятого слоя
от 0 до а, мм2.

При расчете остаточных напряжений необходимо учитывать прави-
ло знаков. Прогиб / считается положительным, если он направлен в сто-
рону снятого слоя. Если величина а (а), полученная в расчете, положи-
тельна, то остаточные напряжения в слое толщиной а растягивающие.

Точность определения остаточных напряжений по методу снятия
слоев и замера прогибов возрастает при уменьшении толщины сни-
маемых слоев, при увеличении точности измерения прогибов и толщин
слоев, а также при получении достаточной однородности снимаемого
слоя. Поэтому для получения большей точности при определении
остаточных напряжений снятие слоев металла осуществляется элек-
тролитическим травлением. Электролитическое травление обеспечи-
вает более равномерное удаление слоев металла, чем обычное трав-
ление. Несомненно также преимущество и непрерывной записи ве-
личины прогибов.

Для экспериментального определения остаточных напряжений
на плоских сварных образцах (см. рис. 50) была разработана уста-
новка для электролитического травления с непрерывной записью
прогибов.

Схема установки для электролитического стравливания слоев
металла с одновременной записью изменения прогибов представлена
на рис. 53.

Сварной образец 1 укладывается опорными поверхностями на
цилиндрические опоры 2 держателя 3, изготовленного из кислото-

Рис. 52. Схема стравливания
слоев металла

Рис. 53. Установка для электро-
литического стравливания слоев
металла
упорного органического стекла. Положение образца фиксируется
с помощью упорных винтов, не препятствующих повороту концевых
сечений образца.

Прогиб образца через шток индикаторной головки 4 передается
на индуктивный дифференциальный датчик 5. Индуктивный датчик
регистрирует изменение прогиба образца в процессе травления и
передает сигнал об изменении на электрический самописец типа
БВ-662 6. Электрический самописец ведет запись изменения величины
прогиба в центре сварного образца от времени. Если считать, что
скорость травления в каждый момент времени известна (при пра-
вильно подобранном режиме травления она практически постоянна),
то известна и толщина снятого слоя.

Самописец фактически фиксирует зависимость величины прогиба
/ от толщины стравливаемого слоя а, т. е. (а). Запись ведется на бу-
мажную неперфорированную ленту, а при значительном времени
процесса периодически снимаются показания прибора. Самописец
позволяет вести запись прогибов в масштабах 500 : 1; 1000 : 1;
2000 : 1; 5000 : 1. Держатель образца, индикаторная головка и ин-
дуктивный датчик крепятся к кронштейну 7. Кронштейн вместе
с жестко связанной системой образец - - индикатор—датчик, а также
с прикрепленным к держателю свинцовым катодом 8 может переме-
щаться по вертикальной штанге 9 и фиксироваться в нужном поло-
жении. При травлении катод и сварной шов опущены в электролит 10,
налитый в ванну из кислотоупорного материала 11. Катод и образец
подключены к выпрямителю типа ВСА-52 (12) и служат электродами
при электролитическом травлении.

В цепь нагрузки выпрямителя включен потенциометр 13 и мил-
лиамперметр 14 для регулирования и регистрации тока, величина
которого подбирается из условия равномерного снятия металла и не-
допущения точечного разрушения поверхности и травления границ
зерен. Для лучшего перемешивания электролита и большей равно-
мерности травления в электролит опущена лопастная мешалка 15,
приводимая во вращение электромотором 16 небольшой мощности.
Скорость вращения мешалки регулируется реостатом 17.

Поверхности образца, которые не должны подвергаться травле-
нию, покрываются кислотоупорными лаками. Лаковые покрытия
не должны быть пересушены во избежание проникновения электро-
лита между боковой поверхностью образца и слоем покрытия. Не
до конца высушенный лак сохраняет не только хорошее сцепление
с металлом образца, но и эластичность, не мешая свободному дефор-
мированию образца в процессе травления.

Методика и техника определения остаточных напряжений на
примере сварного образца заключается в следующем.

Образец (см. рис. 50) из листовой стали 35 проплавляется по кром-
ке аргонодуговой сваркой неплавящимся вольфрамовым электро-
дом в массивном медном приспособлении для получения высокой
скорости охлаждения. Ширина выступающей части образца 1,5 мм.
Режим сварки: 7СВ = 35 А; 14д = 10 В; цсв = 1,55 см/с. Концевые
части шва отрезают, что позволяет поднять опорные поверхности
64
образца над поверхностью электролита (см. рис. 53), так как иначе
лак в электролите набухает, что вносит погрешности в измерение
прогиба.

В качестве элекгролша для процесса травления был применен
30 ?6-ный раствор НМО3 в дистиллированной воде. Свинцовый катод
находится на расстоянии 10 мм от стравливаемой кромки образца.
Травление велось на режиме: I — 20 мА; I! — 0,75 В. Температура
травления не превышала 50 ГС. При этом режиме неравномерность
травления по длине образца составила 13 %. До и после травления
микрометром промерялась высота образца И но его длине. Разница
показаний микрометра усреднялась. Полученная таким образом
средняя толщина стравленного слоя составила 1,65 мм

Время травления образца 385 мин. Средняя скорость травления
за это время составила 4,25 мкм.'мин.

Прогиб образца при эксперименте замеряется относительно опор
держателя. Расстояние между опорами Ь — 180 мм (см. рис. 54).
Длина же деформирующегося участка образца (длина стравливае-
мого слоя) I - 160 мм. Если принять, что участки длиной /х, на кото-
рых снятие слоев не происходит, остаются прямолинейными, то за-
висимость между измеряемым прогибом и изгибающим моментом бу-
дет иметь следующий вид:

/изм =	(те-над.

Концевые участки стравливаемого слоя /2 деформируются не пол-
ностью. Если предположить линейное изменение изгибающего мо-
мента от 0 до М в пределах концевых участков, то

/изм = [М/(Е^] (/2/8 - 11/6 + //1/2).	(10)

Для расчета остаточных напряжений необходимо знать прогиб
относительно концов деформируемого участка. При учете неравно-
мерности деформирования стравливаемого слоя

/расч = [№/(&)] (/2/8 - /22/б).	(11)

Из выражений (10) и (11) находим соотношение между расчетным
и измеряемым прогибами /раоч = 0,742/:ИзМ.

Ввиду длительности процесса травления (—6 ч) непрерывная
запись изменения прогиба со временем не велась. Величина прогиба
периодически фиксировалась визуально по отклонению пера само-
писца. Самописец работал в масштабе увеличения 2000 : 1. Диапа-
зон измеряемых прогибов в этом масштабе от 0 до ±50 мкм. Допу-
стимая погрешность показаний самописца не более ±1 мкм.

Результаты замеров изменения прогибов образца представлены
в табл. 8. По экспериментальным данным была построена плавная
кривая зависимости величины изменения прогибов относительно
концевых сечений деформирующегося участка от величины стравлен-
ного слоя а, представленная на рис. 55.

Для расчета остаточных напряжений необходимо знать значения
прогибов /, соответствующих различным толщинам снимаемого

3 Сагалевич В. М. и др.	65
Рис 54. Схема определения расчет-
ного прогиба

Рис 55 Зависимость прогиба от
толщины стравливаемого слоя

слоя а, значения производной (ЦИа (а) к интеграла | / (§) в рас-
о

четных сечениях.

Ввиду малости третьего слагаемого в формуле (9) — оно дает значе-
ния <0,2 % суммарного напряжения при К!а > 15— им можно пре-
небречь. Тогда расчетная формула примет вид

а (а) - 4Е/(3/2) [(к - а)2 а['0а (а) - 4 (й - а) / (а) ].	(12)

__________ Таблица 8

^ИЗМ’ мин	/изм’ мм	а, мм	^расч» мм	^ИЗМ’ мин	изм» мм	а, мм	^расч» мм
0	0	0	0	190	—0,0255	0,818	—0,0189
3	-0,0017	0,013	—0,0013	195	—0,0255	0,830	—0,0189
5	—0,0018	0,0215	—0,0014	205	—0,0255	0,883	—0,0189
7	—0,0021	0,030	—0,0016	215	—0,0255	0,925	—0,0189
9	—0,0031	0,039	-0,0023	220	—0,0248	0,945	—0,0189
11	—0,0033	0,047	—0,0025	225	—0,0245	0,970	-0,0182
14	—0,0041	0,060	—0,0032	242	—0,0220	1,040	—0,0163
17	—0,0055	0,073	—0,0041	250	—0,0200	1,075	—0,0148
20	— 0,0060	0,086	—0,0045	262	—0.0170	1,130	—0,0126
25	—0,0067	0,107	—0,0050	267	—0,0157	1,150	- 0,0116
30	- 0,0085	0,129	—0,0063	275	—0,0142	1,185	—0,0105
35	—0,0093	0,150	—0,0069	280	—0,0126	1,205	—0,0093
40	—0,0105	0,172	-0,0077	285	—0.0114	1,225	—0,0085
53	-0,0120	0,288	-0,0089	290	—0 0107	1,250	—0,0079
55	—0,0128	0,236	—0,0095	298	—0.0090	1,280	—0,0067
65	—0,0150	0,280	—0,0111	305	—0,0075	1,312	—0,0056
70	—0,0155	0,301	—0,0115	310	—0,0060	1,335	—0,0045
75	-0,0160	0,322	—0,0119	315	—0,0050	1,335	--0,0037
80	—0,0160	0,344	-0,0119	320	- 0,0044	1,375	—0,0033
85	—0,0170	0,366	—0,0126	325	—0,0033	1,400	—0.0024
90	—0,0176	0,387	—0,0130	331	—0,0023	1,425	— 0,0017
99	—0,0185	0,425	—0,0135	335	0	1,440	0
108	—0,0195	0,465	-0,0143	340	0	1,462	0
116	—0,0100	0,500	-0,0146	345	1-0,0010	1,485	-| 0,007
120	—0,0105	0,516	—0,0150	350	+0,0024	1,501	-| 0,0018
127	-0,0210	0,546	—0,0154	355	+0,0034	1,527	-1-0,0025
134	—0,0215	0,576	—0,0157	360	+0,0045	1,550	-1-0,0033
140	—0,0221	0,602	—0,0162	365	+0,0055	1,570	-1-0,0041
145	—0,0221	0,624	—0,0162	370	+ 0,0069	1,590	-1-0,0051
170	—0,0245	0,731	—0,0179	375	[-0,0077	1,613	-| 0,0057
180	—0,0250	0,775	—0,0185	380	-1-0,0090	1,635	-| 0,0067
185	—0,0255	0,795	—0,0189	385	-1-0,0010	1,655	-1-0,0074
Рис 56 Эпюра остаточных напряжений в об-

разце

Рис. 57, Остаточные напряжения в поверх-
ностном слое образцов из стали 35 после
различных видов механической обработки
127]:

1 — точение, 2 — фрезерование, 3 — точение с по-
следующим фрезерованием

Значения остаточных напряжений в различных расчетных сече-
ниях представлены в табл. 9.

Величина 4Е/(31?) — 4-2,1 • 105/3-1603 = 10,9 МПа. Производные
а^йа (а) определялись непосредственно ио кривой как тангенс угла
наклона касательной. Окончательная расчетная эпюра остаточных
напряжений в сварном образце из стали 35 представлена на рис. 56.

Таблица 9

1	а1-  ММ	(р мм	«7/4а (а^	Н—а, мм	*~а>г 45 (а0	4 (Л—а) / (а4)	
0	0	0	—0,0593	24,75	—36,2	0	-394
1	0,05	—0,0029	—0,0500	24,70	—30,6	—0,28	—334
2	0,10	—0,0050	-0,0408	24,65	—24,8	-0,49	—265
3	0,20	—0,0085	—0,0315	24,55	— 19,0	-0,83	—198
4	0,30	—0,0112	—0,0240	24,45	— 14,4	-1,11	— 144
5	0,40	—0,0133	—0,0185	24,35	— 11,0	— 1,30	— 106
6	0,50	—0,0149	—0,0158	24,25	—9,3	— 1,48	—85
7	0,60	—0,0164	—0,0148	24,15	—8,6	— 1,58	—77
8	0,70	—0,0178	-0,0130	24,05	—7,5	-1,71	—64
9	0,80	—0,0186	—0,0056	23,95	—3,2	— 1,76	— 16
10	0,90	—0,0187	— 0,0037	23,85	+2,1	— 1,76	+43
11	1,00	—0,0(74	-1-0,0195	23,75	у 10,9	— 1,67	+ 137
12	1,05	—0,0158	--0,0315	23,70	+ 17,7	— 1,48	4-219
13	1,10	-0,0138	—0,0408	23,65	+22,8	— 1,30	+263
14	1,15	—0,0117	—0,0426	23,600	+23,8	—1,Н	4-271
15	1,20	—0,0390	- 0,0390	23,55	-+21,6	—0,93	+ 246
16	1,30	—0,0021	-0,0380	23,55	+20,2	—0,37	+224
17	1,40	—0,0021	--0,0380	23,55	+20,2	—0,37	4-224
18	1,50	+0,0017	—0,0380	23,55	+20,0	4-0,18	+217
19	1,60	1-0,0054	—0,0380	23,15	+ 19,8	+0,46	+212
4.1.2.	Метод электрохимического фрезерования напряженных слоев

Использование в целях удаления напряженных слоев металла
процессов фрезерования и шлифования показало, что возникающая
при этих процессах неравномерность съема металла ио длине состав-
ляет 30—40 % величины снятого слоя, что существенно влияет на
точность измерения остаточных напряжений. Кроме того, процессы
фрезерования и шлифования сами по себе вызывают появление в по-
верхностных слоях металла значительных остаточных напряжений,
эпюры которых представлены на рис. 57. Эти напряжения могут
исказить картину поля остаточных напряжений. Следует также от-
метить, что трудоемкость процессов фрезерования и шлифования
при использовании их в целях последовательного удаления напря-
женных слоев малой толщины значительна из-за большого количе-
ства промежуточных операций (установка образца в базах кондук-
тора и освобождение его).

В промышленности широкое распространение получили различ-
ные методы электрохимической обработки. Основными преимущест-
вами этих методов является то, что ими с высокой точностью и про-
изводительностью может производиться обработка фасонных поверх-
ностей на различных металлах. Один из видов электрохимической
обработки — метод электрохимического полирования — приме-
няется в целях последовательного удаления слоев толщиной 4—5 мкм
для определения остаточных напряжений, он детально рассмотрен
в предыдущем разделе. К сожалению, этот метод обладает рядом
существенных недостатков, основными из которых являются:

использование в качестве электролита сильных кислот, например
для обработки сталей используется электролит следующего состава:
850 см3 Н3РО4, 150 см3 Н25О4 и 50 г хромового ангидрида, или 30 %-
ный раствор НМО3;

низкая производительность процесса, скорость съема металла
составляет 4—5 мкм/мин, кроме того, скорость съема сильно зависит
от структурного состояния металла, что вызывает необходимость
построения градуировочных кривых.

Как показали эксперименты, трудоемкость процесса получения
необходимой информации для расчета остаточных напряжений в пла-
стине из стали 35 толщиной 1,2 мм, оплавленной по кромке, методом
электрохимического полирования, составила 7,5 ч при условии не-
прерывного протекания процесса.

Другим методом электрохимической обработки металлов яв-
ляется метод электрохимического фрезерования. Основным преиму-
ществом при использовании этого процесса в целях получения необ-
ходимой для расчета остаточных напряжений в пластинах, оплавлен-
ных по кромке, информации является высокая производительность,
а также то, что в качестве электролита используются растворы раз-
личных солей. Применительно к стали в качестве электролита обычно
рекомендуется использовать 15 %-ный раствор поваренной соли.

При применении промышленных установок для проведения элек-
трохимического фрезерования производительность процесса съема
68
Рис 58. Кривая анодного растворения
(о — скорость съема стали, 6 — рас-
стояние между электродами)

Рис. 59 Схема установки электрохи-
мического фрезерования (электролит
15%-пый раствор К’аС1, напряжение
анод—катод 24 В):

1 — образец; 2 — фильтр; з — насос

металла может достигать 6 мм/мин, т. е. процесс получения необхо-
димой информации для расчета остаточных напряжений в пластине
из стали 6 — 1,2 мм, оплавленной по кромке, составит менее одной
минуты.

На основе анализа кривой анодного растворения стали (рис. 58)
можно сделать вывод, что при зазоре между катодом и анодом 1 —-
2 мм скорость съема металла практически постоянна и составляет
~0,2"мм/мин, что в 40 раз превышает скорость съема при электро-
химическом полировании.

На основе этих данных была сконструирована и изготовлена уста-
новка'для электрохимического фрезерования с целью последователь-
ного удаления напряженных слоев металла в пластинах, оплавлен-
ных по кромке. Принципиальная схема установки представлена на
рис. 59. Она состоит из источника питания постоянного тока и си-
стемы, обеспечивающей циркуляцию электролита в зазоре между
катодом (медная пластина) и анодом (образец). Зазор между электро-
дами устанавливается равным 0,8 мм, что обеспечивает равномерную
скорость съема металла по длине пластины —0,2 мм/мин независимо
от величины зазора. Это имеет существенное значение при наличии
некоторой кривизны пластин. Напряжение между катодом и анодом
~25 В. Сила тока в цепи зависит от длины и толщины образца и при
их значениях 200X1,2 мм она составляет л; 12 А.

Для измерения прогиба, возникающего при удалении напряжен-
ных слоев и являющегося основной информацией для расчета оста-
точных напряжений, могут быть использованы различные метроло-
гические схемы. В частности, может быть использована методика из-
мерения угловых деформаций, которые связаны с прогибом неслож-
ной зависимостью / - <р//8. Угловые деформации <р предпочтительно
определять автоколлимационным методом

Наиболее простым и, как показала практика, производительным
является метод измерения прогиба косвенным методом, путем пере-
счета линейных деформаций между удлинителями, жестко установ-
ленными на концах образца. Измерение линейных деформаций
удобно производить съемным механическим деформометром конструк-
ции МВТУ с переменной базой [4, 26]. Деформометр применяется
при измерении деформаций, точность измерения линейных дефор-
маций составляет ±1 мкм.

При измерении прогиба с помощью удлинителей точность сущест-
венно зависит от длины удлинителей Н и точности измерения рас-
стояния Ь между удлинителями. Конструкция образца с удлините-
лями, использованного нами для измерения остаточных напряжений,
представлена на рис. 60. В нашем случае база была равна 170 мм.
Прогиб, возникающий в результате удаления напряженного слоя,
связан с базой измерения Ь, деформацией базы 6 и длиной удлините-
лей Н зависимостью

А/ = 6Л/(8Я).

При Н = 10 мм точность измерения прогиба в два раза ниже
точности измерения I. При увеличении Н до 60 мм точность измере-
ния прогиба в три раза выше, чем точность измерения В, т. е. при
точности измерения Л, составляющей 1 мкм, точность измерения про-
гиба составляет ~0,4 мкм.

Оценим точность измерения напряжений по разработанной ме-
тодике.

Экспериментально было установлено, что неравномерность съема
металла по длине образца при толщине снятого слоя Да = 0,3 мм
составляет ±0,01 мм. После удаления металла такой толщины (пер-
вого слоя) было получено изменение прогиба Д/ — 23 мкм. Напряже-
ние в слое толщиной Да описывается зависимостью

о (а) = 4-2/-А2-Д//(ЗЛ2 Да).

Рассчитаем остаточные напряжения без учета погрешности изме-
рения деформаций и неравномерности съема металла по длине об-
разца при Е - 2-105 МПа в слое Да = 0,3 мм

а (а) = 4-2-105-625-0,023/(3-289-102-0,3) « 440 МПа

с учетом погрешности измерения прогиба (+4 мкм) и толщины слоя
Да (±10 мкм)

а (а)т!п 4-2-105-625-0,0226/(3-289-102-0,31) » 415 МПа;

о (а)шах 4-2-10°-625-0,0234/(3-289-102-0,29)^ 465 МПа,

Рис. 60. Образец для
определения остаточ-
ных напряжений:

1 — поверхности, покры-
тые клеем БФ-2; 2 —
очищенная поверхность
т. е. погрешность измерения остаточных напряжений при использо-
ванной точности измерения деформаций и неравномерности удаления
напряженного металла по длине образца в данном случае составляет
«±25 МПа, или ±5,7 %.

Ввиду трудоемкости процесса пересчета экспериментально полу-
ченной зависимости изменения прогиба от толщины снятого слоя
в напряжения все расчеты осуществлялись с помощью ЭВМ. Трудо-
емкость процесса построения кривой распределения остаточных на-
пряжений в пластине из стали 35 (6 = 1,2 мм), оплавленной по кром-
ке, по разработанной методике составляет —1 ч.

4.2.	СТАБИЛЬНОСТЬ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ В СВАРНЫХ
СОЕДИНЕНИЯХ

4.2.1.	Сварные соединения малоуглеродистых сталей

Для измерения остаточных напряжений в плоских образцах
с оплавленной кромкой использовалась методика, описанная в пре-
дыдущих разделах.

Образцы изготовлялись из малоуглеродистой конструкционной
стали 20. Всего для исследований было изготовлено 72 образца раз-
мером 600x50x2 мм из горячекатаного листа по ГОСТ 16523—79.
Все образцы оплавлялись по кромке в медном водоохлаждаемом
приспособлении. Режимы оплавления: сварочный ток 70 А, напря-
жение на дуге 14 В, скорость оплавления 0,8 см/с.

Исследования проведены при нормальной (20° С) и повышенных
температурах (60 и 100 °С). Поэтому все образцы были разделены на
три равные партии, по 24 в каждой. На всех образцах начальный
нулевой замер производился спустя 1 ч после оплавления кромки.
После этого образцы каждой партии делились на три равные части
и укладывались на хранение в термический шкаф при соответствую-
щей температуре хранения. Через 240 ч(10сут.) хранения из термо-
шкафа извлекали по восемь образцов из каждой партии, на которых
производили повторное измерение остаточных напряжений. Еще
через 240 ч остаточные напряжения измерялись в следующих 24 об-
разцах и т. д. Полученные результаты статистически обрабатыва-
лись и по ним строилась зависимость изменения остаточных напря-
жений в оплавленной кромке образца от времени его хранения.
Указанные зависимости для различных температур хранения образ-
цов показаны на рис. 61. Приведенные результаты свидетельствуют
о том, что в сварных соединениях из малоуглеродистых сталей в про-
цессе хранения наблюдается уменьшение остаточных напряжений,
особенно заметное с повышением температуры хранения образцов.
Если при нормальных условиях, когда температура хранения соста-
вляет 20 °С, уменьшение остаточных напряжений едва заметно и со-
измеримо с погрешностью их измерений, то при температуре хране-
ния, равной 60 °С, уменьшение остаточных напряжений составляет
уже 6—8 % их первоначального значения за 720 ч хранения, а при
температуре 100 °С — до 15 % их первоначальной величины.
МПа

Рис 61. Зависимость снижения напря-
жений в образце из стали 20 от темпе-
ратуры вылеживания:

А — 20 °С: Б — 60 =С; Б - 100 °С

Рис. 62. Перераспределение остаточ-
ных напряжений в образцах из ста-
ли 35 во времени (I 100 °С):

1 " \р =	2 - 'хр = 5 с^т= 3 - 'хр=

= 40 СУТ

Так же как и процесс самопроизвольного деформирования, про-
цесс снижения остаточных напряжений в оплавленной кромке образ-
цов из малоуглеродистой стали носит затухающий характер. За пер-
вые 240 ч хранения происходит €0—80 % общего снижения остаточ-
ных напряжений в сварном соединении. Тем не менее процесс дли-
тельный и продолжается даже спустя 720 ч (30 сут) хранения образ-
цов.

Полученные результаты по изменению остаточных напряжений
в сварных образцах в процессе их хранения при одновременном
самопроизвольном деформировании этих образцов позволяют сде-
лать вывод о неустановившейся ползучести металла сварного соеди-
нения из малоуглеродистой стали под действием собственных оста-
точных напряжений. Процесс неустановившейся ползучести в отли-
чие от чистой характеризуется не только приростом наблюдаемой де-
формации, но и изменением внутренних напряжений за счет их ре-
лаксации.

4.2.2.	Сварные соединения среднеуглеродистых сталей

Сварные соединения, имеющие в зоне сварного шва метастабиль-
ные структуры, к числу которых относятся и среднеуглеродистые
стали, в отношении стабильности полей напряжений практически не
исследовались. Помимо указания в работе [26] на то, что в процессе
вылеживания при 150 °С в течение 60 ч напряжения в сварном образце
из стали 35Ш снизились с 400 до 300 МПа, каких-либо данных по
стабильности полей остаточных напряжений в сварных соединениях
из материалов этого класса, а тем более их связи с деформированием
во времени не обнаружено.

В связи с этим были проведены исследования по изучению ста-
бильности послесварочного поля остаточных напряжений на плоских
образцах из среднеуглеродистой конструкционной стали 35. Для
72
изучения закономерностей влияния нестабильности полей напряже-
ний в процессе вылеживания сварных образцов при комнатной и по-
вышенных температурах на характер их самопроизвольного дефор-
мирования измерения уровня остаточных напряжений проводились
параллельно с измерениями деформаций во времени.

Поле остаточных напряжений в плоском образце (рис. 62), сва-
ренном (проплавленном) при интенсивном отводе тепла, характери-
зуется более высоким уровнем сжимающих напряжений в зоне шва
(500—600 МПа) и растягивающих в околошовной зоне (300—400 МПа)
по сравнению с полем напряжений после сварки образца, описы-
ваемого в работе 126], и более высоким градиентом напряжений.

Характер перераспределения исходного послесварочного поля
остаточных напряжений в процессе вылеживания образцов при
100 °С показан на рис. 62 для периодов вылеживания 5 и 40 сут.

На рис. 63 представлена построенная по результатам исследова-
ния зависимость максимальных (пиковых) сжимающих напряжений
в шве и растягивающих в околошовной зоне от продолжительности
вылеживания сварных образцов при 100 °С.

Анализ полученных результатов показывает, что наиболее интен-
сивное падение исходных пиковых напряжений происходит в зоне
сжимающих напряжений сварного шва и при вылеживании образцов
в течение 1,5 мес при 100 °С достигает 40 %. Падение пиковых растя-
гивающих напряжений в зоне, прилегающей к сварному шву, менее
интенсивно и составляет 15 %.

При температуре вылеживания (хранения) 20° С изменение поля
остаточных напряжений протекает более вяло и характер его пере-
распределения не столь ярко выражен. Падение пиковых напряже-
ний сжатия и растяжения не имеет единой закономерности для всех
испытуемых образцов. Однако принятая методика исследования поз-
волила выявить определенную корреляцию кривых деформирования
во времени и перераспределения поля остаточных напряжений при
температуре вылеживания 20 °С. Знаку деформирования в сторону
увеличения сварочных деформаций соответствует более высокий
уровень сжимающих напряжений в зоне шва, обратному же знаку
деформирования соответствует более низкий уровень сжимающих
напряжений (рис. 64). Это, по-видимому, определяется имеющим

Рис. 63. Зависимость пиковых напря-
жений от времени хранения:

I — 100 »С; 2 — 20’С

Рис 64. Корреляция деформаций во
времени при 20 °С с уровнем пиковых
сжимающих напряжений
место разбросом максимального уровня напряжений после сварки,
причина которого, на наш взгляд, заключается в нестабильности
режима сварки и прижима теплоотводящих медных шин в процессе
сварки из-за несовершенства примененной конструкции приспособ-
ления. За счет нестабильности при сварке указанных параметров,
вероятно, имели место непостоянство от образца к образцу скоростей
охлаждений в зонах, нагретых в диапазоне температур Ас1—Ас3 и
выше, и нестабильность температурных полей, что выразилось в раз-
личии температурных и структурных деформаций.

Общий характер кривых перераспределения уровня остаточных
напряжений во времени (см. рис. 63) в качественном отношении ана-
логичен деформационным кривым, а интенсивность развития этих
процессов коррелирует во времени.

Влияние температурного фактора также хорошо коррелирует
с деформационными процессами.

Анализ полученных результатов по комплексному исследованию
стабильности размеров и полей остаточных напряжений во времени
сварных соединений из среднеуглеродистой конструкционной стали
35 позволяет сделать следующие выводы.

1.	Одной из основных причин размерной нестабильности сварных
соединений из среднеуглеродистой конструкционной стали 35 яв-
ляется нестабильность поля остаточных напряжений в процессе вы-
леживания как при комнатной, так и при повышенных температурах.
Однако указанное явление является причиной деформирования свар-
ных соединений во времени с позиции макрообъемного рассмотрения
указанных процессов. С позиций же изучения процессов, протекаю-
щих в микрообъемах, явление нестабильности полей напряжений
I рода переходит в цепи причинно-следственной связи в категорию
производных, поскольку определяется этими процессами, протекаю-
щими на качественно ином уровне.

2.	Нестабильность поля остаточных напряжений сварных соеди-
нений из стали 35 в процессе вылеживания при повышенных темпера-
турах определяется в основном интенсивным падением пиковых
сжимающих напряжений.

3.	Нестабильность поля остаточных напряжений при комнатной
температуре для сварных соединений из стали 35 зависит в равной
мере как от стабильности пика сжимающего, так и растягивающего
напряжения и определяется технологическими параметрами про-
цесса сварки.

Сделанный вывод (п. 1), по-видимому, правомерен для сварных
соединений различных материалов.

Таким образом, причина нестабильности поля остаточных на-
пряжений сварных соединений, т. е. природа послесварочного де-
формирования последних, заключается в физических процессах, про-
текающих на уровне микрообъемов (одного или нескольких зерен,
атомно-кристаллической решетки). По мнению большинства авторов
работ по исследованию стабильности как самих конструкционных
материалов, так и сварных соединений из них, этими процессами
являются релаксация напряжений в микрообъемах за счет сдвиговых
74
смещений автомов диффузионно-пластического характера, концен-
трирующихся па несовершенствах кристаллической решетки (дисло-
кации. вакансии и т. д.) и несовершенствах поликристаллического
характера (поры, включения, анизотропия и пр.), а также в зоне
локализации микронапряжений, и фазоструктурные превращения
(распад остаточного аустенита, изменение степени тетрагональности
мартенсита закалки и др.) [1—3, 19, 23, 26, 27, 32—37].

Полученные данные позволяют предположить, что размерная ста-
бильность сварных соединений из стали 35 с позиции рассмотрения
физических процессов, протекающих в микрообъемах, определяется
активностью релаксационных процессов и стабильностью фазо-
структурных составляющих в зоне пиковых напряжений.

4.2.3.	Сварные соединения аустенитных сталей

Релаксация остаточных напряжений в аустенитных сталях под-
робно исследована в работе [3]. Однако до настоящего времени
в научно-технической литературе нет достаточно полных данных о
характере перераспределения полей остаточных сварочных напря-
жений 1 рода в процессе хранения при различных температурах,
а тем более взаимосвязи этого явления с самопроизвольным измене-
нием размеров сварных соединений из аустенитных сталей. Как
было сказано выше, сварочный термодеформационный цикл вызывает
образование в шве и околошовной зоне (зоне максимальных растяги-
вающих напряжений, превосходящих по величине в 2—3 раза пре-
дел текучести материала) а-фазы, т. е. происходит фазовое превра-
щение. Большой интерес, с нашей точки зрения, представляет иссле-
дование стабильности остаточных напряжений в процессе хранения
сварных образцов. Учитывая все это, были проведены исследования
по изучению стабильности поля остаточных сварочных напряжений
в процессе хранения в интервале температур от +60 до —60 °С,
а также взаимосвязи с процессом самопроизвольного деформирова-
ния во времени.

Все исследования были проведены на плоских образцах из аусте-
нитной стали 12Х18Н10Т, проплавленных по кромке автоматической
сваркой в среде аргона.

На рис. 65 представлены эпюры остаточных сварочных напряже-
ний в плоском сварном образце высотой А = 25 мм в исходном со-
стоянии (сразу после сварки) и после окончания всего цикла хране-
ния (40 сут) при различных температурах. Кривые, представленные
на рис. 66, характеризуют перераспределение остаточных сварочных
напряжений в зависимости от времени хранения при 110 °С. Поле
остаточных напряжений в сварном образце характеризуется высо-
ким уровнем растягивающих напряжений (до 800.МПа) и значитель-
ным градиентом их по его ширине. На рис. 67 представлены эмпири-
ческие кривые зависимости максимальных (пиковых) растягивающих
напряжений в шве от продолжительности вылеживания при различ-
ных температурах. Анализ экспериментальных данных показывает,
что наиболее интенсивное падение уровня остаточных сварочных
Рис. 65 Перераспределение остаточ-
ных напряжений в образцах из стали
12Х18Н10Т за 40 сут вылеживания
при различных температурах:

I----|-20оС;2-----20 °С; 3---'-60 “С; 4 -

-1-110 °С; 5 — —60 °С, 6 — после сварки

Рис. 66. Кинетика перераспределения
остаточных напряжений при 110°С:

1 - % = 0; 2 - 'хи = 5 с’’т' 3 - 'хр=
— 40 сут

напряжений происходит в зоне пиковых растягивающих напряжений
и за весь период хранения (~1000 ч), как видно из рис. 65, в зависи-
мости от температуры хранения достигает 10—60 % исходной вели-
чины. В зоне максимальных сжимающих напряжений этот процесс
менее интенсивен.

На рис. 68 представлена эмпирическая зависимость падения
уровня максимальных растягивающих остаточных сварочных на-
пряжений за весь период хранения от температуры. Из анализа экс-
периментальных данных, представленных на рис. 67 и 68, видно, что
общий характер кривых перераспределения уровня остаточных
напряжений во времени (рис. 67) в качественном отношении аналоги-
чен характеру деформационных кривых, а показатели интенсивности
развития этих процессов хорошо совпадают во времени. Влияние
температуры на падение уровня остаточных сварочных напряжений
в процессе хранения (рис. 68) качественно такое же, как и на процесс
деформирования во времени.

Рис 67 Релаксационные кривые:

1 — I 60 °с, 2 — I = 1 ю “С

Рис 68 Зависимость величины паде-
ния остаточных напряжений за 40 сут
вылеживания от температуры
Г Л 4 В Л 8

ФИЗИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ
РАЗМЕРНУЮ НЕСТАБИЛЬНОСТЬ, И ИХ ВЗАИМОСВЯЗЬ

5.1.	АНАЛИЗ ПРИЧИН, ВЫЗЫВАЮЩИХ ДЕФОРМАЦИИ ВО ВРЕМЕНИ

Деформирование сварных соединений во времени происходит
вследствие [1, 6, 18, 19, 23, 26]:

релаксации напряжений и ползучести;

превращения остаточного аустенита в мартенсит;

отпуска мартенсита закалки;

процессов старения.

Однако в сварных соединениях из различных материалов удельный
вес указанных физических процессов крайне не одинаков, поэтому
необходимо попытаться выделить превалирующие и опустить второ-
степенные.

5.1.1.	Сварные соединения малоуглеродистых сталей

Известно [18, 19, 26], что при отсутствии фазоструктурных пре-
вращений изменение размеров сварных соединений происходит из-за
наличия двух процессов — релаксации и ползучести — при условии,
что изменение напряжений не пропорционально изменению дефор-
маций.

Если представить такой идеальный материал, изменение напря-
жений в каждой зоне которого происходит пропорционально деформа-
циям, то его размеры с течением времени не изменялись бы. Поле оста-
точных напряжений при условии неизменности деформации должно
быть однородным или распределено по линейному закону.

В реальных условиях наиболее характерное распределение оста-
точных напряжений отлично от линейного и тем более от равномер-
ного. Это свидетельствует о том, что если представить соотношение
между изменением напряжений и деформаций в виде степенной за-
висимости вида 8 = Аоп, то показатель п всегда будет больше еди-
ницы, и чем больше его величина, тем значительнее деформации с те-
чением времени при прочих равных условиях. Таким образом, в зоне
сварки происходит более интенсивное снижение напряжений, чем
в остальной части, а это приводит к нарушению равновесия и к внеш-
ним деформациям. Однако следует выяснить, почему сложилось
мнение о том, что сварные соединения условно структурно-стабиль-
ных сталей (СтЗ, 12Х18Н9Т) не деформируются во времени вследст-
вие отсутствия структурных превращений релаксации остаточных
сварочных напряжений и ползучести металла при комнатной темпе-
ратуре [1, 8, 18].
л	Л-Л	л	Д-Л

Рис. 69 Температурное поле в плоском (о) и тавровое (б) кольцевых сварных об-
разцах

Этому мнению способствовали избранная форма образца (рис. 69,
а) и метод измерения деформации с помощью механического дефор-
мометра. По всей вероятности, изменения были столь незначитель-
ными, что укладывались в пределы погрешности метода измерения
и не позволяли обнаружить происходящих изменений.

Для выяснения причин необходимо рассмотреть процесс образо-
вания сварочных напряжений в образцах (см. рис. 10) при извест-
ных параметрах сварки. Как известно, возникновение остаточных
напряжений и деформаций при сварке является следствием неравно-
мерного нагрева сварного соединения и сопротивления (вследствие
жесткости) возникновению температурных деформаций, которые вы-
зываются нагревом. Поэтому для оценки величины сварочных де-
формаций и напряжений необходимо знать распределение темпера-
туры в образцах при сварке.

Сварка осуществлялась по наружному диаметру. Одни образцы
с целью сохранения заданных механических свойств и химического
состава (рис. 69, а) проплавляли угольной дугой, а другие (рис. 69, б)
аргонодуговой сваркой. Измерение температуры по ширине образ-
цов в процессе сварки производилось с помощью термопар
хромель—алюмель типа ТХАП диаметром 0,2 мм. Использова-
ние термопар малого диаметра вызвано необходимостью снижения
инерционности последних ввиду большой скорости протекания про-
цессов.

Из приведенных кривых распределения температуры следует, что
при сварке образцов, показанных на рис. 69, б, происходит неравно-
мерный нагрев, сконцентрированный в их верхней части. При таком
распределении температуры относительному температурному удли-
нению продольных волокон будет сопротивляться значительная
часть образца, которая в процессе сварки не подвергалась нагреву.
Следовательно, в процессе нагрева и охлаждения в зоне сварки будут
протекать пластические деформации, которые после полного остыва-
ния предопределяют возникновение более высоких остаточных на-
пряжений и высокий градиент напряжений в направлении, перпен-
дикулярном шву. Как правило, величина остаточных напряжений
в образцах из СтЗ достигает значения предела текучести [4,
21 ].
Несколько иная картина распределения температуры и развития
деформаций происходит при проплавлении наружной кромки коль-
цевого образца (рис. 69, а).

Вследствие незначительной ширины образца (В = 50 мм) при до-
статочно высоких параметрах режимов сварки тепло распростра-
няется более равномерно по всей ширине кольца. Температура наи-
более удаленной точки достигает 300 °С. Такая картина распределе-
ния тепла, приведенная в работах [18, 19], получена путем замера
температуры по ширине образца термопарами и хорошо совпадает
с кривой распределения температуры, вычисленной по формуле
быстро движущегося линейного источника [26]:

Агах 0,484 д [1 — Ву2/(2а) ]/(цсубу),

где 7 = х\1Л (для угольной дуги ц 0,4).

Значительный нагрев всего сечения образца способствует возник-
новению предельных температурных деформаций и приводит к умень-
шению объема металла, где протекали пластические деформации и
возникли растягивающие напряжения. Помимо уменьшения объема
пластически деформированного металла, общий нагрев сварного
соединения значительно снижает максимальный уровень остаточных
растягивающих напряжений вследствие того, что в процессе осты-
вания укорочение металла будет происходить при полном или частич-
ном отсутствии пластических деформаций удлинения.

Данные различных авторов о степени снижения напряжений
заметно расходятся. По данным Кунца [4 ], снижение растягивающих
продольных напряжений в шве при нагреве до 200 °С достигает даже
50 %.

Следует отметить, что релаксационная стойкость и сопротивляе-
мость материала ползучести в значительной степени определяется
уровнем начальных напряжений о0. В результате исследования влия-
ния о0 на процесс релаксаций сталей при комнатной температуре и
на основе длительных испытаний было установлено, что между сте-
пенью снижения напряжения и величиной начального напряжения
существует нелинейная зависимость. Например, для стали 20 падение
напряжения через 5300 ч составляет Аст = 1,5 МПа при о0 = 100 МПа,
а для ст0 = 180 МПа при такой же продолжительности Ао = 5,6 МПа.
Следовательно, основной причиной, не позволявшей ряду исследо-
вателей обнаружить изменение размеров в образцах из малоуглеро-
дистой и аустенитной сталей, является то, что в использованных об-
разцах был невысокий уровень остаточных напряжений, равно-
мерно распределенных по сечению образца.

5.1.2.	Сварные соединения низколегированных сталей

Изменение размеров сварных конструкций может происходить
не только из-за релаксации и ползучести, но и вследствие неустойчи-
вых структур,превращение которых влечет за собой изменение объема,
вызывающее деформирование сварных конструкций с течением вре-
мени.
Исследования, проведенные на сталях, у которых интервал мар-
тенситного превращения лежит вблизи 20 °С [18, 19], свидетельст-
вуют о том, что главной причиной изменения размеров является пре-
вращение остаточного аустенита. Для подтверждения этого были про-
ведены опыты по измерению деформации в процессе остывания об-
разцов из трех марок сталей, имеющих различные интервалы превра-
щения аустенита: малоуглеродистой, аустенитной и низколегиро-
ванной. Характер деформирования образцов из малоуглеродистой и
аустенитной сталей в процессе их остывания с температуры 200 °С
является однозначным на всем протяжении вследствие того, что в ма-
лоуглеродистой стали процесс распада аустенита завершается при
высоких температурах, а точка мартенситного превращения аусте-
нитной стали лежит в области отрицательных температур. В процессе
остывания образцов из низколегированной стали, помимо темпера-
турных деформаций укорочения, в зоне, нагретой в процессе сварки
выше 880—890 °С, возникают деформации удлинения, вызываемые
превращением остаточного аустенита. На рис. 3 показано, что де-
формация сварных образцов из низколегированных сталей происхо-
дит не только в процессе сварки и остывания, но и в течение длитель-
ного времени, причем характер деформирования соответствует умень-
шению усадочного усилия от сварки.

Превращение аустенита в сварных образцах из низколегирован-
ной стали было также определено на баллистическом анизометре
путем измерения увеличения содержания магнитной фазы, характер
измерения которой с течением времени такой же, как и характер де-
формирования сварных образцов.

5.1.3.	Сварные соединения среднеуглеродистых сталей

На основе исследований [1, 18, 19] можно утверждать, что одной
из главных причин, вызывающих деформирование сварных соедине-
ний из низколегированных конструкционных сталей, является изо-
термическое превращение аустенита, происходящее с увеличением
объема металла.

В отличие от деформирования сварных образцов со стабильной
структурой, происходящего вследствие релаксации остаточных на-
пряжений, и от низколегированных сталей, деформирующихся в ре-
результате превращения остаточного аустенита в мартенист, в сред-
неуглеродистых сталях (типа стали 35Ш) деформации с течением вре-
мени обусловлены двумя одновременно протекающими процессами:
процессом снижения остаточных напряжений вследствие релак-
сации аналогично рассмотренным выше материалам со стабильной
структурой;

процессом превращения мартенсита закалки в мартенсит отпуска,
сопровождающимся уменьшением объема.

На рис. 70 приведена кривая деформирования сварных образцов
из среднеуглеродистой стали (стали 35Ш), показывающая, что вели-
чина деформации в значительной степени зависит от скорости охла-
ждения. Такой характер деформирования объясняется мартенсит-
ным превращением.
Рис. 70. Влияние скорости охлаждения на
размерную стабильность (/ — 100 °С):

1 - Уохл > 165 К/с; 2 - уохл = 80 К/с; 3 -
Уохл = 39 К/с

При мартенситном превращении
аустенита ниже определенной тем-
пературы существует состояние твер-

дого раствора с меньшей свободной энергией, чем при аустенитном
состоянии. Аустенит и мартенсит представляют собой кристалли-
ческую модификацию твердого раствора, подобную полиморфным
модификациям чистых металлов или химических соединений [15].
Свободная энергия каждой из этих модификаций (Р&, Рм) имеет

свою температурную зависимость, а точка пересечения кривых
свободной энергии (/0) определяет ту температуру, выше которой
устойчива одна модификация — аустенит, а ниже другая — мар-
тенсит. Координаты точки /0 определяются химическим составом
твердого раствора, с увеличением концентрации углерода ее ордината
быстро уменьшается.

При отсутствии диффузионных процессов распада твердого рас-
твора ниже точки 10 появляется движущая сила, делающая возмож-
ным переход А Эта движущая сила тем больше, чем больше
разность свободных энергий аустенита и мартенсита Р& — Р^.

Диффузионные перемещения атомов могут быть задержаны бы-
стрым охлаждением. При быстром охлаждении превращения проте-
кают ниже мартенситной точки, которая лежит значительно ниже 10,
вследствие большого гистерезиса, обусловленного возникновением
большой упругой энергии, которая приводит к закономерной коопе-
ративной переупаковке атомов.

Снижение скорости охлаждения приводит к образованию новой
фазы путем переупорядочения диффузионных переходов атомов
(подобно росту кристаллитов при рекристаллизации). Следовательно,
быстрое охлаждение стали, нагретой при сварке выше точки стабили-
зации аустенита, приводит к более полному превращению аустенита
в мартенсит, сопровождающемуся увеличением объема металла и
уменьшением деформации от сварки. При этом в зоне закалки воз-
никают значительные по величине сжимающие напряжения. Обрат-
ная картина наблюдается при снижении скорости охлаждения: обра-
зовавшийся мартенсит в процессе превращения аустенита частично
отпускается, так как время пребывания при повышенных температу-
рах значительно, а это уменьшает степень увеличения объема металла
и увеличивает деформации от сварки.

Экспериментальное исследование влияния степени закалки про-
водилось на плоских образцах (см. рис. 26).

В процессе оплавления кромки образца температуру измеряли
с помощью термопар ТХАП диаметром 0,5 мм и записывали на осцил-
лограф Н-700 (рис. 71, а). Скорость охлаждения зоны, склонной
к структурным превращениям, регулировалась с помощью массив-
ного медного приспособления.
а — в плоском образце; б — в точке, отстоящей от шва на 4 мм, в зависимости от величины
свободного вылета образца Л при сварке; 1—4 — термопары; 5 — И = 30 мм; б — Л = 10 мм

7 — И — 4,5 мм

Как следует из рис. 71, б, с уменьшением величины свободного
вылета (т. е. части образца, не находящейся в медном приспособле-
нии) увеличивается теплоотдача от околошовной зоны, что способст-
вует сужению зоны пластической деформации и резко изменяет
крутизну изотерм в области температур наименьшей устой-
чивости аустенита (500 —600 °С). Наибольший интерес с точки
зрения влияния скорости охлаждения на деформации во времени
представляет зона структурных превращений, что обусловлено
специфичностью процессов, протекающих в металле шва при
различных скоростях охлаждения. Оценка влияния скорости
охлаждения на характер структурных превращений производилась
по величине прогиба образца, определяемого автоколлимационным
способом.

Деформации от сварки в зависимости от различных скоростей
охлаждения различны (см. рис. 70). Это объясняется тем, что в про-
цессе остывания пластин из стали 35Ш, помимо температурных дефор-
маций укорочения, в зоне шва возникают деформации удлинения,
вызванные распадом аустенита. Эти деформации, накладываясь па
температурные, вначале затормаживают процесс сжатия металла,
затем, когда деформации от структурных превращений становятся
больше температурных, наблюдается увеличение объема металла
в зоне шва.

В зависимости от увеличения деформаций, вызванных структур-
ными превращениями, общая деформация может быть значительно
уменьшена. Однако несмотря на меньшую величину деформации
при сварке, в процессе хранения образцов при 100 °С более высокие
скорости охлаждения способствуют более интенсивному деформиро-
ванию во времени (см. рис. 70) в направлении увеличения усадоч-
ного усилия от сварки.
5.1.4.	Сварные соединения аустенитных сталей

На основании анализа полученных экспериментальных данных
но комплексному исследованию стабильности геометрических раз-
меров сварных соединений аустенитных сталей и полей остаточных
сварочных напряжений I рода, а также фазоструктурпого состава
металла шва и околошовной зоны можно сделать следующие выводы.

1.	В процессе хранения сварных плоских образцов из аустенит-
ной стали в интервале температур от -|-60 до —60 °С поле остаточ-
ных напряжений I рода и фазоструктурный состав металла не
остаются стабильными. Происходит понижение уровня остаточных
сварочных напряжений I рода на 10—60 % исходного значения,
а также изменение количественного содержания а-фазы в шве и око-
лошовной зоне. Оба эти процесса протекают синхронно.

2.	Нестабильность поля остаточных напряжений сварных соеди-
нений аустенитных сталей в исследованном интервале температур
(от —60 до 46О °С) в основном определяется интенсивным падением
пиковых растягивающих напряжений.

3.	Температура хранения является одним из главных факторов,
определяющих величину падения уровня остаточных сварочных на-
пряжений, а также фазоструктурное состояние металла. Зависимость
величины падения уровня остаточных напряжений за весь период
хранения от температуры носит пароболический характер с миниму-
мом в области комнатных температур (20 ± 5 °С). С понижением
температуры от этого значения происходит интенсификация процес-
сов фазового превращения аустенита в мартенсит и, как следствие,
увеличение содержания а-фазы в шве и околошовной зоне. С повы-
шением температуры, наоборот, интенсифицируются процессы рас-
пада мартенсита, вызывающие уменьшение содержания а-фазы.

4.	Интенсивность процессов понижения уровня остаточных сва-
рочных напряжений 1 рода и изменения фазоструктурного состояния
металла шва и околошовной зоны экспоненциально зависит от вре-
мени хранения.

Полученные данные позволяют считать, что размерная стабиль-
ность сварных соединений из аустенитных сталей на уровне микро-
объемов определяется активностью релаксационных процессов и
стабильностью фазоструктурных составляющих в зоне пиковых на-
пряжений.

5.2.	РАЗМЕРНАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ ХАРАКТЕРНЫХ
СТРУКТУРНО-НАПРЯЖЕННЫХ ЗОН СВАРНОГО СОЕДИНЕНИЯ

Как уже было сказано ранее, изменения геометрических форм и
размеров сварных соединений с течением времени определяются ста-
бильностью полей остаточных сварочных напряжений и стабиль-
ностью фазоструктурного состава металла шва и околошовной зоны.
Оба эти фактора тесно связаны друг с другом: изменение одного из
них вызывает определенные изменения другого. Вследствие этого
для понимания сущности и для построения физической модели меха-
низма процесса самопроизвольного деформирования сварных соеди-
пений из сталей во времени необходимо установить причинную взаи-
мосвязь между факторами и выделить превалирующий. Для реше-
ния этой задачи необходимо знать синхронное изменение в процессе
хранения при различных температурах нолей остаточных сварочных
напряжений и фазового состава металла в аналогичных структурно-
напряженных зонах сварного соединения.

Таким образом, для выяснения первопричин процесса самопроиз-
вольного деформирования сварных соединений во времени, выделе-
ния превалирующего фактора, ответственного за этот процесс,и объяс-
нения природы явления деформаций во времени необходимо следую-
щее: во-первых, выделить характерные структурно-напряженные
зоны сварного соединения и, во-вторых, исследовать одновременно
размерную стабильность этих зон в условиях напряженного состоя-
ния во всем интервале температур от —60 до +60 ЭС и стабильность
их фазоструктурного состояния.

С этой целью были проведены исследования по дифференцирован-
ной оценке размерной стабильности наиболее характерных струк-
турно-напряженных зон сварного соединения, ответственных за
процесс самопроизвольного деформирования во времени.

5.2.1.	Сварные соединения аустенитных сталей

На основе анализа эпюры остаточных напряжений и количест-
венного содержания а-фазы, а также результатов комплексного
исследования процесса деформирования во времени сварных соеди-
нений аустенитных сталей можно выделить следующие наиболее
характерные структурно-напряженные зоны (рис. 72).

Зона I —максимальных растягивающих напряжений. Шов и
околошовная зона (ширина ~5 мм) находятся в области пластических
деформаций. Уровень максимальных растягивающих напряжений
800 МПа, среднее значение напряжений —350 МПа. Максимальное
содержание а-фазы достигает 10, среднее 4,5 %.

Зона II—максимальных сжимающих напряжений (протяжен-
ность —3 мм). Находится в основном металле, подвергшемся в про-
цессе сварочного термо деформационного цикла пластической дефор-
мации. Уровень максимальных сжимающих напряжений 200 МПа,
среднее напряжение 140 МПа, а-фаза не обнаружена.

Зона III — сжимающих напряжений. Находится в основном ме-
талле, не подвергшемся при сварке пластической деформации. Уро-
вень максимальных сжимающих на-
пряжений 180 МПа, среднее напря-
жение 100 МПа, протяженность зоны
~10 мм, а-фаза не обнаружена.

Зона IV — растягивающих на-
пряжений. Расположена в основном
металле за пределами области плас-

Рис. 72. Характерные структурно-напряжен-
ные зоны сварного образца
гических деформаций. Уровень максимальных растягивающих напря-
жений 100 МПа, среднее напряжение 50 МПа. Максимальное со-
держание а-фазы ~3 %, среднее 1,5 %, протяженность мм.

После разделения сварного соединения на характерные струк-
турно-напряженные зоны главной задачей исследований является
логически обоснованный правильный выбор зон, которые служат
основным источником деформирования во времени, т. е. нужно
найти зоны, в которых происходящие там физические процессы вы-
ливают размерную нестабильность всего сварного соединения в це-
лом. После этою необходимо провести исследование размерной ста-
бильности данных зон во всем температурном интервале при различ-
ных уровнях напряжений.

Основываясь на полученных экспериментальных данных, следует
отметить, тот факт, что в зоне I наблюдаются максимальные растяги-
вающие остаточные напряжения. По данным исследований [9, 12,
14, 151, они являются одним из основных условий фазовых превра-
щений аустенита, которые по своей величине превосходят в 2—3 раза
предел релаксации материала, согласно данным [27], а падение их
уровня во время хранения во всем температурном интервале макси-
мально. Креме того, в данной зоне после сварочного деформацион-
ного цикла наряду с высоким уровнем остаточных растягивающих
напряжений максимальное по сравнению с другими зонами содер-
жание а-фазы и в процессе хранения во всем температурном интервале
оно изменяется. В остальных трех зонах уровень остаточных свароч-
ных напряжений в 1,5—2 раза ниже предела релаксации материала,
падение их уровня в процессе хранения в исследованном интервале
температур незначительно, а изменения содержания а-фазы за весь
период хранения не обнаружено. Все это в комплексе позволяет
сделать вывод о том, что зона I является основным источником де-
формаций во времени всего сварного соединения.

Вследствие того, что зона / имеет достаточную протяженность
(~5 мм), дифференцированное исследование ее размерной стабиль-
ности было проведено на образцах-темплетах, непосредственно выре-
занных из стыкового сварного соединения, которое было выполнено
на режимах, обеспечивающих получение такой же эпюры а (у), что
и в случае плоских образцов. Таким образом, в данном случае хо-
рошо обеспечивается идентичность сварочных термодеформационных
циклов, что очень важно. Внешний вид образца-темплета и нагружа-
ющего устройства показан на рис. 73, 74, а его принципиальная
схема — на рис. 75.

Методика дифференцированного исследования размерной ста-
бильности характерных структурно-напряженных зон сварного со-
единения состоит в следующем:

1.	Отжиг заготовок с целью устранения остаточных технологи-
ческих напряжений, которые возникли при их вырубке из лис-
тов.

2.	Нанесение базовых сверлений для определения фазового со-
става металла, деформаций формоизменения после сварки и деформа-
ций во времени.
Рис. 73. Приспособление для нагружения
образцов-темплетов

Рис. 74 Образец темплет

Рис. 75. Схема нагружающего устрой-
ства:

/ — образец; 2 — палец; 3 — штифт; 4 —
корпус; 5 — тяга

3.	Проведение исходных замеров а-фазы и снятие базовых раз-
меров для определения остаточных сварочных деформаций и деформа-
ций во времени.

4.	Проплавление заготовок по продольной оси симметрии по-
средством автоматической сварки в среде аргона неплавящимся элек-
тродом.

5.	Определение остаточных сварочных деформаций и фазового
состава металла.

6.	Чистовое фрезерование образца-темплета в размер, определе-
ние фазового состава металла после разрезки и остаточных сварочных
напряжений.

7.	Установка образцов-темплетов в приспособление и нагруже-
ние их до уровня напряжений 300, 150, 100 МПа.

8.	Замеры исходного уровня а-фазы после нагрузки и снятия
базовых размеров, характеризующих величину деформаций во вре-
мени.

9.	Хранение нагруженных образцов в термошкафах и криостате
при температурах —60, +20 и +60 °С в течение 10 сут с разгрузкой
через каждые сутки и определением деформаций темплета во времени
и фазового состава металла.

Наложение поля растягивающих напряжений - 300, +150 и
—100 МПа от внешней статической нагрузки с целью исследования
размерной стабильности зоны I осуществлялось в специальном на-
гружающем устройстве (см. рис. 73, 75). Данное устройство обеспе-
86
чивает одновременное нагружение пяти образцов-темплетов посред-
ством передачи винт—гайка. Контролируемым линейным параме-
тром Ь, позволяющим судить о величине нагрузки, а при хранении —
о величине деформаций во времени, является базовый размер 90 мм,
измеряемый между тремя парами отверстий диаметром 1,7 мм, про-
сверленными в образце-темплете на его продольной оси симметрии и
по краям. Такое расположение базовых отверстий позволяет при на-
гружении следить за стабильностью величины поля напряжений по
всему сечению образца-темплета и величиной пластических дефор-
маций, если они возникают в процессе нагрузки в какой-либо точке
поперечного сечения образца. Измерение параметра Ь осуществля-
лось съемным механическим деформометром с точностью ±1,0 мкм.
Как уже было сказано выше, геометрический параметр Ь одновре-
менно выполнял две важные функции: являлся деформационным
параметром для измерения величины накладываемого поля напряже-
ний

Онагр ~ Ы->Е1Ь,

где ДТ — приращение Ь при нагружении, мкм; стнаГр — величина
среднего напряжения в образце от внешней нагрузки, МПа, и геоме-
трическим критерием оценки величины деформаций образца-темплета
во времени при хранении.

На длительное хранение в термошкафы и криостаты помещали и
образцы, свободные от внешней нагрузки, и образцы-свидетели (об-
разцы без нагрузки из отожженного металла, не прошедшие свароч-
ного термодеформационного цикла). Измерение параметра Ь произ-
водилось три раза на каждой из баз образца с последующим усредне-
нием. Температура окружающей среды колебалась в интервале
20 ± 1 °С, т. е. максимальная температурная погрешность измере-
ния баз на образце-свидетеле не превышала ±1,5 мкм. Параллельно
с исследованием стабильности геометрических размеров также ис-
следовалась и стабильность фазового состава металла образца-тем-
плета во времени. Для этих целей использовали ферритометр ФА-1М
и специальное приспособление для точного перемещения и фиксации
чувствительного элемента прибора (магнитного датчика). Методика
измерения подробно описана в разделе 3.1.2. На рис. 76, 77, а, б пред-
ставлены кривые деформирования образцов-темплетов с исходными
уровнями напряжений от внешней нагрузки соответственно 300, 150,
а также 100 МПа в процессе хранения при
различных температурах. Зависимость изме-
нения содержания а-фазы в образцах-темпле-
тах от времени хранения при различных
уровнях напряжений от внешней статической ьо
нагрузки в интервале температур от —60
до -|-60 °С показана на рис. 78 и 79. Экс-

Рис. 76 Кривые деформирования образцов-темпле-
тов при напряжении 300 МПа:
1 - 20 °С; 2 - 60 “С: 3-----------60 »с
и 100 МПа (б):

Рис. 77. Деформации при напряжениях 150 МПа (а)
1 — 60 °С; 2 — 20 °С; 3-----------------60 °С

а)	В)

Рис. 78. Изменение содержания а-фазы во времени при нагружении образцов-тем-
плетов напряжениями 300 МПа (а) и 150 МПа (б):

1 — 20 °С; 2 — 60 °С; 3-----60 °С

Рис. 79 Изменение содержания а-фазы
при напряжении 100 МПа и I = —50 °С

Рис. 80. Максимальные деформации
при различных температурах вылежи-
вания:

I — 300 МПа; 2-150 МПа; 3 - 100 МПа
№ образца	/, сс	Напряже- ния от внешней нагрузки, МПа	Изменение параметра			ДЛ, мкм
			ан. %	“к- %	(ак-аи) а„, %	
1		300	10	14	40	60
2	-60	150	10	12	20	35
3		100	10	11,3	13	18
4		300	10	9,7	—3	10
Г)	|-20	150	10	10	0	6
6		100	10	10	0	3
7		300	10	9,3	—7	20
8	-|-60	150	10	9.5	-5	12
9		100	10	10	0	7

периментальные данные по исходному структурно-напряженному
состоянию образцов-темплетов и линейным параметрам Ь, а также
их последующим изменениям в процессе хранения в течение 10 сут
при различных температурах представлены в табл. 10. На основа-
нии этих данных можно получить еще несколько весьма интересных
зависимостей, которые характеризуют размерную стабильность зо-
ны I. На рис. 80 показана зависимость деформаций во времени
образца-темплета от температуры хранения при различных уровнях
напряжений от внешней нагрузки. Зависимость деформаций во вре-
мени образца-темплета от уровня напряжений в образце после
приложения внешней нагрузки при различных температурах хра-
нения показана на рис. 81. На рис. 82 и 83 представлены зависи-
мости изменения содержания а-фазы в образце-темплете от уровня
напряжений, обусловленных внешней нагрузкой, при различных
температурах и от температуры хранения при различных уровнях
напряжений от внешней нагрузки соответственно.

Рис. 81. Зависимость де-
формаций от уровня при-
кладываемых напряже-
ний:

1 — 20 "С; г — 60 °С; 3 —
—60 °с

Рис. 82. Зависимость со-
держания а-фазы от уров-
ня прикладываемых на-
пряжений:

I — 20 °С; 2 — 60 °С; 3 —
-60 °С

Рис 83. Зависимость со-
держания а-фазы от тем-
пературы хранения:

1 — 300 МПа; 2 — 150 МПа;

3 — 100 МПа
Результаты Проведённых исследований свидетельствуют о Том,
Нто образцы-темплеты, имитирующие структурно-напряженное со-
С1ОЯНИС зоны / сварного соединения, при хранении во всем иссле-
дованном интервале температур от —60 до +60 °С склонны к само-
произвольному деформированию с течением времени. Во всем тем-
пературном интервале при всех уровнях внешней нагрузки проис-
ходит их пластическое удлинение Температура хранения и уровень
напряжений от внешней нагрузки являются главными факторами, оп-
ределяющими величину деформаций и характер процесса самопроиз-
вольного изменения размеров во времени. Содержание а-фазы в про-
цессе хранения образцов-темплетов не остается постоянным: в зави-
симости от температуры хранения происходит его увеличение или
уменьшение. Уровень напряжений от внешней нагрузки влияет
только лишь на количественную сторону этого процесса.

Одной из главных задач, поставленных в исследованиях, является
определение количественного вклада каждого из основных факторов,
влияющих на процесс самопроизвольного деформирования сварных
соединений аустенитных сталей во времени. На основании предста-
вленных экспериментальных данных это возможно наиболее полно и
корректно сделать для образцов-темплетов и стыковых сварных со-
единений. С меньшей степенью вероятности это возможно для пло-
ских сварных образцов, проплавленных по кромке. Общая деформа-
ция сварного соединения во времени определяется как алгебраиче-
ская сумма двух величин:

ео==ер4~ес,	(13)

где ?с — деформация от объемного эффекта при фазоструктурном
превращении; ер—деформация от релаксации остаточных свароч-
ных напряжений.

Общую деформацию е0 сварного образца во времени мы знаем из
экспериментальных данных — это наблюдаемая деформация. Зная
изменение содержания а-фазы в процессе хранения и учитывая тот
факт, что фазовое превращение аустенита в мартенсит сопровож-
дается изменением объема и соответственно изменением размеров па
~1 %, можно определить деформацию от фазоструктурных превра-
щений. Для линейного параметра Ь образца-темплета изменение раз-
меров во времени вследствие фазоструктурных превращений можно
определить следующим образом:

ДД - ЬКлКа,

где ДД — изменение размеров за период хранения в результате фазо-
структурных превращений; Ь — начальная величина базового раз-
мера области, в которой происходит фазовое превращение; 7<л —
коэффициент, определяющий величину изменения линейного пара-
метра при полном фазовом превращении, согласно литературным
данным [9, 23] он равен 0,01;	— коэффициент, показывающий

изменение содержания а-фазы при хранении:

Ка = (ак — ан)/100 %,
где ак — среднее содержание а-фазы по сечению образца-темплета
после окончания хранения, %; Од— среднее содержание а-фазы
по сечению образца-темплета перед началом хранения, %.

Далее из формулы (13) можно определить и величину деформаций
от релаксации напряжений

8р = е0 ес.

Количественный вклад процессов редаксации определяется как
(8р/е0) 100 %, а процессов фазоструктурных превращений как
(г.с/80) 100 %. При определении количественного вклада каждого
из основных факторов, определяющих процесс деформирования
во времени для образцов со стыковыми сварными соединениями
и образцов, проплавленных по кромке, необходимо определять Ка
в первом случае для шва и околошовной зоны, а во втором — только
для зоны / сварного соединения.

В качестве примера можно сказать, что для образцов-темплетов
количественный вклад фазоструктурного превращения в про-
цессе самопроизвольного деформирования сварных соединений во
времени при температуре хранения - -60, -ф20 и Д-60 °С составляет
соответственно 20, 7 и 3 %.

Анализ полученных результатов позволяет сделать следующие
выводы.

I.	На основании исследования размерной стабильности образцов-
темплетов при их хранении в интервале температур от —60 до Д-60 °С
следует, что структурно-напряженное состояние зоны I сварного
соединения в вышеуказанном температурном интервале крайне
неустойчиво. Происходит постепенное накопление пластических
деформаций удлинения при всех температурах. В области температур
хранения, меньших 20 °С, происходит увеличение максимального
содержания а-фазы на 6 %, а в среднем по сечению на 4 %. В области
температур хранения, больших 20 °С, наоборот, наблюдается умень-
шение содержания а-фазы максимально на 2,5, а в среднем по сече-
нию на 0,2—0,5 %. Одновременно с этим происходит экспонен-
циальное понижение остаточных сварочных напряжений I рода
на 10—65 % от начального уровня.

2.	Нестабильность структурно-напряженного состояния зоны I
сварного соединения и соответственно, как следствие этого, размер-
ная нестабильность во времени всего сварного соединения опреде-
ляется во всем исследованном температурном интервале в основном
двумя процессами: превращением аустенита и релаксацией остаточ-
ных сварочных напряжений.

3.	Температура хранения является одним из главных факторов,
определяющих направление и интенсивность процессов, ведущих
к изменению структурно-напряженного состояния зоны I сварного
соединения, а в конечном итоге, и к изменению геометрических форм
и размеров всего сварного соединения в целом.

4.	Уровень остаточных сварочных напряжений является лишь
количественной характеристикой процесса самопроизвольного де-
формирования сварных соединений во времени.
Таким образом, можно сказать, что размерная нестабильность
сварных соединений из аустенитных сталей во времени является
следствием перераспределения в процессе хранения во всем иссле-
дованном температурном интервале полей остаточных сварочных
напряжений I рода, которое происходит за счет релаксации остаточ-
ных напряжений и объемных дефектов при фазоструктурных пре-
вращениях.

5.2.2. Сварные соединения среднеуглеродистых сталей

Комплексное исследование процесса самопроизвольного дефор-
мирования сварных соединений стали 35 во времени позволило
выявить основные (с позиции напряженного состояния) зоны, опре-
деляющие размерную стабильность. Эти зоны сконцентрированы
в сварном шве (пик сжимающих напряжений) и в околошовной
зоне (пик растягивающих напряжений). Протяженность этих зон
в плоском образце составляет 0,9 и 0,8 мм соответственно.

Структурный анализ микрошлифов сварного соединения
(рис. 84) и измерения микротвердости (рис. 85) на приборе
ПМТ-З показали, что с позиции фазоструктурного состояния зона
метастабильных структур сосредоточена в сварном шве и узкой
околошовной зоне. Протяженность последних составляет 0,9 и
0,2 мм соответственно. Зона сварного шва (полной закалки) имеет

Рис. 84. Микроструктура характерных
зон сварного соединения:

а — зона полной закалки; б — зона не-
полной закалки; в — зона отпуска; г —
основной металл

Рис. 85. Распределение микротвердо-
сти по сечению сварного соединения:
/ — зона полной закалки; II — зона не-
полной закалки; III — зона отпуска; IV —
основной металл; V — холодильник
100 %-ную мартенситную структуру (величина условная, поскольку
всегда остается 1-3% остаточного аустенита), твердость зоны
58 -63 НЦС; зона неполной закалки, прилежащая к шву, имеет
полумартенситную структуру (также у слов но),твердость 48—55НКС.
Определенный интерес с точки зрения их размерной стабильности
представляют зоны отпуска и основного металла.Зона отпуска имеет
протяженность ^0,6 мм, состоит из феррито-перлитной смеси и
имеет твердость ~20 ИКС', зона основного металла представляет
собой сорбитную структуру отпускного происхождения твердостью
30 НЯС.

Таким образом, на основании структурного анализа и резуль-
татов комплексного исследования процесса самопроизвольного де-
формирования можно выделить следующие наиболее характерные
структурно-напряженные зоны сварного соединения из стали 35,
в определенной мере определяющие размерную стабильность пос-
леднего:

1.	Сварной шов, представляющий собой зону закалки твердостью
•~60 ННС, находящийся под действием сжимающих напряжений
до 500 МПа, и протяженностью 0,9 мм.

2.	Околошовная зона неполной закалки (твердость 50 НКС,
напряжения 400 МПа, протяженность 0,2 мм).

3.	Зона отпуска (Ф П) твердостью 20 НВС (напряжения
300 МПа, протяженность 0,6 мм).

4.	Зона основного металла (сорбит) твердостью 30 ННС. По-
скольку зона основного металла обладает высокой релаксационной
стойкостью [27] и структурно-стабильна, специальное исследование
ее размерной стабильности нецелесообразно. По данным работы [27],
условный предел релаксации <тг для стали 35 в улучшенном состо-
янии (26—32 ИКС) составляет 350 МПа при температуре испытания
100 °С. Учитывая, что максимальные остаточные напряжения в этой
зоне не превышают 300 МПа (<<тг), ее размерная стабильность не
вызывает сомнений.

Непосредственное дифференцированнее исследование на темпле-
тах, вырезанных из сварного соединения по методике, описанной
в 5.2.1, ввиду миниатюрности сварного соединения и крайне малой
протяженности интересующих зон, очевидно, неосуществимо. Моде-
лирование в данном случае также представляется малоэффективным
по той причине, что структурные превращения весьма чувстви-
тельны как к технологическим, так и к конструктивным факто-
рам.

Убедительным в этом отношении является сравнение деформа-
ционных характеристик плоского и кольцевого образцов, отлича-
ющихся, как показано в гл. 2, в количественном (в 2 раза) и в ка-
чественном аспектах.

Очевидно, что при моделировании жесткость будет существенно
увеличена. Идентичность же температурного режима также не будет
обеспечена (из-за значительно большей толщины) для точек, удален-
ных в глубь пластины, учитывая интенсивный теплоотвод в про-
цессе сварки. Применение методики, описанной в разделе 5.2.1,
Рис 86. Схема нагружения трубчатых и
цилиндрических образцов имитаторов:

1, 2 — образцы-имитаторы: 3 — гайка: 4 —
отпечаток пирамиды Виккерса

также невозможно, так как в зоне
пиковых напряжений действуют
не растягивающие, а сжимающие
напряжения.

В этой связи была разработана
методика исследования по диф-

ференцированной оценке размерной стабильности зон сварного
соединения применительно к цилиндрическим и трубчатым образцам
из стали 35 (рис. 86), прошедшим соответствующую термическую
обработку:

1.	Улучшение (закалка -(-высокий отпуск) -(-закалка с тем-
пературы выше Ас3 для получения твердости —60 ИКС.

2.	Улучшение (закалка -(- высокий отпуск) -(- закалка с темпе-
ратуры выше Ас1г но ниже Ас3 (неполная закалка) для получения
твердости ~50 Н&С.

3.	Улучшение (закалка -(-высокий отпуск) -(-отпуск при
температуре, обеспечивающей твердость 20 Н#С.

После термической обработки образцы доводили в размер путем
бесцентрового шлифования с интенсивным охлаждением на мягком
режиме обработки.

Для оценки степени возможного влияния механической обра-
ботки три образца, соответствующих зоне отпуска (20 НЯС), вы-
леживались при -(-150 °С в течение 30 сут. Изменения размеров
(по нижеописанной методике) уложились в погрешность измери-
тельного прибора и составили ±1 мкм.

Наложение поля напряжений от внешней статической нагрузки,
с целью исследования размерной стабильности образцов-имитаторов
характерных структурно-напряженных зон сварного соединения,
осуществлялось согласно схеме, представленной на рис. 86, обеспе-
чивающей одновременное растяжение трубчатого и сжатие цилин-
дрического образцов с помощью винтовой пары и равенство уровней
накладываемых полей напряжений.

Уровень накладываемых напряжений <тр изменялся в пределах
от —300 до -(-300 МПа с шагом 100 МПа.

Контролируемым геометрическим параметром являлся линей-
ный размер Ь между двумя отпечатками, нанесенными на цилиндри-
ческой поверхности образца вдоль его оси алмазной пирамидой па
твердомере Виккерса. Измерение параметра Ь осуществлялось на
компараторе ИЗА-2 (рис. 87) бесконтактным оптическим методом
с точностью ±1 мкм. Для повышения надежности процесса измере-
ния на каждом образце были нанесены по три пары отпечатков со
сдвигом 120°, что в свою очередь позволяло судить о стабильности
поля напряжений по сечению образца. Линейный размер Ь (70 мм)
одновременно выполнял две функции: являлся деформационным
параметром для измерения накладываемого поля напряжений (ар —
94
Рис. 87. Компаратор ИЗА-2

— Ак (ЕЕ), где АТ— приращение размера к, мкм; <тр — осевое
напряжение от внешней нагрузки, МПа) и геометрическим крите-
рием оценки размерной стабильности во времени.

После нагружения и нулевого замера параметра к образцы
помещали на длительное хранение в термошкаф и выдерживали
при -рЮО Св течение 30 сут. Туда же помещали образцы, свободные
от внешней нагрузки, и образцы-свидетели (отожженные, в свобод-
ном от нагрузки состоянии).

По окончании вылеживания при повышенной температуре об-
разцы разгружали и проводили окончательный замер параметра к.

Особенность методики измерения на компараторе ИЗА-2 образцов
выбранной конструкции (протяженная база 70 мм) заключалась
в том, что для предотвращения появления ошибки вследствие не-
соосности образца с продольной осью компаратора, которая при
несоосности 1 мм может составить ~7 мкм, нанесение баз на твердо-
мере Виккерса алмазной пирамидой и измерения на компараторе
осуществляли в специальном приспособлении (рис. 88), обеспечивав-
шем несоосность <0,1 мм, что вполне приемлемо.

Измерения производили на каждой из трех баз образца трижды
с последующим усреднением ре-
зультатов. Температура окружаю-
щей среды колебалась в пределах
20 ± 1 °С, т. е. максимальная
температурная ошибка составляла

Рис. 88. Схема приспособления для изме-
рения деформаций на компараторе:

I — образец; 2 — корпус центровочного при-
способления; 3 — центрирующий винт; 4 —
окуляр компаратора; 5 — стол компаратора
Рис. 89. Схема баллистиче-
ского коэрцитиметра:

I — образец; 2 — генератор:
3 — катушка намагничивания;
4 — компенсационная катуш-
ка; 5 — соленоид

на данной базе измерения ~1,5 мкм, на что делалась соответствую-
щая поправка.

Для получения более надежных результатов изготавливали по
три одинаковых образца.

С целью качественной регистрации возможных структурных
преобразований параллельно с исследованиями геометрической не-
стабильности производили измерения коэрцитивной силы Нс мате-
риала образцов в свободном от нагрузки состоянии до и после вы-
леживания в течение 30 сут при 100 °С.

Измерения Нс, как одной из самых чувствительных к структур-
ному состоянию физической характеристики материалов, содержа-
щих магнитную а-фазу, производилось на баллистическом коэрцити-
метре (см. схему на рис. 89). Чувствительность регистрации струк-
турных превращений по данной схеме измерения и для принятых
типоразмеров образцов составляет ±1 %, т. е. ~3-102 А/м по Нс.

Данные по исходному структурно-напряженному состоянию
образцов и величинам геометрического параметра Ь, а также по
их изменениям за 30 сут вылеживания при повышенной температуре
представлены в табл. 11.

На рис. 90 представлены построенные по результатам исследова-
ния зависимости деформаций образцов за 30 сут вылеживания от
уровня приложенного поля напряжений и исходного фазоструктур-
ного состояния.

Результаты проведенного исследования свидетельствуют о сле-
дующем.

1.	Образцы, имитирующие фазоструктурное состояние свар-
ного шва, при вылеживании в условиях повышенных температур
склонны к самопроизвольному укороче-
нию, достигающему за 30 сут по е ~
~ 1,5-10~4. Поле напряжений от внеш-
ней нагрузки существенно изменяет ко-
личественный и качественный характер
деформирования: сжимающие напряже-
ния увеличивают деформации укороче-
ния по е до -~5-10“4 (25—30 мкм) при
их максимальном значении — 300 МПа,
растягивающие напряжения снижают

Рис. 90. Размерная стабильность характерных
зон сварного соединения стали 35 при 100 °С
96
№ образца	1	Твердость  НИС	Напряжение в образце,  МПа  !		Изменение коэрци- тивной силы Нс, А/м		О а?  1  § а?	% 001 X (0) 3/7	Изменение параметра I	
			начало испыта- ний ±(0)	после испытаний ±(30) — —Не (0)			абсолютное, мкм	относитель- ное, X 10~*
1		0		-(80-120)	~(2-3)		-(7-13)	-(1-2)
2	58—63	±300	2790—  3180	±(40-80)	-	1 2	Н (5- 8)	-(0,6—1,1)
3		—300		—200		-5	—(23—35)	- (3,3—5,0)
4		0		±60		1-2,5	±(4-9)	-| (0,6—1,3)
5	45—50	1-300	1830—  1990	±120	±6		±(17-27)	±(2,4—3,9)
6		—300		—80		—4	-(10-12)	-(1,4-1,7)
7		0		0	0		0	0
8	20-25	-Г 300	398 -637	0	0		±(2-3)	±(0,3—0,5)
9		—300		0	0		-(3-4)	—(0,4—0,6)

деформации укорочения и при напряжении 150 МПа размеры образца
стабилизируются, дальнейшее повышение растягивающих напряже-
ний приводит к остаточному удлинению образца, достигающему при
напряжении 300 МПа ~10~4.

2.	Образцы, имитирующие фазоструктурное состояние около-
шовной зоны неполной закалки, при вылеживании в условиях по-
вышенных температур склонны к самопроизвольному удлинению,
достигающему за 30 сут по е ~10~4. Напряжения растяжения уве-
личивают остаточное удлинение и при напряжении 300 МПа де-
формации составляют ~4-10'4.

Напряжения сжатия понижают остаточные деформации удлине-
ния и при величине напряжений —100 МПа они близки к нулю.
Дальнейшее увеличение напряжений сжатия до —300 МПа приводит
к остаточному укорочению ~2-10~4.

3.	Деформации образцов-имитаторов зоны отпуска сварного со-
единения прямо пропорциональны уровню напряжений и составляют
при изменении последнего от —300 до ±300 МПа, соответственно
±0,6-10-4. Зависимость деформаций за 30 сут вылеживания при
100 °С от напряжений близка к линейной.

4.	Коэрцитивная сила материала образцов, имитирующих зоны
сварного шва и неполной закалки, изменяется прямо пропорци-
онально величине остаточных деформаций. Максимальные измене-
ния Нс для уровней напряжений —300 и ±300 МПа в этих зонах

4 Сагалевнч В. М. и др.	97
составляют соответственно —5 и -| 6 %. В отсутствие нагрузки эти
изменения менее значительны:  2 и +2 %.

Коэрцитивная сила 7/с образцов-имитаторов зоны отпуска во
всем диапазоне нагрузок в течение 30 сут вылеживания при 100 °С
оставалась неизменной (колебания в диапазоне ±1 % не превышают
погрешности измерения).

Анализ полученных результатов позволил сделать следующие
выводы.

1.	Фазоструктурное состояние зоны сварного шва крайне не-
устойчиво даже в отсутствие полей напряжений I рода от внешней
нагрузки, что связано, вероятно, с отпуском мартенсита закалки.
Об этом свидетельствует укорочение образцов и падение коэрцитив-
ной силы Нс в отсутствие внешней нагрузки. Сжимающие напря-
жения 1 рода интенсифицируют этот процесс, а растягивающие
подавляют. Поле растягивающих напряжений величиной
~ 4-150 МПа стабилизирует фазоструктурное состояние и размерную
стабильность образцов.

2.	Нестабильность фазоструктурного состояния околошовной
зоны, вероятно, связана с распадом остаточного аустенита [18, 19,
23] и, в меньшей степени, с отпуском мартенсита закалки. Об этом
свидетельствует удлинение свободных от нагрузки образцов. Рас-
тягивающие напряжения I рода интенсифицируют превращение
у — М, подавляя при этом отпуск мартенсита закалки, а сжима-
ющие, наоборот, подавляют бездиффузионное превращение у — М
и ускоряют процесс изменения тетрагональное™ мартенсита за-
калки (аналогично с зоной шва). Деформации образцов и изменения
коэрцитивной силы Ие хорошо коррелируют со сделанным объяс-
нением размерной нестабильности околошовной зоны.

3.	Зона отпуска отличается достаточно высокой размерной ста-
бильностью.

Таким образом, можно сделать основной вывод о том, что размер-
ная нестабильность сварных соединений из стали 35, являющаяся
следствием перераспределения в процессе вылеживания при повы-
шенных температурах поля остаточных напряжений, в конечном
счете определяется неустойчивостью фазоструктурного состояния,
усугубляющейся высоким уровнем напряжений I рода, который
повышает неустойчивость метастабильных структур и интенсифи-
цирует распад последних, сопровождающийся значительными объ-
емными изменениями. Процессы релаксации о I рода, имеющие,
безусловно, место, вероятно, в значительно меньшей мере ответ-
ственны за нестабильность размеров. Эта мысль хорошо подтвер-
ждается зависимостью остаточных деформаций от уровня напряже-
ний (см. рис. 90) для образцов-имитаторов зоны закалки: с увели-
чением растягивающих напряжений в диапазоне 150—-300 МПа,
если согласиться с тем, что мартенсит стабилизирован, проходят
релаксационные процессы, за счет которых при напряжениях
4-300 МПа развиваются остаточные деформации удлинения ~10-4
(6—8 мкм), близкие по величине к деформациям образцов-имитаторов
зоны отпуска при данном уровне напряжений.
Рис. 91. Плоский образец (а) и схема прокатки зон сварного соединения (б)

Подводя итоги проведенного исследования, можно однозначно
сделать вывод о том, что природа самопроизвольного деформирования
сварных соединений из среднеуглеродистых конструкционных сталей
определяется физическими процессами, протекающими в микро-
объемах и связанными в первую очередь с распадом мартенсита
закалки в условиях активирующего воздействия послесварочного
поля остаточных напряжений I рода.

Следовательно, для объяснения природы явления необходимо
было выявить причины нестабильности фазоструктурного состояния
сварных соединений и изучить механизм повышения (снижения)
его устойчивости под действием полей напряжений I рода.

Для экспериментальной проверки полученных на имитаторах
результатов на сварных образцах были проведены исследования
влияния различных уровней остаточных напряжений на реологи-
ческие характеристики посредством изменения эпюры напряжения
пластической деформацией. С этой целью в образцах, прокатанных
по двум схемам (рис. 91) на машине МВТУ МПР-1, создавали раз-
личные напряжения от —400 до -|-500 МПа (рис. 92), определенные
экспериментально по принятой методике.

4*

Рис. 92 Эпюры остаточных напряжений в образцах из стали 35Ш:

/ — прокатка по зоне II при Р — 9000 Н; 2 — после сварки; 3,4 — прокатка по зоне I
при Р = 9000 и 12 500 Н соответственно

99
Рис. 93, Кривые деформирования образцов:
1,3 — после прокатки с Р = 9000 Н по зоне /
и II соответственно; 2 — после прокатки с Р =
= 12 500 Н по зоне Г, 4 — после сварки

Результаты деформирования об-
разцов в условиях длительной вы-
держки при 150 °С (рис. 93) свиде-
тельствуют о том, что деформации
зависят от характера и уровня на-
пряжений и происходят вследствие
релаксации остаточных напряжений

и явления отпуска, связанного с процессом распада мартен-
сита.

Так, при увеличении сжимающих напряжений до —400 МПа
путем прокатки по зоне II одновременно интенсифицируются на-
правленные в одну сторону деформации, вызванные релаксацией
остаточных напряжений и отпуском мартенсита. Создание же рас-
тягивающих напряжений посредством прокатки зоны I приводит
к тому, что деформации, вызванные релаксацией напряжений,
направлены противоположно деформациям, связанным с распадом
мартенсита, а характер общей деформации определяется степенью
пластической деформации.

5.3. ВЗАИМОСВЯЗЬ ФАЗОВОГО СОСТАВА И ПОЛЯ
ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ

Анализ результатов, представленных в разделе 3.2.2, показы-
вает, что сначала с изменением И от 25 до 50 мм максимальное со-
держание а-фазы в шве уменьшается, а при дальнейшем увеличении
И от 50 до 120 мм содержание а-фазы в этих точках возрастает и
почти достигает той же величины, что и при Я = 25 мм. Можно пред-
положить, что при уменьшении высоты Н меняется уровень поля
остаточных напряжений I рода, как видно из рис. 46. Анализируя
характер распределения по поперечному сечению сварного соеди-
нения поля остаточных сварочных напряжений I рода и содержания
а-фазы, можно отметить крайне важный факт, что а-фаза имеется
лишь в зоне пиковых растягивающих остаточных напряжений,
имеющей протяженность ~5 мм. Кривые распределения по попереч-
ному сечению остаточных сварочных напряжений I рода <т0СТ =
— [ (Н) и содержания а-фазы а = / (Н) в значительной степени
качественно повторяют друг друга. Принимая во внимание данные
ряда исследований [9, 15, 22, 24] по влиянию на фазовые превраще-
ния растягивающих напряжений I рода (достигающих в нашем слу-
чае послесварочного термодеформационного цикла 800 МПа), право-
мерно предположить, что остаточные напряжения инициируют
фазовое превращение аустенита в мартенсит. Весьма интересным
является определение зависимости содержания а-фазы от величины
растягивающих остаточных напряжений I рода. На основании
данных, представленных на рис. 45 и 46, была определена выше-
100
Рис 94. Кривые зависимости содержания а-фазы
от уровня остаточных напряжений в сварных соеди-
нениях стали Г2Х18Н10Т

указанная зависимость а = / (оост), гра-
фик которой приведен на рис. 94. Эта
зависимость нелинейна и в общем виде
может быть описана степенной алгебраи-
ческой функцией вида

у -= ахп.

При дальнейшей математической обработке с использованием метода
наименьших квадратов получаем следующее

Набор значений у,} аппроксимируем функцией вида

у — ах*-, I — 1, 2, 3, ..АГ,	(14)

где # — число точек (хг, у;); а и п — параметры, которые требуется
найти.

Прежде чем приступить к определению параметров а и п, пред-
ставим (14) в виде

1п у1 = п 1п а 4- п 1п хг; I = 1, 2, 3, .... ЛЕ	(15)

Если ввести обозначение

А = п 1п а,	(16)

то система уравнений (15) будет линейной относительно параметров
А и п:

1п у1 = А п. 1п ху, I = 1, 2, 3, .... Л7.	(17)

Поэтому параметры А и п можно найти, используя метод наимень-
ших квадратов. На самом деле уравнения (14) и (17) вследствие
наличия случайных ошибок е1( е2.......еп будут приближенными.

При учете этих ошибок система уравнений (17) примет вид

1пг/г — А — п1пхг = е2; I = 1, 2, 3, ..., «V.	(18)

Наиболее точными значениями параметров А и п являются та-

кие, при которых У е? будет минимальной. Сумма уравнений (18)
1 = 1

может быть записана так:
м	к

2 (1п У1 — Л — п 1п х,) = 2 ег.
1=1	1=1

Нужно найти минимум функции
ы
е| — 2 (1п у( — А — п 1п х,)2,
1=1 >=1
к

а так как в точке минимума первые производные е?

<=1

должны быть равны нулю, можно записать

д Е е?

1=1
дА

1=1
дп,

ы

=	2(1п#г - А — л1пх0(— 1);

и

У1 — А - п1пхг) (— 1п.гг).

Отсюда

А + п X 1п хг = X 1п у{-,
1=1 1=1

МММ

А X 1п х( + « 2 1п2 XI = 2 111X1 1п У1-
1 = 1	1 = 1	1=1

по А и п

(19)

Вводя обозначения

&1 = 2 1пх,-; Ь2 — X) 1п2хг-;
1 = 1	1 = 1

и

<?1 = X! 1п^;

1=1

С2 = Е 1п XI 1п У1

1 = 1

и решая систему (19) относительно Л и п, получим

А = (С1&2 - с2&0/(&2 - 6?);	(20)

П = (С2 - С1&!)/(&2 — &1).

Принимая во внимание (16), найдем параметр а:

а = ехр (А/п).	(21)

Таким образом, подставляя численные значения х, и в (19), с по-
мощью формул (20) и (21) получим а — 1,232; п = 0,209,
Следовательно,

у - 1,232а0,209; а = 1,232о°’209.	(22)

С ростом остаточных напряжений содержание а-фазы увеличи-
вается с постоянно растущим градиентом. На основании этого
можно, очевидно, предположить, что, меняя различными путями
величину остаточных напряжений, образующихся в процессе не-
обратимых пластических деформаций металла шва и околошовной
зоны, можно соотвештвенно менять в определенной мере содержание
а-фазы как одного из основных факторов, определяющих размерную
стабильность и другие важные служебные характеристики изделия.

Соотношение (22) позволило в последующих исследованиях на
этих сталях просто и надежно определять остаточные сварочные
напряжения из преобразованной формулы

1п о — 1п (а/с)/1п с,	(23)

где с = 1,232.
ГЛАВА 6

ПРИРОДА РАЗМЕРНОЙ НЕСТАБИЛЬНОСТИ
СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

6.1.	СУЩЕСТВУЮЩИЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О ПРИРОДЕ ЯВЛЕНИЯ

Первые шаги по изучению механизма деформирования сварных
соединений с течением времени были сделаны в работах [18, 19].
Было показано, что основной причиной деформирования сварных
соединений из низколегированных сталей является бездиффузион-
ное превращение остаточного аустенита в мартенсит, протекающее
в процессе вылеживания образцов при комнатной температуре
и сопровождающееся резким увеличением удельного объема (на 1 —
1,5 %). По данным авторов, решающее значение на деформации во
времени оказывает химический состав металла сварного соединения.
Деформирование сварных конструкций зависит также от техноло-
гических параметров, из которых основными являются марка при-
меняемых электродов, концентрированность источника тепла и
погонная энергия. Электроды, способствующие образованию не-
устойчивых структур, вызывают деформирование сварных образцов
всех марок сталей. Повышение же концентрированности источника
тепла или понижение погонной энергии уменьшают деформации
во времени. Деформирование сварных образцов происходит у низко-
легированных конструкционных сталей, интервал превращения ко-
торых лежит в области комнатных температур.

Второстепенными причинами деформирования сварных конструк-
ций из исследованных в работах [18, 19] сталей являются процессы
релаксации напряжений и структурные превращения, связанные
с понижением степени тетрагональности мартенсита закалки.

Деформирование же сварных образцов из условно структурно-
стабильных сталей (15Х18Н12С4ТЮ, 12Х18Н9Т, СтЗ) в случае
вылеживания при комнатной температуре (по ранее указанной
причине) обнаружено не было.

В работе [26] сделан вывод о том, что процесс деформирования
сварных соединений во времени протекает вследствие:

—	релаксации напряжений и ползучести;

—	превращения остаточного аустенита в мартенсит;

—	отпуска мартенсита закалки.

Обнаруженное благодаря применению более чувствительной мето-
дики измерения и специальной конструкции образца [26] деформи-
рование во времени сварных соединений из условно структурно-
стабильных сталей (СтЗ) при комнатной температуре (см. рис. 31, а)
объясняется релаксацией остаточных напряжений и ползуче-
стью.
Сварные соединения с нестабильной структурой в зоне сварного
шва деформируются во времени в зависимости от степени закалки
и количества остаточного аустенита. Так, сварные соединения из
низколегированных сталей (см. рис. 3) деформируются вследствие
превращения остаточного аустенита в мартенсит. При сварке же
среднеуглеродистых сталей (рис. 31, о, б) процесс деформирования
связан с отпуском мартенсита закалки и релаксацией напряжений
в зоне закалки, так как в процессе сварки аустенит практически
полностью превращается в мартенсит.

Решающее значение имеет химический состав металла сварного
соединения [18, 19].

Далее авторами так же, как и в исследованиях [18, 19], указы-
вается на то, что существенное влияние на процессы деформирования
сварных соединений во времени оказывают технологические факторы.
Так, при увеличении скорости охлаждения при сварке образцов
из стали 35Ш увеличиваются деформации во времени при хранении
образцов при 100 °С.

В работе [8] основные причины деформирования сварных соеди-
нений из исследованных материалов (алюминиевые и титановые
сплавы; стали), по мнению автора, заключаются в структурных
превращениях и релаксации остаточных напряжений в процессе
вылеживания при повышенных (60—200 °С) температурах. Дефор-
мирование сварных соединений из алюминиевого сплава 01915 при
комнатной температуре объясняется автором нестабильностью струк-
туры в зоне растягивающих напряжений.

Одной из причин нестабильности сварных соединений во времени
автор называет также воздействие различных внешних факторов
(механическая обработка, транспортировка сварных конструкций,
эксплуатационные нагрузки), приводящих к перераспределению
эпюры остаточных сварочных напряжений и формоизменениям
конструкций. Так, в элементах и узлах из алюминиевых и титановых
сплавов нестабильность проявляется с достижением рабочими напря-
жениями уровня, определяемого разностью величин предела теку-
чести и наибольших растягивающих остаточных напряжений. Для
алюминиевых (Амгб и 01915) и титановых (ОТ4-1, ТС-5) сплавов,
по данным автора, нестабильность проявляется при рабочих напря-
жениях, превышающих 0,35 величины предела текучести.

Анализ литературных источников по вопросу изучения природы
послесварочного деформирования сварных соединений с течением
времени показывает, что в настоящее время отсутствуют достаточно
систематизированные исследования по этому вопросу. Этим можно
объяснить: противоречия в выводах различных авторов [8, 26] по
оценке стабильности сварных соединений; отсутствие четких, кон-
кретизированных критериев оценки стабильности сварных соеди-
нений из различных материалов, являющихся той базой, на основе
которой вырабатываются требования к методам размерной ста-
билизации.

Выводы о причинах нестабильности сварных соединений во вре-
мени носят скорее предположительный, нежели утвердительный
104
характер. В некоторых работах, например [8], в основных выводах
смешиваются такие принципиально отличные понятия, как само-
произвольное деформирование во времени и деформирование от
прикладываемых внешних (эксплуатационных) нагрузок, имеющие,
безусловно, различную природу.

Практически полностью, за некоторым исключением [18, 19],
отсутствуют исследования, имеющие целью только изучение при-
роды явления. Имеющиеся же экспериментальные данные крайне
незначительны по объему и не позволили по этой причине авторам
обосновать свои предположения.

Высказываемые же авторами предположения об основных при-
чинах деформирования сварных соединений во времени в основном
совпадают; можно назвать следующие причины:

1.	Фазоструктурные превращения, связанные с распадом
неустойчивых структурных составляющих (таких, как у0Ст, Мяак)
и сопровождающиеся изменением удельного объема (до 1—1,5 %).

2.	Релаксация остаточных сварочных напряжений.

3.	Ползучесть зон сварного соединения.

Решающее значение каждого из этих факторов зависит, по мне-
нию авторов [18, 19], от химического состава свариваемого мате-
риала и от погонной энергии сварки.

Таким образом, очевидно, что для более глубокого понимания
физики явления самопроизвольного деформирования сварных соеди-
нений с течением времени, без которого немыслим переход к раз-
работке методов размерной стабилизации из-за отсутствия четко
сформулированных требований к последним, необходимо найти
взаимосвязь вышеперечисленных факторов, ответственных за не-
стабильность, и выработать четкие критерии по оценке стабильности
сварных соединений.

6.2.	ИЗУЧЕНИЕ ПРИРОДЫ ЯВЛЕНИЯ НА МИКРОСКОПИЧЕСКОМ
УРОВНЕ

6.2.1.	Сварные соединения малоуглеродистых сталей

Самопроизвольное деформирование сварных соединений мало-
углеродистых сталей во времени — сложное явление, которое проис-
ходит при одновременном участии нескольких взаимосвязанных
процессов. В первом приближении механизм самопроизвольного
деформирования сварного соединения малоуглеродистой стали может
быть описан законом ползучести металла сварного соединения под
действием собственных остаточных напряжений, с учетом объемных
эффектов от структурных превращений. Если рассматривать процесс
деформирования в течение небольшого промежутка времени, то изме-
нением остаточных напряжений за счет их релаксации можно пре-
небречь. Тогда из рассматриваемого сварного соединения можно
будет вырезать некоторую элементарную полоску, как это показано
на рис. 95, и считать ее нагруженной постоянными во времени напря-
жениями. При этом можно считать, что физическая природа пласти-
Рис. 95. Напряженное состояние свар-
ного соединения

Рис. 96. Напряженно-деформирован-
ное состояние дислокационной струк-

ческой деформации одинакова как в металле этой полоски, так и во
всем рассматриваемом объеме сварного соединения.

Используя теорию ползучести, для рассматриваемого элемента
металла сварного соединения можно записать:

~ ^упр х “Г ^пл х “1“ $полз х “Г ®стр х + &а1х-	(24)

Принимая во внимание, что температура сварного соединения в про-
цессе его хранения не изменяется (еа4ж = 0), а мгновенных макро-
скопических пластических деформаций не происходит (еПЛ X 0),
введем понятие необратимой деформации:

= еПОЛз встр*	(25)

Тогда, подставляя выражение для необратимой деформации (25)
в уравнение (24) и, продифференцировав его по времени, с учетом,
что напряжения ах не изменяются во времени, получаем

= ёхн.	(26)

Таким образом, для небольшого промежутка времени можно считать,
что скорость самопроизвольной деформации равна скорости ее не-
обратимой части.

Металл сварного соединения состоит из множества зерен, кото-
рые, в свою очередь, можно разделить на несколько монокристал-
лических блоков, как это показано на рис. 95. Рассмотрим условия
деформирования произвольно ориентированного в пространстве мо-
нокристаллического блока кубической формы с размером ребра,
равным 10, который содержит только одну краевую линейную дисло-
кацию. Схема деформирования такого блока показана на рис. 96.
Под действием касательных напряжений т линейная дислокация
будет перемещаться в плоскости скольжения по направлению п
и за время (Ихр ее перемещение составит дп. Тогда изменение угла у
при вершине монокристаллического блока за время составит
йу = МпИо,

где Ь — вектор Бюргерса краевой линейной дислокации.
106
Используя уравнение Леви — Мизеса для условия пластичности,
можно определить величину приращения продольной деформации
ползучести по направлению оси х:

(1г х = [4& йп/(3/о)] соз2 (л/4 - а) соз2 р,

где Р — угол между направлением скольжения дислокации п и
проекцией оси х на плоскость скольжения дислокации (0 < р <
< л/2); а — угол между направлением оси х и ее проекцией на
плоскость скольжения дислокации (--л/4 < а с л/4).

Если предположить, что рассматриваемый монокристаллический
блок имеет несколько краевых линейных дислокаций и их средняя
плотность в металле сварного соединения составляет р, то пере-
мещение каждой из этих дислокаций на расстояние йп за время
вызовет приращение продольной деформации:

(1гх = (4/3) рЬйп, соз2 (л/4 + а) соз2 р.	(27)

Обозначим через V скорость движения дислокаций в плоскостях
скольжения. Тогда выражение (27) можно переписать в следующем
виде:

с(ех = (4/3) рйи//хр соз2 (л/4 -]- а) соз2 р.

Принимаем металл рассматриваемого элемента сварного соединения
изотропным, т. е. все направления ориентации плоскостей скольже-
ния дислокаций относительно оси х являются равновероятными
и, следовательно, все блоки распределены равномерно по области
существования углов аир. Тогда перемещение всех входящих
в рассматриваемый элемент дислокаций на расстояние йп вызовет
приращение его деформации по оси х на б/едиолз:

полз = (4/л2) | | (4/3) р&ц <11 хр соз2 (л/4	а) соз2 р йа бф. (28)

а ₽

Проинтегрировав полученное выражение (28) по области существо-
вания углов аир, получаем

всполз = [(л + 2)2/(12л2)] рЬ^й/хр.

Известно, что скольжение дислокаций в малоуглеродистой стали
при температурах не выше 200 °С контролируется механизмом
Пайерлса [13, 28], который позволяет записать следующее выраже-
ние для скорости движения дислокации по плоскостям скольжения:

ц = (аЬч/а?) I ехр (— Г/ЛД) зй О/т/ЛД),	(29)

где а — расстояние между соседними долинами Пайерлса в пло-
скости скольжения дислокаций; V—частота Дебая; о>— критиче-
ская ширина двойного перегиба; I — среднее расстояние, которое
может быть пройдено двойным перегибом после его образования;
№ — энергия активации процесса зарождения двойного перегиба;
</ — активационный объем; К — постоянная Больцмана; I — тем-
пература хранения сварного соединения; т — сдвиговое напряжение
Если не учитывать процесс старения металла сварного соедине-
ния, то линейная дислокация будет закрепляться только по грани-
цам монокристаллическою блока и среднее расстояние, которое
может пройти двойной перегиб, будет равно среднему размеру блока,
т. е. /0. Однако так как ползучесть сопровождается процессами
старения металла сварного соединения, при котором атомы раство-
ренной примеси азота или свободного углерода перемещаются к дис-
локациям и, осаждаясь на них, создают дополнительные точки за-
крепления, то среднее расстояние, которое может пройти двойной
перегиб, уменьшается от 10 до ю. Тогда это расстояние может быть
описано следующим выражением:

I = р/0/(р + с/0),	(30)

где с — количество примесных атомов, осевших на дислокациях
на время /хр в единице объема металла сварного соединения.

Для небольшого промежутка времени можно принять, что кон-
струкция атомов примеси, растворенных в бездефектной решетке
матрицы, существенно не изменяется. Тогда процесс старения фер-
рита в малоуглеродистой стали может быть описан уравнением
Коттрелла — Билби [13, 16, 28]:

С = 3 (л/2)1/3 р [Д/)/хр/(К/)]2/з Со,	(31)

где А — коэффициент, учитывающий дефект решетки металла-рас-
творителя при внедрении в нее атома примеси; О — коэффициент
диффузии атомов примеси в металле-растворителе; Со —- начальная
концентрация атомов примеси в металле-растворителе.

Полученные зависимости (26), (29) и (30) позволяют записать
выражение для определения скорости деформации ползучести ме-
талла сварного соединения из малоуглеродистой стали с учетом
процессов его старения:

*хполАр=[(я I 2)2ай2рЫ0/[12л2и2(р 4-с/0)]} х

хехр [— 1Е/(К/)] зЬ [^/(1' 2 К/)].	(32)

Однако, как известно, старение феррита в малоуглеродистой стали
сопровождается изменением удельного объема металла [9, 15],
что также необходимо учитывать при выводе общего уравнения де-
формирования. За время ?хр относительная деформация еж, связан-
ная с изменением объема металла сварного соединения при его
старении, составит

естрзс - [1 ] с ДУГ3- 1,
где ДЕ - изменение объема металла при закреплении одного атома
примеси на его дислокации.

Теперь можно записать полное выражение для скорости не-
обратимой деформации, которая, как было показано выше, опре-
деляет скорость самопроизвольной деформации рассматриваемого
элемента металла сварного соединения:

ёж = {(л + 2)2 а&2рЫо/[12л2и2 (р -! с/0)]} X

Хехр[— Г/(К/)]8Ь[<7Ох/(/2 К/)] |- ёстрж.	(33)
Интегрирование полученного выражения (33) по времени дает воз-
можность получить полную аналитическую зависимость, описыва-
ющую механизм самопроизвольного деформирования сварных соеди-
нений малоуглеродистых сталей:

₽я = сх/Е 4-{(л -1- 2)2 Ь2рач10 [К!/(АО)]2'3 ехр [— Г/(А/)]/(4л2и23,45с0)} х

X зЬ [Чах/(У2 К/)] {1$ - [да(ЛР)]1/3 агс!ё (3,45/0с0)1/2Х

X [(АО/хр)/(А/)]’/3/(3,45/0с0)1/2}4-{ 1 +3,45р ЛК [(ЛО/хр)/(К/)]2/3с0}1/3 - 1.

(34)

Чтобы проанализировать полученную зависимость (34), пред-
ставим ее в упрощенном виде:

гх = Ох/Е 4- ^1^'/3 - агс!ё (О&)-[1 - (1 ~ ^Д3)*73], (35)
где к1г к3 и к3 — постоянные, не зависящие от времени коэффи-
циенты.

Следует отметить, что кг связано только с процессом чистой
ползучести металла, а к2 и к3 — с процессами его старения.

Анализ зависимости (35) показывает, что величина самопроиз-
вольной деформации сварного соединения малоуглеродистой стали ея
определяется суммой четырех составляющих, одна из которых,
а именно упругая составляющая, в случае принятых допущений
является постоянной по отношению к времени хранения.

Рассмотрим случай, когда влияние процессов старения на общий
ход самопроизвольного деформирования незначительно. При этом,
в соответствии с уравнением Коттрелла — Билби (31), значение
коэффициента к* должно увеличиваться, а к3, наоборот, снижаться.
В пределе процесс деформирования сводится к хорошо известной
зависимости Андраде, которая многократно подтверждалась экспе-
риментальными данными различных авторов.

Теперь можно рассмотреть другой случай, когда процесс чистой
ползучести металла заторможен, например при <тх — 0. В этом
случае коэффициент к± также равен нулю, а следовательно, и вторая,
и третья составляющие самопроизвольной деформации тоже обра-
щаются в нуль. В таком случае процесс деформирования сварного
соединения полностью определяется четвертой составляющей, т. е.
только объемными эффектами, вызванными процессами старения
металла.

Полученная зависимость (34) или (35) позволяет также оценивать
влияние различных внешних и внутренних факторов на величину
самопроизвольной деформации сварного соединения малоуглеро-
дистой стали.

Изложенное выше позволяет сделать следующие выводы.

1.	Самопроизвольное деформирование сварных соединений
малоуглеродистой стали — сложное явление, происходящее при
одновременном участии нескольких взаимосвязанных процессов,
главным из которых является ползучесть металла под действием
значительных остаточных напряжений.
2.	Старение феррита в металле сварною соединения малоуглеро-
дистой стали оказывает заметное влияние на величину самопроиз-
вольной деформации, что необходимо учитывать, особенно если
остаточные напряжения малы.

3.	Основными факторами, влияющими на величину самопроиз-
вольной деформации сварных соединений малоуглеродистой стали,
являются: остаточные напряжения ох, плотность дислокаций р,
температура хранения I, размер зерна /0, начальная концентрация
примеси Со, структурные и фазовые превращения [23].

6.2.2.	Сварные соединения аустенитных сталей

Анализируя результаты, представленные в разделе 5.2.1,
можно однозначно сделать вывод о том, что природа самопроизволь-
ного изменения геометрических форм и размеров сварных соедине-
ний аустенитных сталей определяется в первую очередь физиче-
скими процессами, протекающими в микрообъемах зоны I, а именно,
как уже упоминалось выше, фазовым превращением аустенита и ре-
лаксацией остаточных напряжений. Для объяснения и выявления
взаимосвязи этих явлений необходимо выяснить механизм дефор-
мирования во времени.

По данным [18, 19, 23, 27], для большинства сварных соединений
различных сталей и сплавов с понижением температуры хранения
интенсивность деформаций во времени уменьшается. Исключение
составляют лишь стали мартенситного класса, у которых понижение
температуры приводит в области отрицательных температур к изме-
нению знака деформации на противоположный. Это объясняется
распадом остаточного аустенита в зоне сварного соединения. Все
это подробно описано в теоретических работах в области металло-
ведения и металлофизики [3, 9, 14, 15, 16, 20, 22, 24]. При пониже-
нии температуры хранения, по данным вышеприведенных исследо-
ваний, происходит резкое затухание процессов релаксации и ползу-
чести, являющихся основным источником деформаций во времени,
и, в конечном итоге, их уменьшение.

Однако, как показали экспериментальные исследования, сварные
соединения аустенитных сталей изменяют свои геометрические раз-
меры как в области положительных, так и отрицательных темпе-
ратур. Причем при равенстве по абсолютной величине температур
хранения деформации во времени при отрицательной температуре
в несколько раз выше, чем при положительной. Для объяснения
этого факта на первом этапе была исследована стабильность полей
остаточных сварочных напряжений I рода как одна из основных
причин, вызывающих изменение размеров во времени. В процессе
вылеживания происходит падение уровня остаточных сварочных
напряжений на 10—60 % в зоне пиковых растягивающих напряже-
ний в зависимости от температуры хранения и далее перераспределе-
ние всей эпюры напряжений. Помимо того, в области отрицательных
температур происходит увеличение содержания а-фазы, а в области
положительных температур, наоборот, уменьшение. Все эти явления
имеют место в зоне 1 сварного соединения.
110
По данным работ [9, 13, 15, 161, механизм низкотемпературной
деформации для аустенитных сталей определяется повышением
плотности дислокаций при низких температурах, скоплением их
вдоль полос скольжения и малым сопротивлением перемещению
дислокаций. Этот процесс активизируется при наличии высоких
растягивающих напряжений I рода.

Анализируя экспериментальные данные с позиций современных
теоретических представлений металловедения и металлофизики, фи-
зические процессы, происходящие в зоне 1, можно описать следу-
ющим образом.

Основной причиной нестабильности полей остаточных напряже-
ний I рода и фазоструктурного состояния как в области отрицатель-
ных, так и положительных температур хранения является релакса-
ция остаточных напряжений.

В области положительных температур интенсивность этого про-
цесса с повышением температуры хранения увеличивается за счет
повышения активности дислокаций и подвижности атомов, при-
водящих к падению предела релаксации и ускоренному накоплению
микропластических деформаций. Фазоструктурные процессы, изме-
няющие степень тетрагоналыюсти мартенсита, а частично и его
распад, в области исследованных положительных температур можно
не учитывать из-за их низкой интенсивности (Да за весь период
хранения не превышает 0,5 %; вклад деформаций, обусловленных
протеканием этих процессов, в общую деформацию не пре-
вышает 7 %).

В области отрицательных температур хранения интенсивность
процесса релаксации напряжений с понижением температуры проис-
ходит также за счет понижения предела релаксации материала. Это
обусловлено увеличением количества микрообъемов, в которых
под действием высоких растягивающих напряжений I рода протекает
фазовое превращение аустенита в мартенсит. Другие превращения,
согласно работе [251, маловероятны, так как в исходном состоянии
в данной стали нет феррита. Интенсивное протекание прямого фазо-
вого превращения (изменение содержания а-фазы в зоне I дости-
гает 5 %; деформация, обусловленная протеканием этого процесса,
составляет 20 % общей деформации во времени) инициирует эффект
сверхпластичности [7, 23, 9, 28]. Он заключается в резком увели-
чении числа плоскостей скольжения и активации дислокаций в мо-
мент мартенситного превращения аустенита. Все это в сумме при-
водит к интегральному накоплению микропластических деформаций
удлинения.

На базе теории сварочных напряжений и деформаций [4, 21, 26]
механизм самопроизвольного деформирования сварных соединений
аустенитных сталей с течением времени на уровне макрообъемов
может быть сформулирован следующим образом.

Физические процессы, происходящие в зоне / сварного соедине-
ния в период хранения, приводят к уменьшению пиковых значений
остаточных сварочных растягивающих напряжений на 10—60 %
их исходной величины. Происходит перераспределение эпюры оста-
111
точных напряжений по поперечному сечению образца или детали
и, как следствие, упругое деформирование конструкции во вре-
мени.

6.3.	О ПРИРОДЕ ЯВЛЕНИЯ НА СУБМИКРОСКОПИЧЕСКОМ УРОВНЕ

6.3.1.	Общие физические предпосылки

Для изучения физики явления в первую очередь необходимо
выяснить механизм самопроизвольного изменения размеров зака-
ленных структур в отсутствие полей напряжений I рода от внешней
нагрузки.

Закаленная сталь всегда находится в структурно-напряженном состоянии [9].
Согласно классификации, предложенной Давиденковым Н. Н , внутренние напря-
жения по протяженности силового поля подразделяются на напряжения: I рода
(макронапряжения, охватывающие области, которые соизмеримы с размерами де-
тали); напряжения II рода (микронапряжеиия, распространяющиеся на отдельные
зерна или группы зерен) и напряжения III рода (субмикроскопические, относящиеся
к искажениям атомно-кристаллической решетки); причем последние в литературе
чаще называются статическими искажениями решетки или искажениями III рода [23 ].

Согласно представлениям физики твердого тела, напряжения в металле или
сплаве, независимо от причин, их вызывающих, рассматриваются как следствие
искажения кристаллической решетки [23]. К числу основополагающих закономер-
ностей теории внутренних напряжений следует отнести принцип соотношения абсо-
лютных предельных значений внутренних напряжений различных родов, который
формулируется так: «абсолютные предельные значения внутренних напряжений
в кристаллических телах изменяются обратно пропорционально длине базы их
взаимного уравновешивания» [23]. Описываемый принцип подтверждается тем, что
потенциальная энергия напряжений III рода в металлах составляет ~98 % сум-
марной энергии внутренних напряжений (рис. 97).

Важнейшим методическим следствием вышеизложенного, учитывая, что напря-
жения III рода па два порядка выше напряжений I рода, является тот факт, что
напряжениям III рода принадлежит определяющая роль в развитии процессов
микродеформирования.

Следовательно, современное изложение теории внутренних напряжений и де-
формаций необходимо вести на базе анализа характера искажений кристаллической
решетки.

Известно, что любая термодинамическая система стремится к минимуму свобод-
ной энергии, которая складывается из двух составляющих: тепловой и потеициаль-

Рис. 97. Схематическая зависимость потенциальной энергии от межатомного рас-
стояния г (а) и распределения ее в твердом теле по напряжениям I, II, III родов (б)
ной Напряжения I и II рода ввиду малости предельных значений вносят вклад
только в потенциальную составляющую свободной энергии. Напряжения III рода
и соответствующие им искажения кристаллической решетки столь существенны, что
приводят к изменению как потенциальной, так и тепловой составляющей свободной
энергии. Это находит свое выражение в том, что тепловые колебания атомов в зоне
искажений изменяются. Последнее обстоятельство приводит к изменению вибра-
ционной энтропии системы и, как следствие, ее свободной энергии [23].

Поскольку фазоструктурные превращения протекают при снижении свободной
энергии первичной фазоструктурной составляющей, неоспоримо влияние напряже-
ний всех родов на данный процесс.

Следует отметить, что несмотря на решающее влияние на процессы, связанные
со структурными превращениями, напряжений III рода, напряжения I рода, име-
ющие величину на два порядка ниже, также могут в определенной мере влиять на
ход фазоструктурпых превращений. Например, в настоящее время общеизвестно,
что напряжения I рода могут повышать температуру превращения аустенита в ста-
лях [23].

Релаксация напряжений при нагреве является термически активируемым про-
цессом, поэтому скорость его протекания зависит от энергии активации (потенциаль-
ного барьера). Отсюда естественно, что релаксация внутренних напряжений уско-
ряется по мере увеличения индекса рода напряжений. Это объясняется тем, что
с увеличением индекса рода напряжений возрастает их величина и, следовательно,
энергия активации релаксационного процесса уменьшается [23].

Вышеперечисленные положения физики твердого тела и термо-
динамики позволяют констатировать, что для выяснения перво-
причины послесварочного деформирования во времени, т. е. природы
этого явления, необходимо изучить процессы, протекающие во вре-
мени в микрообъемах на уровне атомно-кристаллической решетки
металла.

6.3.2.	Анализ напряженно-деформированного состояния
атомно-кристаллической решетки

В связи с тем, что зона полной закалки сварного соединения из
среднеуглеродистых сталей имеет большую протяженность и более
высокий уровень напряжений I рода по сравнению с зоной неполной
закалки, изучение явлений, протекающих во времени в микро-
объемах этой зоны, представляется первостепенным.

Как было показано в предыдущем параграфе, основной структур-
ной составляющей зоны полной закалки является мартенсит. Учи-
тывая высокую скорость охлаждения (а»« 300 °С/с) данной зоны
в районе температур Аг3 — АГ1 и вплоть до комнатной температуры,
определяющуюся жестким термическим циклом сварки, можно счи-
тать, что диффузионные процессы практически не имели место и
состав мартенсита и остаточного аустенита, зафиксированных после
сварки и охлаждения, адекватен, т. е. среднее содержание углерода
составляет в обоих случаях ~0,35 %.

Поскольку мартенсит представляет твердый раствор углерода
в а-железе и имеет такую же концентрацию, что и исходный аустенит
(0,35 % С), он является пересыщенным твердым раствором, так как
предельная растворимость углерода в а-железе при комнатной
температуре не превышает 0,01 % [9, 15]. Бездиффузионность пре-
вращения предопределяет только перестройку решетки без выделе-
ния углерода. Для кристаллической решетки мартенсита характерна
Рис. 98. Элементарная ячейка атомно-кристаллической решетки феррита (а) и мар-
тенсита с 0,35 % С (б)

тетрагональность, т. е. соотношение осей с/а в решетке мартенсита
>1. Тетрагональность мартенсита прямо пропорциональна содер-
жанию углерода [9, 15].

Тетрагональность мартенсита свидетельствует о том, что решетка
мартенсита испытывает значительные статические искажения, т. е.
возникают высокие напряжения III рода.

Согласно рис. 98, в ненапряженном, т. е. свободном от углерода
а-железе (феррите), параметр о. ц. к. решетки а = 2,86 А. При
внедрении в решетку феррита атома углерода в случае концентрации
последнего 0,35 %, характерной для мартенситного превращения
стали 35, наблюдается существенное изменение межатомных рассто-
яний. Максимальные смещения атомов железа происходят в напра-
влении оси элементарной ячейки кристаллической решетки, про-
ходящей через атом углерода, расположенный в поре одной из
граней ячейки. Величина этих смещений равна [9]

Ас = см0>35 — аа,

где Дс — перемещение атомов железа по оси с, нм; аа — параметр
решетки чистого а-железа, нм; см (о.зз» — параметр тетрагональной
решетки мартенсита стали 35, нм, т. е.

Дс = 0,290 — 0,286 = 0,004 нм.

В перпендикулярной плоскости в направлении а — а смещения
атомов значительно ниже и составляют:

Да = ам(о.з,)

где Да — смещение атомов железа по оси а, нм; ам (0,з5> — пара-
метр решетки мартенсита при 0,35 % С, нм, откуда Да = 0,2854 —
— 0,2860 = —0,0006 нм.

Соответствующие указанным статическим искажениям решетки
напряжения III рода определяются как

(Тшт = Еес |-2р.0п1„;	(36)

=-- Ес0 | ц(оц|с | ^ша),
где о1П с — напряжения III рода по оси с ячейки мартенсита; опт а —
напряжения III рода по осям а — а ячейки мартенсита; ес — относи-
тельная деформация ячейки мартенсита по оси с; еа — относительная
деформация ячейки мартенсита по осям а — а-, р, — коэффициент
Пуассона; Е — модуль упругости I рода.

Принимая р, — 0,3 и Е = 2,0-10® МПа и учитывая, что

= Лс/Яд =1,4-10-2;

еа = &а/аа — — 0,21 • 10-2,

из (36) получаем оШс = 4-3200 МПа; йта = 4-800 МПа.

Следовательно, напряженное состояние элементарной ячейки
мартенсита может быть представлено, как показано на рис. 99.

Наличие таких значительных статических искажений кристал-
лической решетки (напряжений III рода) и схема напряженного
состояния (трехосное растяжение) предопределяют повышение сво-
бодной энергии за счет увеличения ее потенциальной и тепловой
составляющих и приводят к существенному увеличению объема
мартенситной ячейки по сравнению со свободной от углерода ячейкой
феррита (Л|/ ~ 1,0 % для стали, содержащей 0,35 % С).

Увеличение потенциальной и тепловой составляющей, очевидно,
следует из уровня аш [23]. О повышении тепловой составляющей
свидетельствуют данные работы [15], из которых следует, что в мар-
тенсите по сравнению с ферритом происходит не только нарушение
правильной периодичности в расположении атомов в решетке, но
и увеличение среднеквадратичных отклонений атомов от положения
равновесия при их тепловых колебаниях (до 20 %).

Все это свидетельствует об ослаблении сил межатомной связи
в решетке феррита при наличии в ней внедренного атома углерода,
что подтверждается также [15]:

снижением характеристической температуры 0 до 20 %
и более;

падением модуля упругости Е на 5 %;

увеличением коэффициента линейного расширения а до 20 %;

снижением температуры плавления чистого железа по мере уве
личения содержания в феррите	.

углерода.	11 с Я.

По-видимому, максимальный
эффект снижения сил межатомной
связи наблюдается в направлении
оси с элементарной ячейки мар-
тенсита, о чем свидетельствует
более высокий уровень растягива-
ющих напряжений III рода и бо-
лее значительные статические сме-
щения атомов железа.

Рис 99. Напряженное состояние эле-
ментарной ячейки мартенсита (оа __

= 800 МПа, Ос = 3200 МПа)
6.3.3.	Физико-механическая модель напряженно-деформированного
состояния атомно-кристалличсской решетки

По мнению большинства советских и зарубежных ученых —
металлофизикой и металловедов 113, 15], причиной ослабления сил
межатомной связи является наличие внедренного атома углерода,
существенно искажающего кристаллическую решетку феррита. В це-
лом же, несмотря на многочисленность экспериментальных данных
и достижения металлофизики и металловедения по теоретическому
решению проблемы образования и распада пересыщенных твердых
растворов, мартенситное превращение в стали, которое имеет ряд
специфических свойств, выделяющих его в отдельную категорию,
до сих пор в теоретическом аспекте изучено крайне недостаточно.
По-видимому, это связано с тем, что первопричина искажений кри-
сталлической решетки а-железа при наличии внедренного атома
углерода кроется во взаимодействии его электронной оболочки
с электронным газом, окружающим атомы железа и определяющим
металлическую связь последних. Таким образом, окончательное
изучение природы мартенсита и его распада возможно лишь с пози-
ции квантовой механики, которая на данном этапе не позволяет
ученым однозначно ответить на многие вопросы, связанные с этим
уникальным явлением [13, 32, 33].

В настоящей работе на базе имеющихся экспериментальных
данных из области металловедения и термической обработки стали,
а также современных представлений металлофизики о характере
кристаллохимических и физических связей в металлах и их сплавах,
сделана попытка физико-механического моделирования метастабиль-
ной мартенситной структуры с целью углубления представлений
о ее природе и оценки ее устойчивости как при воздействии различ-
ных внешних возмущений, так и при отсутствии таковых.

В специальной литературе по металловедению и термической
обработке сталей [9, 15, 20, 22, 24, 27], а также физике металлов
[26] при анализе структурного состояния мартенситной структуры
стали, как правило, рассматривается деформированное состояние
изолированной элементарной ячейки мартенсита, состоящей из
девяти атомов железа и внедренного атома углерода, и лишь в не-
которых работах показано, что фактически указанная схема условна,
поскольку в ячейке всего два полных атома железа, а атом углерода
внедрен в одну из немногих элементарных ячеек а-железа. Все это,
на наш взгляд, приводит к необоснованному отступлению от истин-
нсго положения вещей и не позволяет воспроизвести комплексную
картину напряженно-деформированного состояния структуры за-
каленной стали.

Элементарная ячейка а-железа может быть представлена, как
показано на рис. 100. ОЦК решетка а-железа возникает благодаря
образованию шести связей их г/6-оболочками при двух коллективи-
зированных 5-электронах. Стягивание образованной коллективизи-
рованными электронами жидкостью Ферми (электронный газ) поло-
жительно заряженных атомных остовов (остатков с внешней обо-
116
Рис. 100. Схема образования валентных
а-связей остовными электронами <1в внеш-
ней оболочки ионов железа вследствие ее
спинового расщепления и перекрывания

[13]

лочкой) ведет к взаимному возбуж-
дению внешних й-орбиталей и вызы-
вает спиновое расщепление ^-оболо-
чек (рис. 100). Перекрытие внешних
частей расщепленных асимметричных
гантелей приводит к образованию
шести валентных ст-связей и к обра-
зованию неплотной примитивной ку-
бической решетки (К = 6), в которую

по центрам вставлена вторая примитивная
образованной таким образом ОЦК ячейке

кубическая решетка. В
центральный атом, взаи-

модействуя с электронным газом (жидкостью Ферми) в направлении
объемных диагоналей, осуществляет с восемью ближайшими соседями
по углам куба металлическую связь. Связи же центрального атома
с шестью соседями второй координационной сферы осуществляются
расщепленными и перекрывающимися йв-орбиталями и носят ко-
валентный характер.

В этой связи структура а-железа соответствует представленной
на рис. 100. В мартенситной же структуре ячейки а •— Рс, свобод-

ные от углерода, чередуются
с ячейками, содержащими
в октаэдрической поре по оси
с атом углерода (рис. 101).

Вполне естественно пред-
положить, что внедрение ато-
ма углерода не может не по-
влиять на равновесие и сим-
метрию структуры а — Рс,
поскольку в направлении оси
с он перекрывает ковалент-
ную связь центральных атом-
ных остовов соседних коор-
динационных сфер (элемен-
тарных ячеек), а также
возбуждается жидкостью
Ферми последних.

Согласно современным по-
ложениям металлофизики,
существование ферромагнит-
ной ОЦК а-фазы железа

Рис. 101. Физическая модель
образования структуры мартен-
сита
сЬязано с наличием во внешних оболочках атомов железа неском-
пенсированных ^«-электронов, сохраняющихся до точки Кюри
(780 °С), выше которой (до 911 °С) железо переходит в антифер-
ромагнитное состояние (у-фаза), когда атомы сохраняют неспарен-
ные б/6-электроны, но образуют две простые кубические подрешетки
с антипараллельными магнитными моментами.

Таким образом, центральные атомные остовы соседних коорди-
национных сфер по оси с при внедренном атоме углерода теряют связь
из-за образования нульмерного дефекта связи и невозможности по
этой причине перекрытия расщепленных асимметричных гантелей.

На вопрос, каково состояние атома углерода в структуре мартен-
сита, в специальной литературе ответа нет. Указания же о том, что
в исходном аустените атом углерода дважды ионизирован [9, 15],
не дают основания распространить это положение на структуру мар-
тенсита. В этой связи сделаем допущение, что атом углерода внедрен
в решетку а-железа и в момент времени ?хр = 0 является нейтраль-
ным. Однако атом углерода сразу же начинает возбуждаться, испы-
тывая давление со стороны жидкости Ферми, внешних остовных
орбиталей атомов железа, лежащих в соседних узлах решетки,
и в первую очередь со стороны разбалансированных гантелей б/«-орби-
талей центральных атомных остовов, стремящихся вытолкнуть атом
углерода и ликвидировать дефект связи. Возникающее реактивное
давление внешней 2р-оболочки атома углерода обусловливает резкое
повышение давления жидкости Ферми и в связующей ковалентной
цепочке в направлении оси с. В результате происходит существенное
удлинение элементарной ячейки по с, а за счет «жесткой» связи
центральных атомов в а-железе — удлинение на такую же величину
прилежащих в направлении оси с координационных сфер. В напра-
влении оси а элементарной ячейки пуассоновское укорочение в зна-
чительной степени компенсируется возникающим давлением между
внешними орбиталями атомных остовов железа и внешней оболочкой
углерода.

6.3.4.	Стабильность физико-механической модели

Представленная на рис. 101 физическая модель мартенситной
структуры, на наш взгляд, позволяет достаточно наглядно просле-
дить кинетику формирования напряженно-деформированного
состояния закаленной структуры стали и качественно оценить
влияние на него концентрации углерода, температуры и различных
внешних статических и динамических возмущений. Главное же
достоинство предлагаемой модели заключается в том, что она поз-
воляет вскрыть первопричину самопроизвольного деформирования
во времени закаленной на мартенсит стали.

На рис. 102 представлена механическая модель, позволяющая
более наглядно, с позиции макрообъемов, оценить в качественном
аспекте напряженно-деформированное состояние закаленной стали.

Анализ физической и механической модели показывает, что
с увеличением концентрации углерода происходит следующее. Если
118
Рис. 102. Механическая модель образования ста-
тических искажений III рода в решетке феррита
рассмотреть цепочку элементарных
ячеек, то на участке Ь пропорциональ-
но концентрации углерода возрастает
число дефектов электронной связи по
оси с, являющихся источником напря-
женно-деформированного состояния
структуры мартенсита. В результате
прямо пропорционально повышаются
давления (напряжения) в цепочке ко-
валентных связей центральных атомных
остовов железа в направлении с и, как
следствие, напряжения а11Тс и о1Иа в
элементарных ячейках а-железа и их
тетрагональность (с/й, рис. 98).

Согласно механической модели
(рис. 102), по аналогии с вышесказан-
ным, повышение концентрации углеро-
да за счет увеличения числа черных
шаров повышает величину действующе-

го сжимающего усилия в центральном звене Ь и приводит к удли-

нению панелей по оси с и незначительному укорочению по оси а.
Для анализа влияния различных внешних статических и динами-

ческих возмущений при дальнейшем исследовании стабильности
мартенситной структуры на базе построенной физико-механической
модели необходимо иметь в виду, во-первых, что дефект электронной

связи по оси с приводит к резкому снижению сил межатомного
сцепления в центральной цепочке атомных остовов за счет факти-
чески полного разрыва последней на дефектных участках. На этом
основании можно считать вполне корректным предположение о том,
что коэффициент линейного расширения а в указанных цепочках
атомных остовов повышается с увеличением содержания углерода
в стали. Подтверждением тому является повышенное значение а
мартенсита по сравнению с ферритом [9, 15] (13-10-6 и П-10"6 соот-
ветственно) и сказанное ранее. Во-вторых, на дефектном участке
сечение существенно ниже из-за значительной разницы в атомных
диаметрах железа и углерода (примерно в 1,6 раза), несмотря на
частичную ионизацию атома железа. Ввиду этого следует ожидать,
что в зоне углеродного сфероида напряжения от сжимающей нагрузки
велики.

Подводя итог сделанному выше на базе построенной физико-
механической модели анализу напряженно-деформированного со-
стояния мартенситной структуры закаленной стали, можно сделать
следующие выводы:

1.	Наличие в атомно-кристаллической решетке а-железа вне-
дренного атома углерода приводит к дефекту связи в направлении
оси с между соседними центральными атомными остовами. В резуль-
тате во внешних оболочках последних остаются пескомпенсированные
(Г-электропы с противоположными магнитными моментами из-за
спинового расщепления б/8-оболочек при образовании валентных
связей с остальными пятью соседними катионами (чем и объясняется
повышенный ферромагнетизм мартенситной структуры). Валентные
цепочки центральных атомных остовов, стремясь устранить дефект
связи за счет притяжения несбалансированных йв-электронов в обра-
зованном магнитном поле, испытывают внутреннюю деформацию
удлинения. Реактивное сопротивление внешней р2-оболочки атома
углерода приводит к возникновению значительных сжимающих
усилий и напряжений в дефектных цепочках центральных атомных
остовов железа, уравновешивающихся внешними бездефектными
цепочками, которые под действием возникающих реактивных усилий
и напряжений существенно удлиняются, что и приводит к тетра-
гональное™ элементарных ячеек, а возросшее давление Ферми-
жидкости предопределяет увеличение их объема.

2.	Напряженно-деформированное состояние мартенситных ячеек
а-железа после закалки асимметрично и характеризуется высоким
уровнем трехосных растягивающих напряжений во внешних связях,
составляющих <тШс = -|-3200 МПа и сгп1а = +800 МПа при кон-
центрации углерода 0,35 % и прямо пропорционально увеличива-
ющихся с повышением последней. Увеличение объема при 0,35 % С
составляет ~1 %.

3.	Коэффициент линейного расширения дефектных цепочек атом-
ных остовов железа выше, чем бездефектных внешних цепочек.

4.	Уровень сжимающих напряжений в дефектных цепочках
в области дефекта связи (атома углерода) повышен.

5.	Мартенситная структура стали после закалки представляет
термодинамически крайне неустойчивую систему из-за существенно
более высокого уровня свободной энергии в сравнении с ферритной
и перлитной структурами, что связано со следующим:

а)	высокий уровень напряжений III рода предопределяет по-
вышенную потенциальную и тепловую составляющие свободной
энергии;

б)	нескомпенсированность б/в-электронов приводит к увеличению
свободной энергии системы из-за высвобождения части связанной
энергии и выражается в повышении ферромагнетизма.

6.3.5. Кинетика взаимодействия полей напряжений высших родов

Если бы закалка осуществлялась в условиях невозможности
внешних формоизменений (абсолютно жесткое тело), то напряжения
II рода между кристаллитами были бы одного порядка с напряже-
ниями III рода. Но в реальных условиях происходит увеличение
объема детали, за счет чего уровень напряжений II рода оказы-
вается существенно более низким. Этому в значительной степени
также способствует наличие пластичной прослойки из нераспав-
шегося аустенита. Однако несмотря на это, межзеренные напряжения
II рода достигают для среднеуглеродистых сталей после закалки
120
500—600 МПа, а высокбуглеродйстых до 1600 МПа [22, 241. На наш
взгляд, эти цифры не вполне корректны в том смысле, что, вероятно,
в этих работах не была обеспечена сквозная прокаливаемость и дан-
ные величины есть не что иное, как сумма напряжений II и 1 рода
от разности объемных дефектов поверхностных и глубинных слоев
металла. В пользу этого предположения свидетельствуют данные
работы [9], в которой показано, что при больших закаливаемых
сечениях в поверхностных слоях развиваются сжимающие напря-
жения I рода 400—800 МПа, переходящие в растягивающие ближе
к сердцевине. Поскольку напряжения II и I рода на один-два порядка
ниже статических искажений III рода, следует ожидать, что напря-
жения II рода при закалке со сквозной прокаливаемостью соста-
вляют не более 300 МПа для стали 35 при свободном формоизменении.

Следовательно, помимо внутренних напряжений III рода струк-
тура мартенсита испытывает воздействие со стороны соседних уча-
стков (кристаллов), что также повышает ее неустойчивость.

Многочисленные исследования, проведенные отечественными
и зарубежными исследователями [9, 15, 20, 30], показали, что
с течением времени в закаленной на мартенсит стали протекают
процессы, связанные с распадом пересыщенного твердого раствора
и сопровождающиеся снижением степени тетрагональности мартен-
сита. С повышением температуры старения (отпуска) процесс резко
интенсифицируется, однако вплоть до температуры отпуска 500 °С
не достигается полное устранение тетрагональности [15].

В области невысоких температур (до 150 °С) фундаментальные
исследования по отпуску закаленных сталей были проведены
Г. В. Курдюмовым и его учениками. Ими было показано, что при
этих температурах в закаленной на мартенсит стали протекают
процессы, которые связаны с выделением метастабильного карбида,
отличающегося от цементита и обозначаемого в литературе как
е-карбид. Он имеет формулу, близкую к ре2С (в отличие от Ре3С
для цементита). Причем, что существенно, этот процесс является
практически бездиффузионным, поскольку перемещения атома угле-
рода не превышают межатомных расстояний [15]. При этом е-карбид
остается когерентно связанным с решеткой мартенсита (т. е. имеет
общий слой атомов железа). Этот процесс сопровождается уменьше-
нием удельного объема (снижением тетрагональности с/а) и сокра-
щением длины образца (рис. 103, а). Подобный распад пересыщен-
ного твердого раствора носит название «скачкообразного» или «ге-
терогенного». Ускорение процесса с повышением температуры
связано главным образом с увеличением числа центров карбидо-
образования.

Процесс этот характеризуется весьма быстрым обеднением твер-
дого раствора в начале выдержки, затем замедлением распада и
получением некоторого метастабильного состояния по содержанию
углерода, мало изменяющегося во времени (рис. 103, б) 19, 15].
Наиболее существенным моментом в выводах, сделанных по резуль-
татам исследований [15], является, на наш взгляд, то, что резкое
уменьшение содержания углерода в мартенсите с повышением тем-
121
Рис. 103. Дилатограмма образца при отпуске (а) и изменение концентрации угле-
рода в мартенсите См при отпуске (б):

1 — отожженная сталь; 2 — закаленная сталь

пературы отпуска приводит к тому, что в случае отпуска при 150 °С
и выше содержание углерода в мартенсите оказывается зависящим
от температуры, по не зависящим от содержания углерода в стали
(рис. 103, б). Согласно рис. 103, б, каждой температуре отпуска
соответствует некоторое метастабильное равновесие, изображенное
сплошной кривой. Уменьшение содержания углерода ниже этого
значения до величин, соответствующих равновесному состоянию,
происходит чрезвычайно медленно. Снижение степени тетрагональ-
ности с/а мартенсита, представленное на рис. 103, б, практически
абсолютно соответствует кривой обеднения твердого раствора угле-
родом.

Опираясь на ранее предложенную физико-механическую модель
напряженно-деформированного состояния атомно-кристаллической
решетки мартенсита (см. рис. 101, 102), можно проследить кинетику
гетерогенного распада последнего при повышении температуры
старения (отпуска). Учитывая значительную величину сжимающих
напряжений II рода (до 200—300 МПа) для среднеуглеродистой
стали и наличие межкристаллитной прослойки из остаточного аусте-
нита (до 3 %), имеющей в 1,5 раза больший коэффициент линей-
ного расширения по сравнению с мартенситом (15,5-10-6 по сравне-
нию с 11,1- 10~е) при температурах от 0 до 100 °С, целесообразно для
полноты картины прибегнуть к параллельному рассмотрению про-
цессов, развивающихся как в структуре мартенсита, так и в меж-
зеренной прослойке остаточного аустенита. Схематичное изображе-
ние участка закаленной структуры представлено на рис. 104.

При нагреве закаленной стали в интервале температур до 150 °С
диффузионные процессы практически не протекают (выражены
крайне слабо) [15]. Однако с повышением температуры возрастает
подвижность атомов и снижаются силы межатомного сцепления.
Основным же фактором, влияющим на устойчивость структуры мар-
тенсита в указанном диапазоне температур, по всей видимости,
122
является изменение напряженно-деформированиоги

как следствие, термодинамической устойчивости системы, е. .

шением температуры возрастают сжимающие напряжения II рода
в аустенитной прослойке, окружающей мартенситные кристаллы
(рис. 104). Величина температурного приращения главных напря-
жений в аустенитной прослойке равна

Лтц/йГ = — Шм/(1 — 2рм)1 (Рт — рм) (1 - Ум).

где Лтп/Л — приращение главных напряжений прн изменении тем-
пературы на 1 °С, МПа/°С; — модуль упругости мартенситной
фазы, МПа; рм — коэффициент Пуассона мартенсита; р — терми-
ческий коэффициент объемного расширения, р? = 70-10"6,	~

--35-10-6 1/°С; ум — процентное содержание мартенсита.

Отсюда йбц = —17,5 (1 — ум) е!1 при р.м = 0,3 и Ек —
2-109 МПа.

Таким образом, для 100 °С увеличение сжимающих напряжений
II рода составит при ум -= 0,97 около —50 МПа, что приводит к сжа-
тию кристалла мартенсита.

Проанализируем теперь собственно устойчивость мартенситной
структуры в отсутствие каких-либо внешних возмущений, при
нормальной температуре и атмосферном давлении.

Экспериментальные данные, полученные в работах [9, 13, 15,
20, 22, 24, 271, свидетельствуют о том, что уже при комнатной тем-
пературе в закаленных сталях происходят структурные превраще-
ния, связанные с распадом неустойчивых фазоструктурных состав-
ляющих (остаточного аустенита и мартенсита). Интенсивность рас-
пада неустойчивых структур растет с повышением концентрации
углерода и достигает максимума при 2,14 % С.

Проанализируем напряженно-деформированное состояине мар-
тенситной структуры при 2,14 % С. Согласно 19, 15], ее ~
= +8,5-10Л ев = —1,2-10-2 н 0Шс = 19200 МПа, оШа =
— +5000 МПа. Таким образом, максимальная величина напряже-
ний III рода составляет ~0,1Е, что соответствует нижнему пре-
делу теоретической прочности металлов и их сплавов [13, 23].
В этой связи естественно предположить, что дальнейшее повышение
в мартенсите концентрации углерода _______	_______

невозможно из-за разрыва межатом-
ных связей. Помимо этого, учиты-
вая, что в зоне дефектов связи уро-
вень напряжений Ош д. с существеннс
выше, можно также предположить,
ЧТО При 0Ш д. с тах ~^О111ешах (ГДЕ
Й < —1), Т. е. При | Ошд.с | >
> 20 000 МПа происходит расщеп-

Рис. 104 Схематичное изображение кристал
лической структуры мартенсита в средне
углеродистых закаленных сталях:

1 — остаточный аустенит; 2 — мартенсит
Рис. 105 Вероятностное распределение углерода в мартенситной структуре (а) и
зависимость энергии активации (свободной энергии) от концентрации углерода (б)
[9]

ление внешней /г-оболочки атома углерода и его ионизация, со-
провождающаяся уменьшением диаметра и падением уровня ошя. с,
снижением тетрагональности и удельного объема структуры мар-
тенсита. Корректность этой мысли вытекает из того, что, согласно
[13, 231, верхний предел теоретической прочности стали составляет
—-0.5Е (105 МПа). Убедительным подтверждением являются также
данные работ [9, 15, 20], из которых следует, что на начальных
стадиях отпуска мартенсита (до 150 °С) из твердого раствора с ис-
ходной концентрацией выделяются мелкодисперсные карбиды со
стехиометрическим соотношением Ее./С<8/1. Отсюда следует, что
связь в этих карбидах чисто металлическая и углерод ионизирован.

Следовательно, при содержании углерода в мартенсите менее
2,14 % его распад сдвигается в область более высоких температур.
Однако, согласно общей теории флуктуаций, разработанной поль-
ским ученым Смолуховским и развитой советскими учеными металло-
ведами применительно к пересыщенным твердым растворам [9],
отклонения в концентрации углерода в мартенсит, даже при среднем
его содержании в стали <2,14 %, в отдельных объемах могут дости-
гать критического значения (2,14 %). Причем количество таких
объемов, ничтожно малое при <2,14 %, резко возрастает в средне-
и, тем более, в высокоуглеродистых сталях. Кривая вероятностного
распределения объемов с различной концентрацией представлена
на рис. 105 [9].

Таким образом, уже при комнатных температурах и атмосфер-
ном давлении в зонах с повышенным (критическим) содержанием
углерода происходит образование мелкодисперсных карбидов за
счет ионизации атома углерода при сгигд с стшКр и перехода
/Аэлектронов в Ферми-жидкость.

С термической точки зрения, используя схему, представленную
на рис. 105, б [9], можно охарактеризовать процесс распада мартен-
сита следующим. С увеличением содержания углерода в мартенсите
увеличивается его свободная энергия Р, а следовательно, сни-
жается требуемая энергия активации С}, поскольку уменьшается
124
величина потенциального барьера превращения, равная разности
свободной энергии феррито-карбидпой смеси и мартенсита. При
2,14 % С величина потенциального барьера и энергия активации
равны нулю и система самопроизвольно переходит в состояние с ми-
нимумом свободной энергии для данной температуры.

Согласно механической модели при 2,14 % С в дефектных участ-
ках (заниженное сечение) происходит потеря устойчивости и су-
щественная разгрузка панелей по осям с и а.

Окончательно получаем, что в М цепочках дефектных связей,
содержащих 2,14 % С, происходит разгрузка и укорочение при ком-
натной температуре и атмосферном давлении (рис. 106). В результате

за счет укорочения указанных цепочек повышается уровень сжи-
мающих напряжений ащд.с в соседних цепочках с дефектами связи,
содержащих <2,14 % С и в некоторых из них величина сгшд. с дости-
гает также критического значения и происходит ионизация атома
углерода, образование карбида и укорочение. Таким образом, про-
текает цепная реакция трансляционного характера, скорость ко-
торой понижается во времени из-за снижения объемного эффекта
(укорочения) по мере перехода к участкам с меньшим содержа-
нием углерода. Однако процесс не заканчивается [15] и продол-
жается при низких температурах бесконечно долго. Так, по данным
[15], период полураспада мартенсита стали, содержащей 1,4 % С,
при 20 °С составляет 6,5 лет, а при 0 °С — 340 лет.

Повышение температуры окружающей среды до 100 °С, как было
показано выше, приводит к некоторому повышению сжимающих
напряжений II рода в аустенитной прослойке (на 40—50 МПа)

в стали 35. Кроме того, можно
предположить, что за счет повы-
шения энергии атомов (их под-
вижности и энтропии системы)
происходит следующее.

1.	Повышается давление
внешних оболочек атомных осто-
вов.

2.	Увеличивается давление
Ферми-жидкости на внешние
электронные оболочки.

Таким образом, с повыше-
нием температуры существенно
изменяется напряженно-дефор-
мированное состояние мартен-
ситной структуры, что в конеч-
ном счете выражается в увели-
чении напряжений сжатия в
дефектных цепочках за счет бо-
лее высокого коэффициента ли-

Рис. 106. Кинетика развития спонтан-
ного распада мартенситной структуры
нейного расширения в данном направлении (о чем говорилось
ранее). Помимо этого, можно предположить, что с увеличением
температуры за счет снижения потенциала ионизации уменьшается
энергия промотирования валентных электронов в Ферми-жид-
кости [8].

Следовательно, можно ожидать, что с повышением температуры
увеличиваются Ощд. с. тетрагональность мартенситных ячеек, а
°шкр понижаются. Согласно данным работы [20], нагрев закален-
ной стали (1 % С) от Мк (—190 °С) до +20 °С сопровождается уве-
личением тетрагональности с!а, что подтверждает сделанные пред-
положения.

В этой связи при повышенных температурах резко возра-
стает число участков Ж с уровнем напряжений оШд. с
и повышается интенсивность деформирования.

Подводя итог, можно констатировать, что самопроизвольное
деформирование образцов из конструкционных сталей с полностью
мартенситной структурой в отсутствие полей напряжений I рода
является следствием спонтанного протекания цепной реакции транс-
ляционного характера, связанной с бездиффузионным распадом
пересыщенного твердого раствора и образованием когерентно свя-
занного с матрицей (а-железом) мелкодисперсного карбида РежС
в зонах с критическим содержанием углерода. Повышение темпера-
туры адекватно концентрации углерода приводит к увеличению
числа центров карбидообразования и интенсификации деформиро-
вания во времени.

6.3.6.	Влияние полей напряжений I рода на стабильность структуры

В реальных деталях и узлах как при сварке, так и при закалке
(особенно местной) практически всегда возникают остаточные на-
пряжения I рода. Причиной тому является локальность процесса
(сварка и местная закалка) либо отсутствие сквозной прокаливае-
мое™ при достаточно больших сечениях деталей. Результирующее
поле напряжений I рода зависит от химического состава материала,
градиента температурного поля и т. д. В табл. 12 представлены ве-
личины остаточных напряжений I рода в зоне закалочных струк-
тур, полученных разными способами для различных сталей. Хорошо
видно, что остаточные напряжения в зоне закалочных структур мо-
гут изменяться как по величине, так и по знаку, достигая при этом
весьма высокого уровня. Особого внимания заслуживает сравнение
эпюры остаточных напряжений для стали 35, возникших после за-
калки токами высокой частоты и после сварки плоских образцов
в настоящей работе. При одинаковой протяженности зоны полной
закалки (0,9 мм) эпюры практически абсолютно повторяют друг
друга как в количественном, так и в качественном отношении. Это
свидетельствует о том, что в зоне закалочных структур средне-
углеродистых сталей независимо от способа их достижения при вы-
соких скоростях охлаждения образуется поле сжимающих напря-
жений I рода с максимальным значением последних до 600 —800 МПа.
126
Вид обработки и содержите углерода	Остаточные напряжения о, МПа	
	в зоне полной закалин	в оне непол- ной закалки
Закалка объемная (0,3 % С)	—800	+600
Закалка ТВЧ (0,35 % С)	—600	+400
Автоматическая дуговая сварка неплавящимся электродом в аргоне (0,35 % С)	—500	-| 400

В специальной литературе по металловедению, термической обра-
ботке и физике металлов имеются данные исследований по влиянию
как внутренних (остаточных I рода), так и внешних напряжений на
фазоструктурные превращения при собственно закалке и при от-
пуске закалочных структур. В специальной же сварочной литера-
туре практически отсутствуют исследования в этом аспекте.

Исследования влияния внешнего давления на фазоструктурпые превращения
в стали и чугуне позволили В. И. Просвирину сделать следующие выводы:

1.	.. «Кинетика процессов превращений для отдельных сплавов должна опре-
деляться не только составом этих сплавов, но и внутренним давлением, роль кото-
рого сводится к замедлению или ускорению всех внутренних превращений...»

2.	.. «Пластическая деформация, усиливая диффузионные перемещения, в при-
менении к переохлажденным сплавам аналогична температурному влиянию...»

3	.. «При отпуске деформированной стали выделение карбидов начинается
при более низких температурах»...

4.	...«После закалки литой стали остается меньше остаточного аустенита...»

5.	...«При нагреве под всесторонним давлением остаточный аустенит не распа-
дается, но мартенситный распад идет более интенсивно...»

6.	...«Для стали с 1,44 % С отпуск при 200 °С и Р = 2750 МПа полностью сни-
мает тетрагональность мартенсита...»

Исследования других авторов показали, что математически может быть дока-
зана возможность диффузии при наличии градиента напряжений Показано, что
однократная деформация в одном направлении вызывает диффузию только в неко-
торых ячейках и охватывает лишь незначительный этап диффузионного процесса
полной стабилизации структуры. При многократных деформациях, и особенно
знакопеременных напряжениях, удается достичь значительной стабилизации струк-
туры. Причем диффузия тем выше, чем выше частота деформирования.

О повышении активности процесса распада мартенсита закалки при увеличении
внешних сжимающих напряжений указывается в работе 19].

Из последних работ в данном направлении заслуживают внимания исследова-
ния [22, 23], посвященные изучению свойств закаленных сталей и стабилизации
их структуры. В работе [22] показано, что в процессе эксплуатации холодных и
горячих прокатных валков за счет внешнего давления и температуры происходит
превращение мартенсита закалки в мартенсит отпуска, сопровождающееся сниже-
нием уровня сжимающих напряжений I рода в поверхностных закаленных слоях
и переходом их со временем в растягивающие, что приводит к отслоениям и выходу
валков из строя. В других работах сделан вывод о том, что в среднеуглеродистой
стали 40ХЗГС распад мартенсита начинается при величине остаточной пластической
Деформации от внешней нагрузки >2,5%. При отпуске (I — 200 °С) в течение
10 мин и при напряжениях от внешней нагрузки, возникающих в процессе отпуска
и достигающих 0,7ат, происходит удлинена до 0,6 % за счет релаксации микро-
напряжений. Это приводит к повышению а01002.

В работе [24] исследовалось явление образования вторичных структур в про-
цессе эксплуатации железнодорожных путей, имеющих закалочные структуры в по-
верхностных слоях. Автором сделан вывод о том, что в условиях воздействия полей
напряжений от внешней нагрузки возможны (в локальных объемах с экстремаль-
ными условиями) местные фазовые и структурные превращения, а именно мартен-
ситное превращение остаточного аустенита н гетерогенный распад мартенсита за-
калки.

Анализ вышеперечисленных результатов исследований показы-
вает, что поля напряжений I рода от внешних нагрузок существенно
влияют на устойчивость фазоструктурного состояния закаленной
стали. Сжимающие напряжения I рода инициируют распад мартен-
сита. Растягивающие же напряжения подавляют это превращение.

Результаты, полученные на образцах со 100 %-ной мартенсит-
ной структурой из стали 35 при наложении поля напряжений I рода
от внешней осевой нагрузки (гл. 5) свидетельствуют о применимости
выводов рассмотренных выше работ применительно к закалочным
структурам среднеуглеродистых конструкционных сталей.

Если же обратиться к модели напряженно-деформированного со-
стояния кристаллической решетки мартенсита (см. рис. 99—102),
то нетрудно убедиться, что с ростом сжимающих напряжений III рода
при наложении поля напряжений I рода от внешней нагрузки до-
стигается тот же эффект, что и при увеличении концентрации угле-
рода либо температуры (см. рассуждения, сделанные ранее). При
наложении же поля растягивающих напряжений от внешней на-
грузки снижается уровень сжимающих напряжений III рода, что
приводит к повышению стабильности мартенсита. Причем послед-
ний эффект (подавление распада мартенсита) при растяжении, ве-
роятно, равнозначен снижению температуры (обработке холо-
дом).

Достижение аналогичного эффекта при одноосных полях напря-
жений, на наш взгляд, объясняется тем, что кристаллическая ре-
шетка мартенсита при пластическом деформировании аустенита
в процессе мартенситного превращения ориентирована в наиболее
выгодном с точки зрения термодинамики направлении, которое
обеспечивает минимум энергетических затрат. Очевидно, что таким
положением является расположение оси с параллельно направле-
нию силового потока растягивающих напряжений I рода. Такая
картина особенно характерна процессу сварки, когда в районе тем-
ператур охлаждения Мн (350 °С) зона сварного шва испытывает
значительные растягивающие напряжения (—200 МПа).

Имеются данные о том, что при закалке длинных цилиндрических
образцов из мало- и среднеуглеродистых сталей (<0,5 % С) происхо-
дит уменьшение их диаметра и увеличение длины. Это говорит
в пользу ориентированности решетки мартенсита с расположением
оси с вдоль оси х образца. Об этом же свидетельствует и тот факт,
что длина цилиндрических образцов в настоящей работе в процессе
распада мартенсита уменьшалась во времени в свободном от внеш-
них нагрузок состоянии (гл. 5).
Таким образом, подводя итоги проведенному экспериментально-
теоретическому изучению природы послесварочного деформирова-
ния сварных соединений во времени, можно констатировать, что
основной причиной изменения форм и размеров соединений из кон-
струкционных среднеуглеродистых сталей является высокий уро-
вень статических искажений III рода кристаллической решетки
мартенситной структуры зоны полной закалки, включающей свар-
ной шов и участок переходной зоны, нагреваемый в процессе сварки
до температуры выше Лс3 (800—850 °С). В процессе эксплуатации
при повышенных температурах и высоком уровне остаточных сжи-
мающих напряжений (до 600 МПа) создаются благоприятные усло-
вия для близкого к гетерогенному распада мартенсита закалки
с выделением е-карбида, снижением напряжений III рода и, как
следствие, напряжений более низких родов из-за объемных эффек-
тов распада мартенсита. Последнее приводит к перераспределению
эпюры остаточных напряжений I рода и упругим деформациям
сварного соединения.

5 Сагалевич В М.

и Др.
ГЛАВА 7

ПРОГНОЗИРОВАНИЕ РАЗМЕРНОЙ НЕСТАБИЛЬНОСТИ

7.1.	РАСЧЕТНО-ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОЕ ПРОГНОЗИРОВАНИЕ

7.1.1.	Оценка стабильности сварных соединений на основе
интегральных характеристик процесса деформирования во времени

Оценка стабильности сварных соединений по рассматриваемой
методике осуществляется на основе кривых деформирования образ-
цов во времени для рассматриваемых типов сталей в интервале тем-
ператур от 20 до 100 °С и предназначена в основном для определе-
ния величины возможной деформации сварных конструкций в про-
цессе эксплуатации и хранения. Это позволит сопоставить ожидае-
мую деформацию с величиной допуска для определенного типа
конструкций и, в случае значительных отклонений, предусмотреть
мероприятия по их устранению. Основной предпосылкой рассматри-
ваемого метода является то, что процесс деформирования сварных
соединений с течением времени вызывается процессами, происходя-
щими в активной зоне. Под активной зоной в сварных соединениях
малоуглеродистых и аустенитных сталей подразумевается зона
действия растягивающих напряжений (см. рис. 10, а), а в свар-
ных соединениях среднеуглеродистых и среднелегированных
сталей этой зоне соответствует зона структурных превраще-
ний, находящаяся под действием сжимающих напряжений (см.
рис. 10, 6).

Рассматриваемый метод оценки стабильности сварных соедине-
ний с течением времени не учитывает процессы релаксации напря-
жений в других зонах и некоторое перераспределение напряжений.
Перераспределение напряжений происходит в результате наруше-
ния их равновесия, что, в свою очередь, объясняется резким разли-
чием скоростей релаксации в отдельных точках сварного соедине-
ния с различной структурой и величиной напряжений.

Определение величины деформации сварного соединения на основе
деформационных кривых кольцевых образцов, имеющих вполне
определенную форму и размеры (см. рис. 14), сводится к определе-
нию изменения усадочного усилия с течением времени. Зная значе-
ния усадочного усилия для вполне определенного образца, можно
перейти к оценке стабильности сварных соединений для любых
образцов и конструкций. С этой целью изменение величины зазора
кольцевого образца выражают через силовые факторы, приводя-
щие к эТОму изменению:

5а_а = | ММГ йг/(Е}),

2лД
где М АРу сС — изгибающий момент от изменения усадочной
силы; Л'!, — 1 X Р (1 — соз ср) - изгибающий момент от единич-
ной силы.

Заменяя Л4 и Л1, значениями усадочного усилия, получим

2 л

5л.л = [ ДРус?/? (1 - соз <р) Р = ДРусе2л/?2/(ЕУ),	(37)

6

где ЛРус — изменение усадочного усилия; 5д л — взаимное сме-
щение точек образца

Из (37) получаем выражение для определения изменения усадоч-
ного усилия

ДРу0 = З/^Е.11%е1,

где / — длина шва; е — эксцентриситет, /? — радиус кольца.

Анализ кривых деформирования сварных образцов во времени
и результатов испытания на релаксацию и ползучесть имитаторов
зон сварного соединения показал, что деформация стальных свар-
ных соединений с течением времени происходит вследствие трех
основных причин: 1) превращения остаточного аустенита в мар-
тенсит; 2) ползучести и релаксации остаточных сварочных напря-
жений; 3) распада мартенсита закалки в мартенсит отпуска.

Следовательно, для того чтобы оценить деформационную спо-
собность сварных соединений в интервале температур 20—100 °С
в условиях эксплуатации или хранения, необходимо знать вели-
чину активной зоны, приводящей к деформированию всего сварного
соединения. Определяющими для активной зоны сварного соеди-
нения в каждом частном случае являются распределение темпера-
туры при сварке и характер деформирования сварного соединения
с течением времени.

Определим деформации с течением времени сварных соединений
сталей, активная зона в которых совпадает по своей ширине с зо-
ной структурных превращений (12Х5МА, ЗОХГСА, 20ХГСНА,
25ХГС, 23Х2НВФА). Известно, что деформирование во времени
сварных соединений низколегированных сталей происходит вслед-
ствие распада остаточного аустенита внутри зоны, подвергшейся
нагреву при сварке выше температуры 810—820 °С — точки ста-
билизации аустенитной структуры при нагреве. Для определения
размеров активной зоны воспользуемся известным уравнением пре-
дельного состояния процесса распространения тепла при нагреве
пластины быстро движущимся линейным источником

= {0,484г? [1 - (В у2/2а)]}/(усу 8у),	(38)

где <? — удельная эффективная тепловая мощность дуги, Дж/с;
V — скорость сварки, см/с; су — объемная теплоемкость, Дж/см3 °С.

Расстояние у (см) отсчитываем от наружной кромки пластины.
Переплав кольцевой кромки образца (рис. 107) производим по на-
ружному контуру при токе 120 А,напряжении 24 В и скорости сварки
0,317 см/с. Эффективный КПД сварки угольным электродом г] мо-
5*	131
сварной образец

Рис 108 Деформирование сварного плос-
кого образца из стали 25ХГС (штриховая
линия — экспериментальные данные; сплош-
ная линия — расчетные)

жет быть принят равным 0,4. Удельная эффективная тепловая мощ-
ность при заданных параметрах составляет

д = 0,4(7/ - 0,4-120-24-= 1152 Дж/с.

Величину г/810 определим из (38) без учета теплоотдачи

Уио 0,484г//(с7су6) -=

- (0,484-1152)/(0,317-810-6-0,35) = 1,02 см.	(39)

Далее определяем величину эксцентриситета действия усадочного
усилия, т. е. расстояние между центром тяжести всего сечения и
центром тяжести зоны нагретой при сварке выше 810 °С. Эта вели-
чина (рис. 107) составляет е — 2 см. Момент инерции сечения образца
и длина сварного шва соответственно равны 3,65 и 100 см.

Окончательное значение изменения усадочного усилия во вре-
мени равно

ДРус = (5А_АЕ7)/(/?е/) - (2- 105-3,65-5а_а)/(16,5-2- 100)

или ДРу0 = 22105а_а.

Зная величину 5л-л, определяемую непосредственно по кривым
деформирования образцов (рис. 108), находим ДРуС. Для удобства
введения величины ДРус в расчет запишем ее в виде

ДРус ДеГД,	(40)

где Г — площадь зоны, нагретой выше 810 °С; Де — деформация
пластического укорочения или удлинения активной зоны, приводя-
щей в конечном итоге к деформациям с течением времени.

Величина Де удобна для введения в расчет деформации конструк-
ции. С этой целью результаты непосредственных измерений дефор-
мации 5л-л были перестроены для практического использования
в виде графиков (рис. 109). По значениям Ле применительно к реаль-
ным конструкциям легко найти изменение усадочного усилия, а за-
тем и величину ожидаемой деформации. Чтобы убедиться в приме-
нимости полученных результатов для других конструкций как
132
с точки зрения методики измерения, так и влияния режимов сварки,
необходимо произвести сравнение кривой деформирования свар-
ного образца и расчетных значений деформации образца с учетом
Де (г), взятых из рис. 108.

С этой целью плоский образец из стали 25ХГС (см. рис. 91) про-
плавляли дугой по кромке со скоростью 0,5 см/с. Величина тока
была равна 100 А, а напряжение 13 В.

Затем образец выдерживали при номинальной температуре и
угол между зеркалами периодически замеряли автоколлимацион-
ным методом. На рис. 108 приведена кривая деформирования
(пунктирная) сварного образца с течением времени.

Для того чтобы оценить степень деформирования этого же образца
без проведения столь длительных экспериментов, необходимо найти
величину активной зоны. Для стали 25ХГС она соответствует зоне,
температура в которой при сварке превышала 810 °С. Зная вели-
чину эффективной мощности

<7 = т]С// — 0,6-13-100 = 780 Дж/с,

где т] — эффективный КПД аргонодуговой сварки, по формуле (39)
вычисляем значение координаты активной зоны: у8и> = 0,194 см.

По известным значениям толщины образца б — 0,8 см и коор-
динаты г/810 — 0,194 см определяем площадь активной зоны

Р -- - г/б - 0,194-0,8 = 0,155 см3,
а затем величину усадочного усилия

ДРуС = АеРЕ
и соответствующее значение угла поворота образца

Ф =•-- А.РуСе1/(Е.1),

где I — длина сварного шва, см; е — эксцентриситет, см; — мо-
мент инерции образца, см4; Е — модуль упругости, МПа.

Вычислим изменение усадочного усилия и соответствующее изме-
нение угла поворота образца через 15, 30 и 60 сут. Полученные
значения Де приведены на рис. 109.

Определим изменение усадочного усилия через 15 сут.

ДРус = Де7’В = 291 Н,
угол поворота сечения при длине шва 21 см равен

Ф =	= 1'45".

Далее определяем значение ДРуС через 30 и 60 сут:

/хр - 30 сут, ДРуС = 324 Н, ф = 2' 07";

/хр - 60 сут, ДРус = 366 Н, ф -= 2' 20",

Сравнение экспериментальных результатов деформирования
сварных образцов из стали 25ХГС с расчетными значениями сви-
детельствует о хорошей сходимости (см. рис. 108).

В качестве примера определения деформации во времени простей-
ших конструкций рассмотрим сварную балку таврового поперечного
Рис 109 Кривые деформирования
сварных образцов различных сталей:
1 - 12Х5МЛ. 2 - 20ХГС. 3 -- ЗОХГС;

4 — 25Х1С. .5 — 23Х2НВФА

Рис 110 Область развития пластиче-
ских деформаций во времени в сварном
тавровом образце

сечения и изложим применительно к ней ход расчетов (рис. НО).
Обозначим через I — длину балки, — центр тяжести сечения
тавра, 02 — центр тяжести зоны структурных превращений в низко-
легированных сталях. Используя известные соотношения, находим
долю тепла, отводимого в полку дп и стенку тавра, от общего ко-
личества тепла, введенного при сварке

Яи --= д2бп/(26и + 6С);

Яс = ?6и/(2бс 4- йп).

Размеры зон максимальных температур для стенки и полки
находим из формул

/тс8оо = 0,484</с/(УсвСу6сг/1);

Ц/юо = О,484б711/(сСвСу6п2г/2)-

Площадь зоны структурных превращений равна сумме пло-
щадей зоны полки и стенки, нагревшихся при сварке выше 810 °С:

Р -	+ б (2г/? + бс).

По формуле (40) с учетом данных рис. 109 находим и соответ-
ствующее значение прогиба или угла поворота для определенного
времени, прошедшего с момента сварки:

Ф --	[ — ф//8.

Определение деформации в сварных соединениях из малоугле-
родистых и аустенитных сталей оценивается по такой же методике
с той лишь разницей, что площадь зоны пластического укорочения
(активная зона) определяется границей максимальных температур
при сварке, равных 200—250 °С. В среднеуглеродистых сталях
с закалочной структурой шва площадь пластического удлинения
определяется зоной плавления и в значительной степени зависит
от скорости охлаждения в интервале температур наименьшей устой-
чивости аустенита.
Таблица 13

Марка стали	Длитель- ность хране- ния, мес	Величина накоп- ленной деформа- ции Е* 1 О"4		Марка стали	Длитель- ность хране- ния, мес	Величина накоп- ленной деформ.1  ДНИ Е‘10 4	
		(=  = 20 °С	Г = = 100°С			= 20°С	100сС
	1	0,224	1,23		1	0,290	2,86
СтЗ	2	0,300	1,43	35Ш	2	0,334	3,00
	6	0,377	1,48		6	—	3,08

Значения Де, определенные по результатам испытания сварных
образцов из малоуглеродистых, аустенитных и среднелегированиых
сталей (цоял — 1204-165 °С/с), приведены в табл. 13.

7.1.2.	Оценка стабильности по дифференцированным деформационным
характеристикам зон сварного соединения

Ввиду широкого применения в прецизионных сварных конструк-
циях среднеуглеродистых сталей количественные характеристики
получены для этого класса материалов.

На основании результатов исследований и теоретических выво-
дов, сделанных в предыдущих главах, можно заключить, что дефор-
мирование сварных соединений во времени является следствием
в первую очередь структурных превращений, связанных с гетеро-
генным распадом мартенсита при повышенных температурах и акти-
вирующем воздействии ноля остаточных сжимающих напряжений
и сопровождающихся уменьшением удельного объема (уплотнением)
и продольным укорочением сжатых волокон зоны полной закалки.
Наряду с указанным, превалирующим при повышенных темпера-
турах процессом происходят фазовые превращения в зоне неполной
закалки, связанные с распадом остаточного аустенита в мартенсит
и сопровождающиеся разуплотнением и продольным удлинением
растянутых волокон. В зоне отпуска протекают процессы ползу-
чести и релаксации, сопровождающиеся пластическим удлинением
растянутых волокон.

Для разработки расчетно-экспериментальной методики прогно-
зирования деформаций во времени сварных соединений оценим ко-
личественный вклад каждой из указанных зон. Для этого обратимся
к рис. 111, на котором изображен участок эпюры остаточных напря-
жений сварного соединения, включающий зоны структурных превра-
щений I, II и III и зону чисто упругопластического деформирования
в процессе сварки IV. Известно, что усадочная сила равна [4]

Рус = 8 ] ож(у)0.у,	(41)

о

где ах (у) — напряжения I рода по ширине зоны упругопластиче-
ских деформаций, МПа; б —толщина плоского сварного образца, м,
Ьи -- ширина зоны упругопластических деформаций, м.
9г,НПа

Рис 111 Активный участок эпюры остаточных напряжений сварного соединения
стали 35

/ зона полной закалки, II - зона неполной закалки; 111 - зона отпуска

Выражение (41) расчленим на составляющие усадочной силы по
характерным зонам:

Ле

--- 6

0,9	1,1

| <МУ)^/“Г [

. 6	О', 9

ох(у)(1у ;

1.7	5.0

I «х(У)<1у 1“ | Сх(у)с1у

1 1	Г.7

(42)

Для упрощения расчетов произведем замену криволинейных участ-
ков эпюры напряжений равными по площади прямоугольными
участками с усредненными, постоянными по ширине зоны действую-
щими напряжениями (см. рис. 111). После этого выражение (42)
примет вид

Рус - 6

0,9	1.1

| О\хУ Г I о?ху ।

0	0,9

1,7	4,5	5,0

| °ЗхУ Г | ОДУ “Р |	,

1,1	1,7	4.5

(43)

где о|ж, о,ж, о3х, о.х — усредненные остаточные напряжения в зо-
нах /—IV, МПа,
или

Рус 1,2 [—350 (0,9 — 0) + 200 (1,1 — 0,9) +

+ 4С0 (1,7 - 1,1) + 300 (4,5 — 1,7) — 100 (5,0 - 4,5)] -= 910 Н.

Определим величину послесварочной остаточной угловой дефор-
мации плоского образца Дфсв:

Афсв -= Русе1/(ЕУ),	(44)

где РуС — усадочная сила, Н; е — эксцентриситет действия усадоч-
ной силы, м; / --длина сварного шва, м; Е— модуль упругости
I рода, МПа; 3 — момент инерции сечения плоского образца, м4.

Получаем

Дфсв = 5,85-10-3 рад -= 20' 07".

Полученные результаты свидетельствуют о том, что знак оста-
точных деформаций определяется зоной упругопластических дефор-
136
маций, имеющих остаточное продольное укорочение и значительно
больший объем. Однако величина остаточных деформаций суще-
ственно зависит от степени структурных превращений в зоне пол-
ной закалки.

Для определения величины деформаций во времени сварного
образца из стали 35 воспользуемся данными, полученными в 5.2.2,
и соотношениями (43) и (44). Эти данные свидетельствуют о том,
что из указанных на рис. 111 четырех основных зон упругопласти-
ческой области сварного соединения к деформированию во времени
приводят процессы, протекающие в первых трех зонах: полной и не-
полной закалки 1 и II и зона отпуска III. Деформации во времени
в этих зонах при 100 °С за 30 сут при напряжениях о1х = --350;
о2х — 200 и о3ж ~ 400 МПа соответственно составляют:

е, - 5,0-10-1; г, - !-2,0-10"4; е3--- ЬО.5-10'4.

Приращение ДРу. с за 30 сут вылеживания сварных образцов
при 100 °С составит

ДРу.с==6 Ло^ р I До2у Дсзд

(45)

где До. — приращение среднего напряжения в зоне, МПа.

Подставляя в (45) из 5.2.2 численные выражения, получаем

Л0! (30) - О! (30) - О[ (0) =	250 - (— 350) = 100 МПа;

Ла2 (30) = о2 (30) ст2 (0) = 160 - 200 = - 40 МПа;

До3 (30) = о3 (30) - о3 (0) = 390 - 400 = - 10 МПа.

Отсюда

Д Рус (30) - 1,2-Ю® [100-0,9 ) (—40) (0,2) + (—10) (0,6) ] -- 91 Н.

Угловая деформация Л<р (30) сварного образца при увеличении
усадочного усилия на 91 Н составит

Лер (30) -- ЛРус (30) е1Ш - 7,04 Ю’1 рад - 2' 25".

Без учета деформаций волокон в зонах // и III

ЛРус (30) - 108 Н; Л<р (30) - 2' 54".

Разница в определении деформационных величин, таким обра-
зом, при неучете процессов, протекающих в зонах II и ///, состав-
ляет 20 %, что дает основание с целью упрощения расчетов пре-
небречь последними. Данные экспериментальных исследований по
изучению количественных характеристик процесса деформирования
во времени (см. гл. 2) и результаты, полученные выше расчетно-
экспериментальным путем, хорошо совпадают.

Аналогично рассчитывали Лф (/хр) для хромоникелевой аусте-
нитной стали 12Х18Н10Т по данным, полученным для зоны / свар-
ного соединения (см. рис. 72) на образцах-темплетах (см. рис. 75—
77). Расхождение расчетных и экспериментальных результатов не
превышало 10-15 %.
Таким образом, располагая семейством кривых (см рис. 76, 77,
90) для различных моментов времени, можно расчетным путем опре-
делить деформации во времени как элементарных сварных образцов,
так и реальных конструкций.

7.2.	ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНО-АНАЛИТИЧЕСКОЕ ПРОГНОЗИРОВАНИЕ

7.2.1.	Оценка стабильности на основе теории ползучести

Оценка стабильности геометрических размеров сварного соеди-
нения представляет собой сложную задачу, основанную на матема-
тическом аппарате теории ползучести, теории упругости, совместно
с необходимым для расчета количеством экспериментальных данных.
В настоящее время для оценки снижения сварочных напряжений
разработан математический аппарат процесса простой релаксации
13, 4, 5, 21 ], т. е. снижения остаточных напряжений при постоянных
деформациях. Очевидно, постоянство деформации предполагает и
постоянство перемещений в процессе изменения напряжений и,
следовательно, никоим образом не влияет на геометрические измене-
ния, т. е. на смещения отдельных сварных элементов относительно
друг друга, которые могли бы нарушить нормальную эксплуатацию
конструкции.

Поэтому, для того чтобы оценить стабильность геометрических
размеров сварных соединений и установить степень влияния факто-
ров нестабильности, необходимо:

1)	определить характер распределения остаточных напряжений
от сварки и их величины перед эксплуатацией сварной конструкции
при температурах от 20 до 100 °С;

2)	разработать методику оценки изменения напряжений при
простой релаксации и деформации при ползучести равномерно
нагруженных образцов в течение длительного времени, с тем чтобы
в дальнейшем эти характеристики использовать при определении
перемещения конструкции;

3)	оценить стабильность геометрических размеров сварных соеди-
нений на основе теории ползучести.

Оценка стабильности геометрических размеров при длительном
пребывании сварного соединения в условиях, при которых происхо-
дит изменение остаточных напряжений и, следовательно, имеет
место ползучесть, сводится к решению уравнения течения теории
ползучести для случая одноосного напряженного состояния

& = о" В (/хр),	(46)

где п — коэффициент для определенного материала, зависящий от
температуры; В (/хр) — функция времени и температуры для опре-
деленного состояния материала; |—скорость ползучести; о—
напряжение.

Для того чтобы воспользоваться этой теорией, необходимо найти
закон изменения напряжений во времени в различных зонах свар-
ного соединения.
С этой целью Продифференцируем зависимость

Оу1/:' рпл — а,Е,	(47)

описывающую процесс релаксации напряжения (а„ - напряжение
в начальный момент). Используя выражение (46), найдем

(Ш& = —ЕВА1^.

Затем проинтегрируем это уравнение и, используя соотношение (46),
получим

В (/хр) ' а,ЛхрЙ (/Х],),

где й (/хр) функция, пропорциональная какой-либо из кривых
ползучести.

о-- о (0) [ 1 (п - 1)Еоп 1 (0) й (/хр)] ’лп о.	(48)

Уравнение (48) является уравнением семейства кривых релакса-
ций по теории течения Качанова. В случае известного закона изме-
нения напряжений во времени (48) решением уравнения (47) для ско-
рости деформации является следующее:

-- о" (0) 1 , (п.

Ср

\)Еа" ’ (0) ]
о

Е (/хр),

а для деформации

₽пл = оп(0)11 | (п 1)Ео"-1(0)Й(/Хр)]-'И--1)й//х1).	(49)

При известной эпюре остаточных напряжений уравнение (49)
дае1 возможность определить величины пластических деформаций
при условии отсутствия связи между волокнами пластины.

Для реализации уравнения (49) необходимо найти значения п
и Й, которые определяются из семейства кривых ползучести, полу-
ченных экспериментально или на основе кривых релаксации.

С целью сокращения трудоемких по времени и методике прове-
дения экспериментов Работнов Ю. Н. разработал схемы пересчета
релаксационных характеристик в кривые ползучести, основанные
на общности процессов релаксации и ползучести.

При релаксации напряжений в чистом виде упругая деформация
переходит в качественно другую -- пластическую.

Процесс этот является дислокационным и связан с раздробле-
нием блоков или соответствующим повышением плотности дислока-
ции. При ползучести происходит аналогичный процесс самопроиз-
вольного перехода упругой деформации в пластическую, но при
этом процессе упругая деформация поддерживается на постоянном
уровне. Следовательно, релаксация напряжений и ползучесть пред-
ставляют по своему существу процесс нарастания пластической де-
формации вследствие самопроизвольных трансляционных актов
в кристаллах, из которых сложены поликристаллические материалы.

Эго позволяет на основе математических пересчетов или графи-
ческих способов перестраивать кривые релаксации в кривые ползу-
чести. В частности, следует отметить метод построения кривой пол-
зучести по экспериментальным кривым релаксации при разных
начальных напряжениях и метод построения кривой ползучести по
кривым релаксации с догрузкой одного образца. Наиболее перспек-
тивным является аналитический метод.

Аналитический метод построения кривых ползучести и опреде-
ления сопротивления ползучести по данным непосредственных
испытаний на релаксацию напряжений рассмотрен в работах
А. А. Чижика. В основу положены соотношения теории упругого
последействия Больцмана—Вольтера, впервые предложенные для
описания процессов ползучести Ю. Н. Работновым. Эти соотноше-
ния для случая подобия кривых ползучести и релаксации в пло-
скости а (/хр) — е (/хр) записываются в виде системы интегральных
уравнений

(50)

где ф (в) — функция деформации; К (/хр — т) — ядро релаксации;

/ (АР — т) — ядро последействия.

При условии, когда нагружение образца происходит практи-
чески мгновенно, уравнения (50) принимают следующий вид:

при испытании на ползучесть в условиях о — сопз(

Ф (в) - [1-|-0 (/Хр)| о0,	(51)

'хр

где О (/хр) = (Ар ~~ т) ^т,
о

при испытании на релаксацию напряжений в условиях постоян-
ства суммарной деформации ф (е) — сопз!

(Г = [1 +/? (/хр)1 (Г0,

гР
где Я (/хр) = ] К (Ар
о

т)с/т.

Из рассмотренных выражений видно, что для построения первич-
ной кривой ползучести по данным релаксационных испытаний до-
статочно найти аналитическое выражение 0 (Ар) через известную
А (/хр), что сводится к отысканию резольвенты 1 ядра релаксации А.

Релаксационные характеристики зон сварного соединения хо-
рошо аппроксимируются следующей зависимостью: А (/хр) --
— ^а«/хр, где /хр — время испытания.
Для выполнения поставленной задачи может быть использован
математический аппарат операционного исчисления, использую-
щий одностороннее преобразование Лапласа:

ОО

ь [Ф (р)} = [ ^₽^Рф(т)с/т.

6

Применяя ^-преобразование к обеим частям интегральных уравне-
ний (50), получим

Ь !ф} (1 - Ь (/Д) - Ь {о} = 0;

-Цо}(1 !- Ь {7}) = 0.

Выразим из (50) ядро ползучести Ь {! (р)\ через изображение
ядра релаксации:

-Ь{ф}(1- 7{^)7[о}(1 -Ь{/) | 1{а)/Дф}=0;

Ь{Цр)]^Ь[К(р)]Г1	Л[/С(р)]}.	(52)

Произведя обращение, получим зависимость

а+1 оо

/<М = -^г | Ь[К(р?]/(1-^[/<(р)]}^ра/хр.

а-1 оо

Принимая во внимание (50), выразим ядро релаксации в виде

полинома У ап1^:

п—0

У
К(/хр ~ т) = Е пап/”~'.
п 0

Применив к нему одностороннее преобразование Лапласа, по-
лучим

Д'	оо	/V

Ь {К (р)] = 2 йпП I" ^р/х11/хр ' ^хр -= а,,пр~пГ(п), (53)
п- 0 б	п -О

оо

где Г (га) = [ гтгь| Ах — гамма-функция Эйлера.

6

Далее согласно (51) для изображения ядра последействия имеем

Ъ{Цр)} = 2 «Пгар-"Г (га)

п=0

Для более удобной формы обращения выражение (50) разло-
жим в ряд Маклорена:
оо

Ж) = Е (1/^!)/^(0)^,
к~-\

учитывая особенности (50),

оо
/(^)= Е и*,
/г=1

К

1 — У аппр~пГ (га)
п~-0
где I/ = аппр~цТ (п), пол учим выоажеиие для Л \/ (/?)}
л-0

ь и (р)} = 2

«1=1

X аппр "Г (/г)	.

С п=0

Поскольку Ь \1 (р)} является регулярной в исследуемой пло-
скости, то ряд (53) сходится и, следовательно, к нему применимы
правила интегрирования степенных рядов. Применяя формулу обра-
щения, получим
а+/оо оо Г У	“| т

.1 У ^а,лр'гТ(п) ер{*Р(1р —
а-1оо т—1 Ь О

= У алпГ(п)] /'х;р ‘/Г(пш).

Зная / (/хр), значение 6 (/Х|1) определяем из формулы (51)

ОО

О(Лр)= 2
«1=1

а„пГ (/г) /хР/[тиГ (тп)]

Используя основное функциональное уравнение чеорни Эйле-
ровой гамма-функции, получим следующее окончательное выра-
жение для О (/хр):

оо р /V

О(^хр)— Е I ап1"рп1/(тп)'
т—1	0

ОО

= 1Лао4 а!/Хр1/т! 1 а2^Р2/(2т)!-|-

Ш--1

; ап^рП/(тп)1]т.	(54)

Принимая во внимание то, что в нашем случае

Х| — °о ~1 й1/Хр И-йг/Хр = 0,150,01/Хр0,00013/хр/71 = 3,
«=о

получим

0(^хР) = °о I 01^р Ь^хр- (а0 |-щ/хр/2! !-п2^р2/4!) - (55)

В качестве исходных данных для пересчета на характеристики
ползучести были использованы результаты по релаксации напряже-
ний стали 35Ш при 100 С

Релаксационная стойкость материала зон сварного соединения
определялась посредством испытания трубчатых образцов по извест-
ной методике, разработанной в МВТУ [4, 5|.

Трубчатый образец выбран с целью исключения влияния пере-
менной температурной деформации и получения минимальной нерав-
номерности касательных напряжений по толщине стенки образца.
Для имитации зон сварного соединения образцы подвергали нагреву
и охлаждению в соответствии с термическим циклом сварки. Так,
142
например, имитация зоны закалки осуществлялась путем нагрева
трубчатого образца в соляной ванне до 800- 810 СС. Температура
нагрева регистрировалась термопарой с отсчетом показаний по
милливольтметру. При достижении заданной температуры образец
сначала охлаждали в воде до 200—150 °С, затем на воздухе. Образцы,
соответствующие зоне основного материала, получали также путем
нагрева до 800—810 °С в соляной ванне, охлаждения в воде и отпуска
в вакууме при 400—450 °С. Зона отжига имитировалась посредством
нагрева образца в печи до 600—650 °С и медленным охлаждением
вместе с печью

Напряженное состояние в образцах создавалось путем закручи-
вания на машине РПТ-3. Установка имеет программное устройство,
позволяющее быстро нагревать образец и выдерживать длительное
время при заданных температурных условиях. Исходя из условий
эксплуатации приборов, релаксационная стойкость зон сварного
шва исследовали при температурах 100, 150, 200 °С.

В процессе эксперимента через определенные промежутки вре-
мени регистрировалось напряжение ток, или а;, при этом угол
закручивания поддерживался неизменным для постоянства деформа-
ции с точностью 0,001 %.

При построении релаксационных кривых, полученных при раз-
личных начальных напряжениях, в качестве регистрируемой ве-
личины принималось нормальное напряжение щ, которое связано
с токт зависимостью

= Зт0„т//2.	(56)

Релаксационные кривые зон сварного соединения стали 35Ш
(рис. 112, ИЗ) характеризуются интенсивным изменением напря-
жения под влиянием пластической деформации в начальный период
испытания, а затем снижение напряжения происходит с затухаю-
щей скоростью.

Учитывая (50) и (51), получим закон ползучести при постоянном
напряжении:

е — (1//Г) [1 |-С(/Хр)1 а,„	(57)

где ого — со1Ы; о0/Е — мгновенная деформация; (ои/Е) 6 (/хр) —
пластическая деформация.

Рис 112 Ротаксан) очные кривые при различных температурах испытания основ-
ного металла (а) и зоны закалки (6);

I — 110 “С; 2 — 150 °С, 3 — 200 °С
Рис 113 Релаксационные кривые зоны отпуска (а) и зоны закалки — 52—56 ИКС
(6) при 100 °С и различных начальных напряжениях

По формуле (57) была построена кривая ползучести без учета
мгновенной деформации, которая удовлетворительно совпадает
с экспериментально полученной кривой (рис. 114, а). Анализ кри-
вых ползучести, построенных по экспериментальным результатам
и по формуле (57), свидетельствует о подобии их, а это означает,
что кривые ползучести могут быть получены из одной кривой умно-
жением ее ординаты на некоторую величину, являющуюся функ-
цией времени й (/хр).

Функцию й (/хр) целесообразно аппроксимировать аналитиче-
скими зависимостями. При небольших временах эта функция хо-
рошо аппроксимируется степенной зависимостью

й(/хр) = А(“р, 0<а<1.

Значения постоянных А и е находят из кривой ползучести аппрок-
симированной зависимостью вида

е - (Гй (/хр).

В этом уравнении величина показателя степени определяется
на основе вычисления минимальных скоростей пластической дефор-
мации при различных напряжениях:

п -- 1й (1.ШП ‘Л ("гЧ)	(58)

Рис. 114. Кривые ползучести зоны закалки (сплошная линия — эксперимент, штри-
ховая — аппроксимация эксперимента, штрихпунктирная — аналитическая кривая):
1 — о = 300 МПа; 2 — а — 150 МПа
Для аппроксимации эмпирическими данными функцию
е =	(/хр) = аД/“р = с/“р,

где с -- апА, приведем к линейной функции вида у = а -ф Ьх пу-
тем логарифмирования 1п е = 1п с -ф а 1п /хр. Коэффициенты рег-
рессии у на х находят по методу наименьших квадратов, сущность
которого заключается в том, что сумма квадратов отклонений рас-
четных значений у от заданных экспериментальных должна быть
минимальной, т. е.

Ф -= Е (у31 - У?) = Е (у3 - а - Ьх,)2 = пип,
Т~1	1=1

где у} — экспериментальные точки; у? - расчетные значения.

Исследование на экстремум (дФ/да = 0; дФ/дЬ = 0) с привле-
чением обычных методов математического анализа дает следующие
формулы для определения Ь и а:

« =	ЕхЕху)/[пЕх2-(Ех)2];

ь -^(п^ху- Е*Еу)/1«Е*2 (Е*Л-

При известных значениях а и Ь определяют с -= еа и а ~ Ь,
а затем и выражение, аппроксимирующее кривую ползучести,

е = с/“р.	(59)

По кривой ползучести находят функцию П ((хр). Для этого, со-
гласно формуле (59), необходимо ординаты кривой ползучести раз-
делить на величину напряжения в п-й степени:

Щ/хр)=С/“/(Л

Рассмотрим случай деформирования сварного плоского образца
из стали 35Ш (см. рис. 91) в условиях длительного хранения при
100 ‘С. Для этого необходимо располагать эпюрой остаточных на-
пряжений образца, подвергнутого перед сваркой высокому отпуску.
Это позволит выделить наиболее характерные зоны сварного соеди-
нения. В рассматриваемом случае их две: зона закалки и зона от-
пуска. В случае, когда состояние образца перед сваркой соответ-
ствует термическому улучшению (закалка ф-отпуск), помимо двух
указанных зон, необходимо также учитывать зону, соответствую-
щую состоянию термического улучшения.

Релаксационные характеристики зон закалки, отпуска и состоя-
ния термического улучшения приведены на рис 112, 113.

Для определения общей деформации сварной пластины с тече-
нием времени целесообразно рассмотреть каждую зону отдельно.

3 о п а закалки. На рис. 114, б приведены кривые ползу-
чести, соответствующие зоне закалки. Для описания их восполь-

145
Таблица 14

'Хр. ч	Е- 10“<	1 п	!п е	ху	Г х2
0,25	0,85	— 1,3853	-9,36	12,9664	1,919
0,5	1,2	—0,6922	—9,017	6,2415	0,4791
1	1,69	0	- 8,68	0	0
2	1,9	0,6931	—8,56	--5,9329	0,4803
3	2,05	1,0988	—8,48	-9,3178	1,2073
4	2,2	1,3863	—8,41	— 11,6887	1,9218
5	2,3	1,6094	- 8,36	— 13,4545	2,5901
Ю	2,58	2,3	- 8,24	— 18,986	5,29
15	2,75	2,7	-8,11	—22,14	7,29
20	2,95	2,9947		—24.287	8,9682
25	3,13	3,2179	—8,05	—25,9	10,3548
		2 1 13,9227 .	2 —93,477	22 —112,469	2 40,5006

зуемся методом наименьших квадратов и определим коэффи-
циенты

а^-.^^у-	(12л-)2] =

= [40,5(93,477) - 13,92 (— 112,469)]/[ 11 (40,5) - (13,9227)2] -= 0,25;

Ь = (п&ху- ЕхЕу)/[«Ех2 - (Ех)2] =

= [ 11 (— 112,469) - 13,9227 (— 93,477)]/[ 11 (40,5) — (13,9227)2] = —8,82.

Численные значения экспериментальной кривой ползучести при
ст — 150 МПа внесены в табл 14.

Таким образом

а Ь 0,25; с - еа, 1п с -а - - 8,8212,

откуда следует: А — С/'а'1 - 1,47 • 10 4,151’2 — 0,0581  10-1. Вели-
чина показателя ползучести определяется по формуле (58) и равна 1,2.

Найденная функция

е - о"й (/хр)	о1’2.0,0581 • 10“4-г%25	(60)

наиболее точно описывает кривые ползучести зоны закалки. Об
этом свидетельствует хорошая сходимость экспериментальной кри-
вой ползучести с расчетной, полученной по вышеприведенной ме-
тодике. Из рис. 115 видно, что кривые релаксации хорошо описы-
ваются зависимостью вида

о —о(0)[1--| (п. - 1)га'г-1(0)П(/хр)Г1/(«-1).	(61)

Используя уравнения (60) и (61), запишем выражение для нахожде-
ния пластических деформаций в зоне закалки

рпл-о"(0)[1 • (л- 1)Ео-Ц0)О(/хр)]

-о''2[1 {- 0,2^о°-2-0,045 1О’4-/“Р2] 60,0581-104-/°х25.	(62)
Рис 115. Кривые релаксации зоны за- Рис 116
калки—52—56 ИКС (сплошная ли-
ния--эксперимент, штриховая - ап-
проксимация эксперимента)

Схема определения проги-
ба образца

Пластическое изменение волокон пластины на некотором расстоя-
нии от нейтральной оси эквивалентно приложению изгибающего
момента по всей пластине (рис. 116): (1М — 1/2 [гпл7?/? (/I — а) (1а],
который вызывает прогиб г// — 12/8Е1(1М; учитывая зависимости
I - Ь (К — а):’/12 и / — /14е2/(82:/), найдем

<11 “ 3/4 [гил (/хр) /2/(й — а)2 <1а],	(63)

где рпл (/хр) - закон изменения пластических деформаций, кото-
рый определяется из выражения (62) с учетом эпюры остаточных
напряжений; /--длина пластины; й—высота; а — расстояние
от верхней грани пластины.

Для аналитического описания закона изменения пластических
деформаций в зоне закалки (рис. 117) воспользуемся квадратичной
интерполяцией по методу наименьших квадратов. При квадратич-
ной интерполяции задача заключается в построении параболы у —
-- Ло ф41й -ф А2а2 с использованием системы нормальных уравне-
ний с тремя неизвестными;

( пА0 ФИЛ! ф [а2] Л2 = [г/];

[а] Лй-ф [«21 Л» -ф [О’] Л, == [уа];

[ [а2] Ао -ф [а3] Лх ф [а1] Л2 = [уа2].

Решение системы определяет собой единственную параболу лучше,
чем все другие параболы, и представляет на рассматриваемом проме-

жутке экспериментально найденную
функцию.

Найдем параболу у -Л04-Л1а-ф
-ф Л2а2, которая бы меньше всего
уклонялась от всех точек (табл. 15)
распределения пластической дефор-

Рис 117. Распределение пластических дефор-
маций в плоском образце в различные момен-
ты времени:

I — через 5 ч, 2 - 10 ч; 3 - 30 ч; 4 — 100 ч
Таблица 15

п	а	□ 2		Л4	У	уа	г/а2
1	0,125	0,0156	0,0019	0,0002	1,5	0,1312	0,0163
2	0,25	0,0625	0,0156	0,0039	2,65	0,6625	0,1656
3	0,5	0,25	0,125	0,0625	3,85	1.925	0,9625
4	0,75	0,5625	0,4218	0.3164	5	3,75	2,8125
4	2 1,625	2 0,8906	2 0,5643	2 0,383	2 12.55	2 6,4687	2 3,9569

мации для времени, равного пяти часам в зоне зака-
лки:

4Л0	1,625Лг + 0.8906Д - 12,55;

1,625Д +0,8906Лх	0,5643Л2	6,4687:

8,98А0 | 0.5643Д + 1,383А., - 3,9569.

Решение этой системы по методу исключения Гаусса есть пара-
бола, описывающая верхнюю ветвь пластической деформации в зоне
закалки для /хр - 5 ч:

у„ -- - 0,0646 -4- 11,373а — 6,1764а2,
нижняя ветвь

уп 4,8925 — 1,3392а (- 0,0944а2.

Аналогично находят кривые распределения пластической де-
формации для /хр — 10; 30; 100 ч:

( ув = - 0,3743	10,3075а - 4,4303а2,

/хр 10 4 ( Уп = 7,6477 - 3,3168а - 0,309а2;

1 уп = 0,1901 + 13,9145а - 6,4285а2,

Ср = 30 ч |	= 8 8029 _ 14817а 1,5315а2;

1 ув = 0,18 -I- 16,275а - 7,9117а2,
Ср = 100 4 | уп = 13,4896 - 7,1554а- 0,1933а2.

При известных законах распределения пластических деформа-
ций в зоне закалки на основании (63) получим выражение для опре-
деления прогиба пластины от пластических деформаций в зоне за-
калки

/ = | {3/'2/[4 (Л - а)2]} (Ло А.а [ Да2) Ла (
б

(3/2/[4(Л — а)2]} (Д А\а | А'.а2} (1а.	(64)
Таким образом, задача нахождения прогиба сводится к вычисле-
нию интеграла

/ (/хг) = 3/2/41 А0/(й - а)-|-Л1[1п(/1- а)-} Н/(1г - «)] ;

- А2 [а + 2/11п (Н - а) +	- а)] |-	+ 3/2/41 Ао/(Н - а) -ф

-г А'1 [1п (й — а) + Л/(Л — а)] -ф А2 [а -ф 2й 1п (й — а) )-

+ й2/(й-а)] + С2|“;.	(б5)

Результаты прогиба пластины с течением времени от пласти-
ческих деформаций в зоне закалки приведены ниже.

Гхв, ч.................... 5	10	30	100

/, мм .................... 0,03156	0,0416	0,06152	0,1008

Зона отпуска. Аналогичным образом для нахождения
пластических деформаций с течением времени в зоне отпуска (см.
рис. 117) аппроксимируются экспериментально полученные кривые
ползучести и релаксации (рис. 118, 119):

е11Л = а"Й(/хр) - о’'°8-0,035-10-,/хр4;

а = о(0) [1 4- (п - 1)Ео-> (0)й(/хр)] =
= а(0)[1 | 0,08Ео"’08-0,35- 1(Г4-/0’Р1,

где п 1,08 — показатель ползучести.

Проведя в дальнейшем преобразования, подобные тем, которые
были проведены для зоны закалки, получим выражение, опреде-
ляющее прогиб пластины от пластических деформаций, происшед-
ших в зоне отпуска:

“з

I |3/2/[4(/1 - ц)2])(Ао I А-а + А^аа |-
°2

Рис 118. Кривые ползучести зоны от-
пуска (сплошная линия —эксперимент,
штриховая — аппроксимация экспери-
мента) :

1 — а — 300 МПа; 2 — а -150 МПа

{3/2/[4(й — а)2]] (Ао'+ АГа+
+ А;а2)^;

О	10	20 1хр, ч

Рис. 119. Кривые релаксации зоны от-
пуска (сплошная линия — экспери-
мент, штриховая — аппроксимация экс-
перимента)
/(/хр) — 3/2/41 А01(Н — а) - А1 [1п (7г	а) ; /г/(/г	о)] г

Г Л'2 [а । 2/г 1п (/г а) ; 1г2/(Н	а)] -{-С] |®’ -

) 3/2/4 | Л0/(/г - а) । Л/[1п (/г — а) {-А/(/г — а)] г

-Г Л2 [а -Г 2/г 1п (/г — а) — /г2/(/г — а)]-]- С2|“‘.

Значения постоянных Л", А", А^; А'”, Л'", Л” для различных вре-
мен определяют путем квадратичной интерполяции по методу наи-
меньших квадратов:

( ув - - 1,9025 -Ь 0,9304а ! 0,0024а2,
/хр 5 4 । Уи -= 4,8925 - 1,3392а | 0,0944а2;

| ув -= - 2,5581 {- 1,2706а 0,0002а2.

104 1 г/п--6,4183 — 1,73а {-0,12а2;

[ ув = - 3,6304 {-1,7989а- -0,0021а2,
/ч, -- 30 ч |	= 9 5	2 575а ! 0; 1833а2;

| ув -- - 4,9881 | 2,4924а -0,0053а2,
/<р = 100 Ч| 19 3 б 07а , 0 48аз

Ниже приведены значения прогибов пластины от пластической
деформации в зоне отпуска.

^Р’ 4	.....................

/, мм............................

5	10	30	100

0,02524	0.03406	0,05234	0,08837

Примененная методика для определения прогиба пластины с те-
чением времени на основе кривых релаксации и ползучести не учи-
тывает изменений, связанных с изменением объема, которые проис-
ходят в зоне закалки сварной пластины из стали 35Ш.

Следовательно, для нахождения результирующего прогиба необ-
ходимо найти значения, вызванные структурными превращениями,
происходящими вследствие распада мартенсита закалки в мартен-
сит отпуска. Эти исследования были проведены на полых цилиндри-
ческих образцах (рис. 120), которые были подвергнуты термической
обработке, соответствующей зоне закалки. Образцы выдерживали
при 100 °С и в процессе хранения производили замеры линейных
размеров. На рис. 121 приведен график, показывающий уменьше-
ние длины образца с течением времени. Используя эти значения,
по обычным формулам находят прогиб пластины от структурных
превращений

/ - (Ре/2)/(8^7) - (Ае2?е/2)/(87),

где Де — величина структурной деформации цилиндрического
образца с течением времени.

Общая деформация определяется как сумма значений прогибов:

/обгп ~ /зак Г /отп ~Ь /стр-
Рис 120. Пальчиковый образец	—►

Рис 121 Деформации во времени пальчико-
вых образцов при 100 °С:

I — з<>1.а закалки; I! — основной ме'алл, III —
зона отпуска

Рис 122 Деформации во времени плос-
кого образца из стали 35 при 100 °С
/ -- экспериментальная кривая; 2 — расчет
ная, без учета структурных превращений;
3 — то же, с учетом структурных превра-
щений

Численные значения приведены ниже.

/хр- 4 
), мм .
’Р • 

5	10

0,00888	0,01054

Г 00"	1' 18"

30	100

0,0137	0,01866

I' 45"	2' 20"

Сравнение расчетных результатов с экспериментальными сви-
детельствуют об их удовлетворительной сходимости (рис. 122).

7.2.2.	Оценка размерной нестабильности с позиции
физики металлов

Описанная экспериментально-аналитическая методика прогно-
зирования на основе теории ползучести практически не учитывает
протекающие во времени в зонах сварного соединения фазострук-
турные превращения, сопровождающиеся значительными объем-
ными эффектами в условиях активизирующего воздействия на эти
процессы полей остаточных напряжений I рода Все это приводит
к существенному отклонению расчетной величины от истинной, и
в комплексе с громоздким расчетным аппаратом усложняет ее исполь-
зование в широкой инженерной практике.

Представленные же в разделах 7 1.1 и 7.1.2 методики требуют
большого объема экспериментальных исследований.

На базе приведенных в разделах 5.2.2, 6.3 3, 6.3 5 результатов
была разработана экспериментально-аналитическая методика прогно-
зирования деформаций во времени сварных соединений.

Из рис. 90 следует, что деформации во времени различных зон
сварных соединений связаны с напряжениями 1 рода следующей
зависимостью:

1(<Ч I <*ф)М

(66)

151
где с/ — показатель интенсивности деформирования во времени;
от — уровень приложенных (остаточных) напряжений I рода, МПа;
Оф структурно-чувствительный параметр, МПа; Е — модуль упру-
гости I рода, МПа.

Выражение [(о* -|~Оф)/.Е] — е (оо) представляет ядро деформи-
рования и с физической точки зрения показывает, какова макси-
мальная величина деформации при /хр -> оо и 1.

Из данных, приведенных в разделе 5.2.2, имеем для стали 35
еДоо) = (о! — 150)/5;

е2 (оо) (од •- 100)/Е;

е3(оо) = о^Е.

Параметр показывает величину фиктивных напряжений
I рода, действующих в свободном о г внешних нагрузок образце при
данной температуре. Иначе говоря, он показывает, что для подавле-
ния фазоструктурных и релаксационных процессов необходимо
приложить к образцу напряжения I рода, равные цо абсолютной ве-
личине Оф и противоположные по знаку.

С физической точки зрения параметр огф показывает, что при
100 "С в зоне полной закалки (100 % мартенсита) сварного соеди-
нения из стали 35 суммарный эффект от увеличения аШдс, сниже-
ния стш кр и повышения уровня ацв прослойке остаточного аусте-
нита (раздел 6.3.4) эквивалентен наложению напряжений I рода
уровнем —150 МПа на эту зону.

Для зоны неполной закалки параметр оф свидетельствует о том,
что при 100‘С процесс распада остаточного аустенита превалирует
над процессами распада мартенсита и старения феррита закалки 127 ]
и эквивалентный уровень напряжений I рода равен 100 МПа, а для
подавления превращения остаточного аустенита необходимый уро-
вень напряжений I рода составляет — 100 МПа.

Из гл. 5 имеем для /хр — 30 сут и I = 100 °С

(30) - 0,2 [(Ст! - 150)//: I;

е2 (30) - - 0,13 [(от ] 100)АЕ 1;	(67а)

е3 (30) - 0,025 [(ох + 0)/Е],

где 0,2, 0,13, 0,025 -текущие значения показателя интенсивности
деформирования для зон сварного соединения из стали 35.

Резкое снижение при переходе о г зон полной и неполной за-
калки к зоне отпуска свидетельствует, на наш взгляд, о том, что
в условиях метастабильного фазоструктурного состояния уровень
энергии искажений кристаллической решетки существенно выше
но сравнению с энергией дислокаций в зоне отпуска.

Таким образом, для аналитического расчета деформаций во
времени необходимо найти зависимость / (/хр) для зон сварного
соединения из стали 35.
Согласно [15|, а также данным Г. В. Курдюмова и О. П. Макси-
мовой, дифференциальное уравнение, хараюериз) ющее распад мар-
тенсита, имеет вид

ЛУ - пУ (аУ0 — У) 4/хр,	(676)

где (IV — изменение объема обедненных участков твердого раствора
за промежуток времени <Дхр; п. — число кристаллитов карбида,
возникающих в единицу времени в единице объема Уо; а — отно-
шение объема обедненных участков к исходному объему; V — объем
обедненного участка.

Интегрирование уравнения (676) дает

У/У0 = Р = а(1 -е~пУ%),	(68)

где Р--функция, показывающая, как часть исходного объема
в данный момент времени обеднена.

Из уравнения (68) следует, что

1п [1 — (Р/а)] - —пУ1хр.

Л. И. Лысаком показано, что при отпуске мартенсита стали,
содержащей 1,4 % С, в интервале 0—120 °С а не зависит от темпе-
ратуры и стремится к 0,7. Иначе превращение не идет до конца
и распадается только 70 % мартенсита. Величина пУ для стали,
содержащей 1,4 % С, и температуры отпуска 100 °С составляет
24-Ю"3 мин"1.

Однако количественное использование этих данных некорректно,
поскольку содержание углерода в исследованной Л. И. Лысаком
стали резко отлично (сталь склонна к гетерогенному распаду мартен-
сита при низких температурах отпуска, т. е. малых энергиях акти-
вации, даже в отсутствие о1 от внешних нагрузок) от стали 35 и пре-
вышает 0,5 % С. Для нахождения значения пУ, характеризующего
интенсивность распада мартенсита, используем соотношение (67а),
из которого следует, что при наличии напряжений I рода зона полной
закалки на 30-е сутки вылеживания при 100 °С имеет текущее зна-
чение функции (^хр), равное 0,2.

Следовательно,

^(30) = Р/а = (1-епИХ₽)=0,2.	(69)

Решая соотношение (69) относительно пУ, находим, что последнее
при 1хр — 30 сут равно 5,17 • 10-6 мин-1, или 7,44  10~31 сут-1.

Отсюда

^=/(М- 1 - <7'44%/,00°,	(70)

где — время, сут.

Окончательно получаем из (70)

е = &[(01 - 150)/Д].	(71)

Сомножитель при /хр, меньший единицы, с физической точки
зрения свидетельствует о том, что распад мартенсита для стали 35
( <0,5 % С) не является гетерогенным, как у сталей, содержащих
^0,5 % С, и протекает менее интенсивно. По Лысаку Л. И. период
полураспада мартенсита стали с 1,4% С при 100 °С составляет
50 мин. Из уравнения (71) для стали 35 следует, что период полу-
распада мартенсита составляет ~3,5 мес., что соизмеримо с пери-
одом полураспада мартенсита стали с 1,4 % С при температуре
~40 °С. С помощью полученного выражения (71) рассчитываем
величины деформационных параметров (АРус; Аф) сварного образца
из стали 35.

Пренебрегая процессами, протекающими в зонах // и III свар-
ного соединения (рис. 111), поскольку погрешность при этом, как
было показано выше, <20 %, определим АРУС из соотношений (42),
(45) и (71):

АРус = 540&.	(72)

Из выражений (44) и (72) определим Аф -- / (/1р) при 100 °С:

Аф(/хр) = 4,16-10-^.	(73)

Из (73) очевидно, что максимальная угловая деформация свар-
ного соединения равна Аф (/хр-> оо) = 4,16-10-3 рад,
следовательно, Аф,пах — 4,16-10~3 рад = 13' 50".

Общие же послесварочные деформации стремятся к величине

Ф (ос) = фсв а- Аф (со) = 20'07" - 13'50" « 34'.

Рис. 123 Кривые деформирования
сварных образцов из стали 35 во вре-
мени при 100 °С (сплошные линии —
эксперимент, штриховая — аналити-
ческая кривая):

1 -АЧ>СХр)тах: 2-Дф=4.16.10-з^: 3 -
Л<₽0хр)ср: 4 - Д<₽0хр)т1П

Как указывалось выше, по-
лураспад мартенсита завершает-
ся для стали 35 через 3,5 мес,
т. е. деформации сварного сое-
динения в 50 % от Афгаах через
3,5 мес составят 6' 55".

Рис. 124. Приращение прогибов оплав-
ленных полос из СтЮ при выдержке
после сварки при комнатной темпера-
туре 127]:

1 — угольный электрод; 2 — меловой элек-
трод; 3 — УОНИ-13/55;	4 — сварка з ар-

гоне; 5 — то же, с присадкой меди; 6 —
то же, после нагрева до 680 °С и охлажде-
ния в воде
На рис. 123 показаны кривые деформирования сварных образцов
из стали 35 при 100 °С, построенные по экспериментальным резуль-
татам и расчетным путем из соотношения (73). Сравнение результатов
показывает хорошую сходимость расчетных и экспериментальных
данных. Незначительное расхождение объясняется неучетом релакса-
ционных и структурных превращений в зонах // и ///.

Таким образом, с помощью выражения (73) можно аналитическим
путем для сварных соединений среднеуглеродистых сталей по-
строить кривые деформирования для I 100 СС. Ошибка при этом,
как показано ранее, 20 %, что допустимо и позволяет с достаточной
степенью точности прогнозировать послесварочное деформирование
сварных конструкций при их проектировании.

Вполне справедливым, на наш взгляд, можно считать предполо-
жение о том, что соотношение (66) применимо для сварных соедине-
ний любой конструкционной стали, как малоуглеродистой, так
и средне- и высокоуглеродистой. Основанием для такого предположе-
ния является тот факт, что природа деформирования углеродистых
сталей, как показано выше, определяется одними и теми же физи-
ческими процессами, протекающими в микросбъемах. Разница же
определяется только тем, какой из этих процессов (распад мартен-
сита закалки, мартенситное превращение остаточного аустенита,
релаксация микронапряжений I рода и др.) превалируют в каждом
конкретном случае.

В этой связи выводы авторов работы [8] о причинах деформиро-
вания сварных соединений малоуглеродистых сталей, на наш взгляд,
неточны. Как следует из работы [231, помимо релаксационных
процессов в сварных соединениях сталей СтЗ и СтЮ протекают
деформационные процессы, связанные с распадом остаточного аусте-
нита и старением феррита. Соотношение последних определяет
качественный и количественный характер деформаций во времени
(рис. 124). Таким образом, определяющими процессами при дефор-
мировании с течением времени сварных соединений являются струк-
турные превращения. Доля последних для стали 35 составляет
-80—90 % при 100 °С.
ГЛАВА 8

ВЛИЯНИЕ КОНСТРУКТИВНО-ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ
ФАКТОРОВ НА СТАБИЛЬНОСТЬ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

8.1.	СВАРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

Величина самопроизвольной деформации в сварных соединениях
реальных сварных конструкций существенным образом зависит как
от геометрии сварной конструкции, так и от технологии ее изготовле-
ния. Как показано в работах [18, 23, 26], на величину самопроиз-
вольной деформации сварных соединений различных материалов,
и в том числе малоуглеродистых сталей, значительное влияние ока-
зывают: состояние поставки металла для изготовления сварной
конструкции, жесткость конструкции, ее размеры и форма, располо-
жение сварных швов, технология сварки, а также послесварочной
обработки конструкции. Все эти факторы относятся к разряду
конструктивно-технологических. Изучение влияния этих факторов
на размерную стабильность сварных конструкций, а также учет
этого влияния как па стадии проектирования, так и на стадии изго-
товления прецизионных сварных конструкций позволяет в значи-
тельной мере понизить величину самопроизвольных деформаций
и тем самым повысить стабильность размеров таких конструкций.

На сварных соединениях из стали 20 было проведено исследова-
ние влияния на величину самопроизвольной деформации следу-
ющих конструктивно-технологических факторов: состояния по-
ставки металла для изготовления образцов, жесткости изготавлива-
емых образцов, погонной энергии оплавления исследуемых
образцов.

Первоначально было исследовано влияние состояния поставки
металла для образцов. Для исследований использовали образцы
в виде пластин размером 300 X 25 X 2 мм. Образцы вырубали из
стального листа. Для вырубки образцов использовался стальной
лист трех видов: холоднокатаный, горячекатаный нормализованный
и горячекатаный отожженный. Для всех трех видов состояния
поставки стального листа его свойства регламентируются
ГОСТ 16523 -79.

Всего для исследования было изготовлено 24 образца, по восемь
образцов каждого вида. Для имитации сварного соединения образцы
оплавляли по кромке электрической дугой в среде аргона. Режимы
оплавления кромки для всех трех видов образцов сохранялись
постоянными: сварочный ток 70 А, напряжение на дуге 14 В, ско-
рость оплавления 0,8 см/с. Оплавление кромки образцов производи-
лось в медном водоохлаждаемсм приспособлении, на сварочном
автомате АДСВ-2. После оплавления кромки и 1-ч выдержки для
156
Рис. 125. Влияние состояния поставки
стали на деформации во времени свар-
ных образцов

/ — термообработанная сталь; 2 — 1оря-
чекатаная, 3 — холоднокатаная

Рис. 126. Зависимость деформаций за
1440 ч при 100 °С от погонной энергии

охлаждения образцы устанавливали в приспособлении, где в течение
1440 ч наблюдали их самопроизвольное деформирование. Результаты
исследований представлены на рис. 125, где каждая точка предста-
вляет собой среднее значение замеров самопроизвольной деформа-
ции на восьми аналогичных образцах. Из рисунка следует, что свар-
ные соединения из малоуглеродистой стали, выполненные из горяче-
катаного металла, в среднем на 10—15 % деформируются сильнее,
чем аналогичные соединения, выполненные из холоднокатаного
металла, а сварные соединения из отожженного металла, в свою
очередь, деформируются на 5—10 % сильнее, чем из горячекатаного
металла. Следовательно, применение холоднокатаного металла для
сварных высокоточных конструкций из малоуглеродистых сталей
является более предпочтительным.

Исследование влияния режимов сварки на величину самопроиз-
вольной деформации сварных соединений из малоуглеродистой стали
производили на таких же образцах, что и предыдущее исследование,
т. с. вырубленных из листа горячекатаной стали 20. Всего было
вырублено 48 образцов, которые были разделены на шесть партий
по восемь образцов в каждой. Так же, как в предыдущем исследова-
нии, образцы закрепляли в медном водоохлаждаемом приспособлении
и оплавляли на автомате АДСВ-2. Однако режимы оплавления
кромки образцов для каждой из партий были различны. Сила сва-
рочного тока изменялась от 50 до 90 А, а напряжение на дуге и ско-
рость оплавления кромки сохранялись неизменными. При этом
величина погонной энергии, характеризующая тепловложение дуги
в оплавленную кромку образца, изменялась с 616 до 1110Дж/см.
Результаты измерения самопроизвольной деформации образцов
с оплавленной кромкой при различных величинах погонной энергии
показаны на рис. 126, из которых следует, что самопроизвольная
деформация сварных соединений из малоуглеродистой стали с уве-
личением погонной энергии сварки возрастает. Однако этот прирост
незначителен. Так, при увеличении погонной энергии оплавления
Рис 127. Влияние жесткости образна на дефор-
мации за 1440 ч при 100 °С

кромки с 616 до 1110Дж/см прирост
самопроизвольной деформации состав-
лял лишь 20—25 %.

Дополнительные исследования влия-
ния изменений режимов сварки при со-
хранении постоянной погонной энергии
не позволили обнаружить изменений ве-
личины самопроизвольной деформации
образцов.

На третьем этапе исследовали влияние жесткости образца на
величину его самопроизвольной деформации в процессе хранения.
Исследования проводили на образцах из горячекатаной стали 20,
оплавленных по кромке электрической дугой в среде аргона. Погон-
ная энергия оплавления составляла 860 Дж/см. Варьирование
жесткости образца достигалось изменением его высоты с 20 до 40 мм.
Остальные размеры образца, т. е. его длина и толщина, оставались
неизменными. Всего было изготовлено пять типоразмеров по восемь
образцов в каждой партии. Результаты исследований представлены
на рис. 127. Анализ результатов показывает, что с повышением
жесткости образцов величина их самопроизвольной деформации
уменьшается. Так, повышение жесткости образца в 4 раза за счет
увеличения его высоты с 20 до 40 мм приводит к уменьшению само-
произвольной деформации в оплавленной кромке образца в среднем
на 20-25 %.

Следует отметить, что для уменьшения погрешности измерений
все вышеприведенные исследования проводили при повышенной
температуре хранения образцов, которая составляла 100 °С.

Результаты исследований позволили заключить следующее.

1.	Самопроизвольная деформация сварных соединений мало-
углеродистой стали для холоднокатаного металла в среднем на
10—15 % ниже, а для отожженного на 5—10 % выше, чем для
горячекатаного, металла.

2.	С увеличением погонной энергии сварки и с понижением
жесткости конструкции величина самопроизвольной деформации
сварных соединений малоуглеродистой стали возрастает.

8.2.	СВАРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

8.2.1.	Конструктивная жесткость сварного соединения

В предыдущей главе уже высказывались соображения по поводу
того, что жесткость сварных соединений существенно влияет на
количественную сторону процесса самопроизвольного деформиро-
вания во времени.

При условии постоянства погонной энергии повышение же-
сткости сварного соединения (ширины пластины) приводит к увели-
158
Рис 128. Процессы развития продольных внутренних деформаций в оплавляемых
волокнах пластин из сталей 12Х18Н9Т (а), 25ХН4 (б) и СтЗ (в)

чению пластических деформаций укорочения на стадии нагрева при
сварке [4]. После охлаждения при отсутствии структурных превра-
щений происходит значительная компенсация пластического укоро-
чения деформациями удлинения. Суммарная деформация для идеаль-
но-пластичного материала (без упрочнения) после охлаждения со-
ставляет порядка 8Т. Таким образом, можно сделать вывод, что для
зон сварного соединения, не претерпевающих при низких темпера-
турах фазовых превращений,’ которые сопровождаются изменением
удельного объема, пластическая деформация укорочения после
охлаждения в основном зависит от предела текучести материала.

Для зоны сварного соединения, нагревающейся при воздействии
термического цикла сварки до температур, превышающих Лс1,
и тем более Асз, картина резко изменяется для сталей, претерпева-
ющих мартенситное или бейнитное превращение аустенита. На схеме
(рис. 128) представлена кинетика развития внутренних деформаций
в сварном соединении при протекании низкотемпературных превра-
щений аустенита па стадии охлаждения [23].

На рис. 129 представлена линеаризованная диаграмма развития
внутренних упругопластических деформаций при охлаждении
зоны полной закалки. Кинетика деформирования без учета фактора
конструктивной жесткости изложена в работе [23].

л

е‘Е'ЕЧЕ-)е	г*

Рис 129. Кинетика развития внутренних деформаций зоны полной закалки для
образцов различной жесткости при их охлаждении в процессе сварки
При остывании зоны полной закалки для случая абсолютно
жесткой пластины (кривая ДВОЕ) внутренние деформации е пред-
ставляют деформации растяжения и монотонно увеличиваются по
условной прямой АВ. Если бы отсутствовало превращение аусте-
нита, то ее величина стремилась бы к значению

Еабс. ж = ®ф Есв — Есв>	(74)

где еаГ)С. ж — внутренняя деформация в абсолютно жесткой пла-
стине; Вф — деформация формоизменения (внешняя), поскольку пла-
стина абсолютно жесткая еф = 0, есв — дилатационная деформация
образца в свободном состоянии при равномерном нагреве.

Следовательно,

Еабсж=— есв = асвД/ = - 20-10 6 (20 — 600) « [ 1,2%.

Однако в точке В при 350 ’С (/мн) начинается превращение аустенита
и характер деформирования резко изменяется. Для понимания
физических процессов деформирования в условиях мартенситного
превращения, определяющих конечное напряженно-деформирован-
ное состояние, проследим за ходом упругопластического деформиро-
вания на участке ВС. С этой целью переместим прямую ДО в поло-
жение В'С'. Линия АВ' показывает развитие упругой деформации
при охлаждении с ростом стт (/). В точке В' упругая составляющая
полной внутренней деформации в составляет около ~0,1 % [<гт (350)
аустенита равно ~ 150 МПа]. На участке В’С упругие деформации
растяжения за счет существенного преобладания объемного эффекта
мартенситного превращения над температурной деформацией пере-
ходят в сжимающие и достигают в точке С вт аустенитно-мартенсит-
ной смеси. На участке СС протекают упругопластические деформа-
ции укорочения и в точке й' заканчивается превращение аустенита.
При этом за счет понижения температуры и увеличения до 100 %
мартенситной фазы (обладающей большим ат) упругие деформации
укорочения увеличиваются. Дальнейшее охлаждение приводит к сни-
жению упругого укорочения, и в точке Е' они могут иметь в зависи-
мости от степени превращения аустенита либо положительное, либо
отрицательное значение.

В случае конечной жесткости (кривая АВ'С'Е") внутренняя
деформация ек ж будет существенно ниже, поскольку соотношение
(74) примет вид

Ек. ж = Еф есв>	(75)

где вф — внешняя деформация формоизменения абсолютно жесткой
пластины не равна 0 и обратно пропорциональна жесткости.

В точке В' величина упругой деформации удлинения близка
к случаю абсолютно жесткой пластины. На участке В'С", на ко-
тором протекает превращение аустенита, за счет внешнего формо-
изменения снижается темп деформирования (1е.к.ж/с11 по сравнению
с ^Еабс.В результате в точке С значение деформации упруго-
пластического укорочения ниже по сравнению с С. Однако темп
деформирования в анализируемом случае конечной жесткости еще
160
достаточно высок и в точке С" начинается пластическое укорочение.
За счет этого окончательная упругая деформация укорочения в точке
О' та же, что и для абсолютно жесткой пластины. Однако на участке
О'Е” за счет более низкого темпа внутренних деформаций проис-
ходит менее интенсивная температурная компенсация упругого уко-
рочения. Окончательно, после полного охлаждения, в пластине
конечной жесткости остаточное укорочение выше по сравнению
с пластиной абсолютной жесткости.

Таким образом, с понижением жесткости за счет снижения темпа
внутреннего деформирования возрастает остаточное упругое укороче-
ние и, как следствие, повышается уровень сжимающих напряжений
в зоне полной закалки.

Однако снижение темпа внутренних деформаций за счет увеличе-
ния вф при уменьшении жесткости, приводя на участке кривой О'Е"
к увеличению остаточного упругого укорочения, на участке В'С"
ввиду адекватного эффекта может сместить точку С” в положение
(С") при крайне низкой жесткости. Это приведет к тому, что резуль-
тирующая деформация укорочения будет после остывания (Е“)
ниже, чем у абсолютно жесткой пластины, что хорошо видно из
соотношения (75). Так, если взять крайний случай «нулевой» жестко-
сти (свободная дилатация), то еф в (75) будет равно есв и е0 — 0, т. е.
точка С" переместится на ось температур и дальнейшее охлаждение
приведет к нулевым деформациям (внутренним) и напряжениям.

Следовательно, при сварке пластин достаточно высокой жесткости
(обеспечивающей на стадии превращения аустенита высокий запас
упругого укорочения ес») уменьшение жесткости приводит к уве-
личению остаточных сжимающих напряжений и, наоборот, увели-
чение жесткости приводит к их понижению. Если же жесткость
сварных соединений низка, то зависимость остаточных сжимающих
напряжений от жесткости противоположная: с понижением жестко-
сти остаточные сжимающие напряжения падают, а с ее увеличением
растут.

Следует отметить особо, что сделанные выводы относятся к свар-
ным соединениям, склонным к мартенситному превращению. Соеди-
нения же с бейнитным, а тем более перлитным превращением аусте-
нита имеют более высокие температуры превращения и существенно
меньшие объемные эффекты последних, что резко меняет кинетику
развития внутренних деформаций.

Сделанный графоаналитический расчет, не претендуя на количе-
ственную корректность, поскольку опускаются процессы в при-
лежащих зонах, на наш взгляд, позволяет в качественном
отношении понять физическую картину процесса внутреннего де-
формирования в условиях переменной жесткости и дает ключ к ре-
шению проблемы изучения влияния конструктивной жесткости
на размерную стабильность.

Подтверждением тому служат экспериментальные данные, полу-
ченные в работе [23], на основании которых автором сделан вывод
о том, что для закаливающихся сталей с повышением жесткости сжи-
мающие остаточные напряжения в зоне сварного шва уменьшаются.

6 Сагалевич В М и др	161
Однако следует учитывать, что под повышением жесткости
имеется в виду увеличение высоты (ширины) пластины, но не ее
толщины, так как в последнем случае могут резко изменигься терми-
ческие циклы точек, удаленных в глубь пластины, чго скажется,
безусловно, на временных и объемных факторах фазовых превра-
щений.

Для оценки степени влияния жесткости сварного соединения
на его размерную стабильность обратимся к полученным ранее
для стали 35 соотношениям (66)—(73). Из (71) имеем

е(/хР) = ^(о1 - 150)/Д.	(76)

Очевидно, что с жесткостью в выражении для к (/хр) связано при
прочих равных условиях только Ох, т. е. уровень остаточных напря-
жений в зоне полной закалки, которые, как было показано ранее,
существенно влияют на внутренние деформационные процессы,
ответственные за размерную стабильность сварного соединения.
Следовательно, для маложестких сварных соединений повышение
(понижение) жесткости приводит к снижению (повышению) стабиль-
ности внутренних деформаций е (4Р) во времени и, наоборот, для
жестких сварных соединений повышение (понижение) жесткости
приводит к повышению (снижению) их стабильности. Причем в слу-
чае высокой жесткости соединения на стадии превращения аустенита
(В'С на рис. 129) за счет пластического деформирования мартенсита
и воздействия на него высоких временных сжимающих внутренних
напряжений в сочетании с повышенной температурой усиливаются
стабилизирующие его эффекты, что также повышает размерную
стабильность соединения.

Проанализируем влияние на стабильность конструктивной
жесткости.

В работе [26] были использованы маложесткие кольцевые об-
разцы из стали 35, сечение которых отличается от использованных
в настоящем исследовании плоских образцов высотой Н. Высота
стенки таврового профиля кольцевого образца составляла 11 мм по
сравнению с 25 мм плоского. Усадочная сила после сварки коль-
цевого образца ~130 Н, а плоского 910 Н, т. е. в 7 раз выше. За
30 сут при 100 °С усадочная сила увеличилась на 60 Ну кольцевого
и на 90 Н у плоского образца Угловые деформации при этом соста-
вили соответственно 6' и 2,4'. При принятом в работе [26] критерии
размерной стабильности АРус!Рус, % (что адекватно Д(р/фСв, %)
последний за 30 сут составил ~50 % для кольцевого образца.
В нашем же случае его величина равна ~10 %, т. е. в 5 раз
ниже.

Кажущееся явное несоответствие объяснимо, если проанализи-
ровать влияние на деформационные факторы жесткости.

Для нахождения объективного критерия оценки стабильности
сварных соединений балочного профиля, на наш взгляд, целесооб-
разно использовать не относительные, а абсолютные приращения
деформационных параметров с учетом конструктивной жесткости.
162
Так. учитывая, что основная характеристика внутренних деформа-
ционных процессов

ДРус (/х?) = е (/хр) Еду = - 8 (/хр) ЕР АЗ,
где е(/хр) = Ы(<*1 — 150)//?]; РАз = ду — площадь зоны, нагретой
выше АсЯ, Е — модуль упругости I рода,
получаем

АРус (/хр) = & «От - 150)/Е] Газ.	(77)

В выражении (77) с жесткостью связана величина оу.

Сравнивая результаты экспериментов, приведенные в литературе
и настоящем исследовании, можно сделать вывод, что увеличение
ширины пластины с 10 до 100 мм на стали 35, при прочих равных
условиях, приводит к уменьшению остаточных сжимающих напря-
жений с —250 до —200 МПа с максимумом около —400 МПа при
й « 30 мм. Следовательно, увеличение ширины на порядок при-
водит к изменению уровня сжимающих напряжений на 20—100 %.
Таким образом, в достаточно широком диапазоне конечных величин
жесткости (й) ее влияние на приращение усадочной силы суще-
ственно.

Проанализируем теперь влияние жесткости на собственно де-
формации сварного соединения во времени. Рассмотрим тот же
диапазон жесткости по ширине пластины от 10 до 100 мм. Из (77)
определим Лер (/хр):

Дф(А,) = (&Русе1)/(Е.1) = [—г(ЛР)ЕрАзе1]!(Е,]) =

= [— 8 (/хр) РАз^}^ = I— е (/хР) Рлзе1]/(дН3/12) =

= [- е (/хр)Глз1\/т2е) =[ - 8 (/хр) Гм1]№ (х);	(78)

Дф (АО = - % [(О1 - 150)/^] (Удз/Гх),

где Уаз ~ Раз! — объем золы, нагретой выше Лс3; « Ле —
момент сопротивления сечения. Находим

Аф (10) = -	[(— 250 - 150)/2з] (Рлз/20) = (20Улз/Я) &	(79)

Дф (100) = - [(- 200 - 150)/В] (Ул3/2000) = (0,175УЛз/Е)	(80)

Разделим (79) на (80):

Лф (10) Дф (100) - 20/0,175 « 115.

Из (78)—(80) следует, что собственно погышение жесткости (вы-
соты й) образца в 10 раз приводит к уменьшению деформаций во
времени в 100 раз. Влияние же изменен! я напряженного состояния
зоны закалки менее ярко выражено, хотя и имеет место (до 100 %).

Отсюда следует крайне важный вывод о том, что неучет кон-
структивной жесткости при сравнении результатов исследований,
планировании эксперимента, моделировании и реализации экспе-
риментальных данных в реальных сварных конструкциях недо-
пустим.

6*	163
Критерий оценки размерной стабильности по величине АРуС/Руе
(%) [26] без учета конструктивной жесткости приводит к серьезным
количественным ошибкам.

Подводя итог вышеизложенным расчетно-аналитическим выклад-
кам, можно сделать вывод, что объективный критерий оценки ста-
бильности сварных соединений, на наш взгляд, должен быть ком-
плексным и учитывать как стабильность внутренних, так и внешних
деформаций сварного соединения с учетом конструктивной же-
сткости.

Так, для сварных соединений внутренний деформационный кри-
терий

АРус(е) = -г(1*р,к)ЕЕАЗ,	(81)

где е (/хр, И) — внутренняя деформация, функция времени и же-
сткости, I = 100 °С; Е — модуль упругости I рода; РАз — площадь
зоны полной закалки,

а внешний деформационный критерий

Лер (е) = - е (/хр, к) УАЗ/№Х,	(82)

гДе Улз — объем зоны полной закалки; 1ГЖ — момент сопротивле-
ния сечения.

Неизвестным в соотношениях (81) и (82) является е (/хр, /г).
Без учета влияния жесткости (/г) из (76) е (/хр) для стали 35 равно

Е (/хр) =	[(<П - 150)/^].

Поскольку функцией жесткости в выражении для е (/хр) является
Ор, попытаемся на основании вышесделанных графоаналитических
расчетов и данных работ [23, 24, 26] определить функциональную
зависимость Стр (к). Вышеизложенные выкладки и данные работы [23]
свидетельствуют о том, что по мере повышения жесткости от «нуле-
вого» значения (свободная дилатация) напряжения сжатия от вну-
тренних деформаций укорочения вначале растут (для маложестких
сварных соединений), а затем, достигая максимума в некоторой
точке А (рис. 130), постепенно снижаются, асимптотически прибли-
жаясь к оси ординат (для жестких сварных соединений).

Отсюда математически зависимость от от к можно выразить
следующим уравнением:

(к) = акьесК,	(83)

где а, Ь, с — постоянные коэффициенты, зависящие от химического
состава стали, режимов сварки ит. п.;а<0 — для сталей с мартен-
ситным превращением; а >> 0 — для сталей с бейнитным и перлит-
ным превращениями; 0<й<1, с<0 — для всех сталей.

Таким образом,

е (/хр, к) = & [(ак.ьел - 150)/Е].	(84)

Выражение (84) применимо к сварным соединениям из средне-
углеродистых сталей.
Рис. 130. Зависимость пиковых сжимающих напряжений и деформаций во времени
от высоты плоского образца:

1 Дф%=	~ 10°%: 2 ~ Дч,ЗО0. О'! сж) (70Л0.7е~0.02Л + 15о)Л-2 10-4.

(Ли9 в С"

3 - л<рзо (Л, О] еж----- 350)	500Д-2 1О^4,	4 - <Ц сж (Л)-----70Л0-7е-°.02Н

На базе экспериментальных данных ориентировочные значения
коэффициентов для стали 35 равны: а ~ —70; Ь = 0,7; с — —0,02.

Выражение (83) для стали 35 принимает вид

СТ1 (/г) = - 70к°-7е-°Л2К.	(85)

Данная функция имеет максимум в точке Л (см. рис. 130)

кА —Ыс = —0,7/—0,02 = 35 мм.

Отсюда

о, = - 70 -35° ^-°.о2 35 = _ 450 МПа.
стах

Следовательно, с ростом жесткости (высоты Н) сварного образца
из стали 35 от 0 до 35 мм напряжения сжатия увеличиваются с 0
до —450 МПа, а затем начинают монотонно снижаться, стремясь
к нулевому значению (см. рис. 130).

Окончательно из (84) и (85) для стали 35 имеем

е (/, И) = - 5з [(70Л°’7е"()’02'! + 150)/Д]	(86)

Из (81), (82), (86) получаем

ЛРус (е) = (Ра& (70Н°-7е-°-02Н + 150);

Л<₽(8) = (Илз/^ДЕз[(70Л°-7е-()’02'!-; 150)/Е].	(87)

Полученное выражение (87) позволяет принципиально решать
при конструировании сварных конструкций проблему рациональ-
ного использования металла в комплексе с обеспечением долговре-
менной размерной стабильности, иначе говоря, определить опти-
мальное значение высоты к, обеспечивающее минимум внешних
деформаций и металлоемкости конструкции,
Зависимости (85)—(87) представлены в виде кривых на рис. 130.
Анализ кривых показывает, что неучет влияния высоты Н на вели-
чину внешних формоизменений (Дер) допустим для жестких сварных
соединений (И >50 мм). В случае же маложестких соединений
(й< 50 мм) ошибка при прогнозировании внешних деформаций во
времени может достигать 50 % при неучете влияния жесткости (Л).

8.2.2.	Технологические факторы

Выводы, сделанные в предыдущем разделе, по влиянию конструк-
тивной жесткости на размерную стабильность сварных соединений
в значительной степени могут помочь оценить влияние переменной
технологической жесткости на послесварочное самопроизвольное
формоизменение сварной конструкции. Под переменной техноло-
гической жесткостью подразумевается последовательное изменение
жесткости конструкции (узла) по мере ее сборки и сварки в ходе
технологического процесса.

В качестве примера рассмотрим сварной узел, представленный на
рис. 131. Сборку и сварку узла разобьем натри варианта, предста-
вленных на рисунке (сборка на прихватках опущена, так как послед-
ние несущественно изменяют жесткость). При сборке и сварке узла
по варианту / за счет в 2 раза меньшей жесткости (по й) свари-
ваемых по отдельности узлов, по сравнению с жесткостью всего
узла, в поясных швах тавров сжимающие напряжения будут
выше, чем в варианте III. При сборке и сварке узла по ва-
рианту II сжимающие напряжения в первоначально свариваемом
тавре будут выше, чем в последующем.

Вариант Д

Вариант Ш

При варианте III напряжения
сжатия в обоих поясных швах
тавров минимальны и близки по
величине. Таким образом, наихуд-
шим является вариант II, по-
скольку из-за разнонапряженнос-
ти зон закалки поясных сварных
швов для него будет характерно
максимальное деформирование во
времени. Из вариантов I и III
сложно выбрать наилучший, по-
скольку в первом из них более
высокий уровень сжимающих на-
пряжений в стыковом сварном
соединении в существенной мере
компенсируется равнонапряжен-
ноствю сварных угловых швов,
вто время как для варианта III,

Рис 131 Варианты последовательно-
сти сборки и сварки составного дву-
тавра
отличающегося некоторой асимметрией полей напряжений (сни-
жающейся по мере увеличения к), характерен меньший уровень
последних.

Следовательно, порядок выполнения сборки и сварки за счет
изменения жесткости существенно влияет на размерную стабильность
сварных конструкций, что должно быть учтено при проектировании
и изготовлении последних.

Особо следует отметить случай переменной технологической
жесткости, когда в процессе изготовления искусственно на стадии
сборки и сварки повышается жесткость свариваемого узла (зажимные
приспособления и г. п.).

Согласно рис. 130, для случая среднеуглеродистых сталей в зави-
симости от исходной (собственной) жесткости сварного узла произой-
дет либо увеличение, либо снижение уровня остаточных сжима-
ющих напряжений в свободном состоянии после полного охлаждения.
Однако независимо от этого в области /Мн — /м к за счет жесткого
закрепления существенно увеличатся временные упругие напряже-
ния сжатия, что приведет в сочетании с повышенной температурой
к частичному распаду мартенсита закалки, т. е. стабилизации пос-
леднего. После сварки и снятия внешних связей результирующая
эпюра остаточных напряжений изменится: для маложестких соеди-
нений, вероятно, в сторону снижения остаточных сжимающих напря-
жений, а для жестких соединений —в сторону их увеличения. Но
в конечном результате за счет существенной термомеханической
стабилизации мартенсита закалки размерная стабильность будет
повышена. Снижению сжимающих остаточных напряжений при
сварке в жестком закреплении в значительной мере, по-видимому,
также способствует пластическое удлинение прилежащей зоны в про-
цессе превращения аустенита.

Повышение размерной стабильности при сварке в жестком за-
креплении экспериментально было обнаружено в работах [18, 191
на низколегированных конструкционных сталях, что свидетельствует
в пользу сделанных предположений.

Влияние переменной технологической жесткости на размерную
стабильность реальных сварных узлов более конкретно рассмотрено
в гл. 10.

Помимо жесткости сварного соединения на размерную стабиль-
ность влияют многие технологические факторы: режим и способ
сварки, принудительный теплоотвод, предварительная термическая
обработка и т. п.

Учитывая тот факт, что природа самопроизвольного деформиро-
вания сварных соединений из среднеуглеродистых сталей в основном
определяется фазоструктурными превращениями продуктов рас-
пада аустенита, не вызывает сомнений то, что даже незначительные
изменения теплового режима сварки могут существенно повлиять
на кинетику мартенситного превращения и развития внутренних
деформаций и тем самым на размерную стабильность во времени.

Изменения режима, способа сварки, применения теплоотвода,
сопутствующего подогрева и т. п. в конечном счете приводят к ва-
167
риациям градиентов квазистационарного температурного поля и
термических циклов сварки.

В настоящем исследовании были проведены эксперименты по
оценке влияния скорости охлаждения на деформирование сварных
образцов и реальных конструкций во времени. Образцы и сварные
узлы сваривались на одном и том же режиме с применением тепло-
отвода и без него. В результате на образцах без теплоотвода дефор-
мации во времени снизились в 2—3 раза. Однако при этом остаточные
сварочные деформации увеличились в 1,5 раза. Аналогичный каче-
ственный эффект был получен и на сварных узлах. Кроме того,
на сварных узлах было опробовано влияние концентрированности
сварочного источника тепла с использованием малоамперной аргоно-
дуговой сварки и ЭЛС. В первом случае (АДС) увеличилась
стабильность размеров при увеличении остаточных сварочных де-
формаций по сравнению с ЭЛС.

Таким образом, выбор оптимальных технологических режимов
связан с обеспечением минимума деформаций во времени с допусти-
мыми формоизменениями от сварки. Причем следует также учиты-
вать и тот факт, что у сталей с мартенситной структурой шва де-
формирование во времени приводит к увеличению исходных после-
сварочных деформаций.

Весьма существенным технологическим фактором является пред-
варительная термическая обработка. Так, применяемое улучшение
(закалка с 850 °С Д отпуск 480 °С) для стали 35 значительно по-
вышает релаксационную стойкость основного металла, не нагревав-
шегося в процессе сварки свыше 500 °С. Учитывая ширину последней
в зоне термического влияния (2,5 мм) и достаточно высокий уровень
растягивающих напояжений (до 300 МП?) в ней, ее потенциальный
вклад в развитие внешних деформаций во времени значителен.

8.2.3.	Внешние статические возмущения

Техническими условиями на эксплуатацию ряда точных сварных
узлов допускается непродолжительное воздействие статических на-
грузок (от изменения ускорения свободного падения атмосферного
давления и т. п.) незначительной амплитуды, а также продолжитель-
ная эксплуатация в условиях повышенных температур до -(-100 °С
и отрицательных до —50 °С. В этой связи, а также с целью выбора
приемлемого для разработки метода размерной стабилизации боль-
шой интерес представляло исследование влияния на размерную
стабильность сварных соединений внешних статических нагрузок
и равномерного температурного поля.

Очевидно, что с ростом температуры вылеживания повышается
интенсивность деформирования во времени за счет активации ре-
лаксационных процессов для структурно-стабильных материалов
и процессов распада пересыщенных твердых растворов (мартен-
сита).

Исследование деформации во времени сварных соединений в усло-
виях отрицательных температур на сталях 40X13 и 35Ш [26] пока-
168
зало, что для стали 35Ш снижение температуры до —50 °С приводит
к практически полной стабилизации геометрических размеров.

Для разработки методов размерной стабилизации сварных соеди-
нений крайне важным является оценка влияния внешних нагрузок
на структурную стабильность мартенситной фазы зоны полной
закалки. В гл. 5, 6 было показано, что путем наложения на мартен-
ситную структуру полей напряжений I рода от внешней нагрузки
можно регулировать ее устойчивость и размерную стабильность.
Важным следствием является то, что стабилизация мартенсита за-
калки может быть достигнута искусственно либо путем снижения
величины оГПкр. либо путем увеличения искажений кристалличе-
ской решетки оШд с, а также использованием комбинации указан-
ных эффектов.

В работах [22, 24] приводятся данные, из которых следует, что
посредством наложения как трехосных, так и одноосных полей
напряжений I рода от внешней нагрузки можно осуществлять ча-
стичное или практически полное снятие тетрагональности мартен-
сита закалки.

В настоящей работе сделана попытка найти количественную
связь между оШкр и температурой обработки.

Согласно полученным в разделе 6.3.5 данным, имеем значение
критического напряжения оШкр при 20 °С:

а1Пкр = ~ (С,гах/Со,35) 3200 =	(2,14/0,35) 3200 =	19500 МПа.

При этом оП1кр дефектной цепочки в зоне дефекта равно

0Ц1кр. д. с =: ^ПцТкр. с,
где 0 > к > —1.

При температурах АС1 — АсЯ происходит самопроизвольная пере-
стройка решетки а-железа в у-железо [9] и полное снятие тетра-
гональности, т. е. оП1кр=:0.

Как указывалось ранее (раздел 6.3.5), при отпуске закаленной
стали независимо от содержания в исходном состоянии углерода
в мартенсите при 200 °С среднее содержание составляет для всех
сталей 0,20 % (см. рис 103) [12, 17]. Согласно теории флуктуации
концентраций (см. рис. 105) [9, 15], правомерно предположить, что
при 200 °С максимальное содержание углерода в мартенсите любой
стали равно 0,4 %. Напряжения сжатия в дефектной цепочке при
0,4 % С и 20 °С равны

"пи. с = (— 0,40/0,35) 3200 = - 3650 МПа.

Вполне естественно сделать вывод, что с ростом температуры резко
снижается величина критического напряжения оШкТ1. Изложенные
выше соображения позволяют заключить, что при 20, 200 и 723 °С
значения о(Пкр соответственно составляют 19 500, —9650 и 0 МПа.

В этой связи зависимость оШкР (Т) в первом приближении можно
представить следующим выражением:

"пир - Ее-^+1Ю5)/15о	_ юоо),	(88)

где Т — температура, К; Е — модуль упругости I рода, МПа.
Рис 132 Зависи-
мость критического
напряжения III ро-
да в дефектной це-
почке валентной
связи мартенситной
структуры от тем-
пературы.

аШ кр =-
=-ГНГ+1035^150 X
Х(Г- 1000) = 01кр

Зависимость оШкр от температуры графически показана на
рис. 129.

Учитывая, что, согласно теории флуктуаций концентрации,
наряду с зонами средней концентрации в закаленной стали присут-
ствуют зоны со значительным отклонением от среднего значения,
очевидно, что для полного снятия тетрагональности мартенсита
необходимо, чтобы в зонах с минимальным содержанием углерода
величина оШд. с была равна оп1кр. Из соотношения (88) и рис. 132
следует, что для этого необходимо либо повысить температуру до
1000 К, либо искусственно увеличить уровень сжимающих напря-
жений аи1д. с до Оцткр, поскольку минимальное содержание угле-
рода в мартенсите, согласно рис. 105, а, С ж 0 %.

Таким образом, для полного распада мартенсита закаленной
стали необходимо, чтобы величина накладываемых напряжений
III рода от внешней нагрузки была

0Ц1ВН ^ст1Пкр(Т)	(89)

или из (88) и (89)

0швн Ее (г+юз5)/15о (7 _ юоО),	(90)

где оШвн — напряжения III рода в дефектной цепочке от внешней
нагрузки.

Напряжения III рода, достигающие 20 000 МПа, напряжения
II рода до 2000 МПа [91, предел прочности на разрыв до 3000 МПа
[15] — все это дает основание предположить, что в структуре мар-
тенсита закаленной стали дислокации являются «замороженными»,
т. е. активность последних минимальна. Физически это можно объяс-
нить чрезвычайно высокой плотностью дислокаций в мартенситном
кристалле — до 1012 см-2 [91 и крайне малой величиной областей
когерентного рассеяния—О — 10—20 нм [15]. Учитывая выше-
изложенное, на наш взгляд, структуру мартенсита можно рассма-
тривать как квазиупругое тело, к которому достаточно в широком
диапазоне нагрузок и температур (до 300—400 °С) применимы основ-
ные положения теории упругости.
170
В этой связи становится правомерным применение к структуре
мартенсита принципа суперпозиции напряжений всех родов. Следова-
тельно, соотношение (90) можно представить в следующем виде:
ошвн =	(Г _ Ю00).	(91)

Экспериментальные данные, приведенные в литературе, сви-
детельствуют о корректности соотношения (91) и сделанного допуще-
ния о квазиупругости мартенситной структуры. Также показано,
что при давлении 2100 МПа третье превращение при отпуске стали
У8 начинается при 250 °С, т. е. на 50 °С ниже. Из соотношения (91)
при 250 °С — —2350 МПа. В литературе есть данные о том,
что при 200 °С для снятия тетрагональности мартенсита необходимо
давление 2750 МПа. Из (91) при 200 °С величина ст1вп составляет
—3650 МПа. Таким образом, расхождение в результатах составляет
соответственно 10 и 25 %, что вполне приемлемо.

Следовательно, соотношение (91) может быть использовано для
приближенного расчета о, при выборе режимов стабилизирующей
обработки и анализе эффективности методов стабилизации.

Также было исследовано влияние внешнего статического нагру-
жения на размерную стабильность во времени сварных соединений
из стали 35. Исследования проводили на плоских образцах с пере-
плавленной аргоподуговой сварной кромкой.

Схема нагружения, обеспечивающая чистый изгиб зоны сварного
соединения плоского образца, представлена на рис. 133. Здесь же

Рис 133. Схема на-
ложения на зону
сварного соедине-
ния напряжений от
чистого изгиба об-
разца:

I — многопозицион-
ное приспособление,
2 — передаточное зве-
но; 3 — виит; 4 —
оправка; 5 -- фикса-
тор, 6 —- ось; 7 — ин-
дикаторная головка
(0,001 мм) 8 - обра-
зец; 9 — зеркальный
оптический датчик

-я/л»'
Рис 134. Циклограмма (а) и остаточные деформации плоского сварного образца (б)
приведена эпюра напряжений от изгибающего момента. Для реали-
зации указанной схемы было изготовлено многопозиционное нагру-
жающее устройство, обеспечивающее одновременную выдержку при
различных температурах 15-ти образцов с вариациями оха от —300
до 4-300 МПа и шагом 150 МПа. Нагружение образцов осуществля-
лось циклически согласно диаграмме, показанной на рис. 134, а.
После каждого цикла нагружения и разгрузки производили замеры
остаточных угловых деформаций (Аф) по методике, изложенной
в гл. 2. Результаты измерения Аф (оха) представлены на рис. 134, б.
Анализ полученной зависимости Аф (ожи) свидетельствует о том, что
при наложении на зону сварного соединения растягивающих ом
до 4-200 МПа зависимость линейна и величина Аф (15) равна 15'.
Дальнейшее увеличение напряжений приводит к интенсификации
роста остаточных деформаций (о чем свидетельствует излом на
кривой), и темп деформирования повышается в 2 раза. Подобное
явление можно, по-видимому, объяснить следующим образом. На
участке кривой охи -- 0-1-200 МПа протекает чисто пластическое
деформирование в зоне пиковых растягивающих напряжений, а при-
лежащие зоны закалки и отпуска работают в упругой области. На
участке >200 МПа пластическое удлинение начинается и в зоне
отпуска, что приводит к увеличению внешних остаточных угловых
деформаций Аф. Помимо этого, можно предположить, что на этом
участке начинается распад остаточного аустенита в зоне, нагретой
при сварке до Ас3 — АС1 за счет увеличения оп в аустенитной про-
слойке этой зоны и пластического удлинения.

При наложении на зону сварного соединения сжимающих напря-
жений картина несколько изменяется. После первого цикла (стхи =
= —50 МПа) появляются «отрицательные» деформации формоизме-
нения около 4-(1—2)'. Дальнейшее увеличение напряжений при-
водит к качественно адекватной зависимости Аф (ояИ), что и при
растяжении, с той лишь разницей, что темп деформирования в 5—
10 раз ниже. Появление «отрицательных» деформаций можно объяс-
нить, вероятно, распадом остаточного аустенита в зоне сварного
шва.Значительно более низкий темп определяется, по-видимому,
172
Рис 135 Участок эпюры пиковых напряжений после снятия возмущений:

1 — а — 0, 2 — а,-- 300 МПа; 3 — <т„ -= —300 МПа
И	и	и

малым объемом зоны закалки и тем, что предел текучести (упругости)
мартенситной фазы значительно выше, чем суммарные напряжения
при нагружении, и в процессе нагружения происходит незначитель-
ный распад мартенсита закалки.

После нагружения на величину оптимального напряжения ахи
часть образцов разгружали и после снятия окончательного замера <р0
выдерживали при 20 и 100 °С в течение 40 сут (1000 ч). Другую часть
выдерживали в термостате при 100 °С в нагруженном состоянии
в течение 24 ч. Затем производили нулевой замер угла ср и образцы
помещали на измерительный стенд для выдержки при 100 °С в тече-
ние 1000 ч.

Параллельно с измерениями деформаций во времени осуществля-
лось измерение исходной и перераспределенной от внешнего нагруже-
ния эпюр остаточных напряжений на части исследованных образцов.

Экспериментальные данные по влиянию внешнего статического
нагружения на эпюру остаточных напряжений и величину деформа-
ций во времени показаны на рис. 135 и 137. На рис. 136 предста-
влено графоаналитическое определение результирующей (после сня-
тия нагрузки) эпюры напряжений для экстремальных величин стхи
методом суперпозиции.

Анализ полученных результатов позволяет сделать следующие
выводы.

1.	Наложение на зону сварного соединения полей напряжений
от статической внешней нагрузки независимо от ее знака понижает
уровень остаточных сварочных напряжений, за счет чего достигается
снижение величины деформаций с течением времени в случае вылежи-
вания при 20 и 100 °С.

2.	Наиболее эффективным при температуре вылеживания 20 °С
является поле растягивающих напряжений, а при 100 °С — сжима-
ющих. Оптимальный уровень напряжений охк составляет +300 МПа
при 20 "С и - 300 МПа при 100 °С.
Рис 136. Кинетика перераспределения остаточных напряжений при наложении
и снятии напряжений от внешней статической нагрузки

3.	Увеличение времени выдержки под нагрузкой до 24 ч и окру-
жающей температуры при нагружении до 100 °С повышает стабили-
зирующий эффект за счет большей степени снижения остаточных
напряжений.

Независимость качественного конечного результата от знака
прикладываемой нагрузки объясняется тем, что зона пиковых напря-
жений, ответственная за размерную стабильность, сконцентрирована
в узкой зоне протяженностью ~1 мм. За счет этого при наложении
поля сжимающих напряжений происходит «механическая» стабили-
зация мартенсита с частичным распадом последнего, которая вслед-
ствие объемного эффекта после стятия нагрузки приводит к сниже-
нию пиковых сжимающих напряжений и к перераспределению эпюры
с незначительным снижением пиковых растягивающих напряжений.
При наложении растягивающих напряжений пластически удли-
няется зона растягивающего пика, что после снятия нагрузки
приводит к перераспределению эпюры и снижению пика сжа-
тия и растяжения. Кинетика этих процессов хорошо просле-
живается на рис. 136. Некоторое же количественное отклоне-
ние от эксперимента связано с повышенной температурой и дли-
тельностью вылеживания (24 ч) под нагрузкой в последнем
случае.

Резкое количественное изменение степени эффективности полей
напряжений различного знака с изменением температуры вылежи-
вания связано с тем, что при 20 °С преобладают процессы, протека-
ющие в зоне неполной закалки и сопровождающиеся распадом
остаточного аустенита.
Рис. 137. Влияние температуры, уров-
ня напряжений и времени выдержки
под внешней статической нагрузкой на
последующую стабильность сварного
соединения стали 35:

1 — без нагружения: 2 — 20°С; -| 150 МПа;
0 ч; 3 — 20 °С. - 150 МПа; 0 ч; 4 — 100 °С;
— 150 МПа: 24 ч; 5 — 20’С; +300 МПа;
0 ч, 6 — 100 ’С; -150 МПа, 24 ч, 7 —
100 ’С, +300 МПа; 24 ч; 8 — 20’С;

— 300 МПа; 0 ч, 9 - без обработки, /8 —
100 ’С, - 300 МПа; 24 ч; 1/ — 100 ’С,
— 300 МПа; 24 ч, 12 — 100 °С; И 300 МПа;
24 ч

8.2.4. Внешние динамические возмущения

Результаты, полученные в предыдущем разделе, свидетельствуют
о том, что наиболее рациональным с точки зрения стабилизации
является наложение на зону сварного соединения поля напряжений,
обеспечивающего одновременное создание в зонах полной и неполной
закалки соответственно сжимающих и растягивающих напряжений.

Однако, учитывая весьма малую протяженность указанных
зон (0,9 и 0,2 мм), практически крайне сложно создать поле напря-
жений с таким высоким градиентом напряжений от статических
возмущений. Выходом из этого положения может служить примене-
ние динамических силовых либо температурных полей.

В работе [8] исследовалось влияние вибрационных нагрузок на размерную ста-
бильность и показана их эффективность применительно к структурно-стабильным
материалам С позиции данных, полученных в 8.2 3, можно предположить, что ви-
брообработкой можно существенно повысить размерную стабильность за счет эф-
фекта «механической» стабилизации мартенсита и ускорения распада остаточного
аустенита. Однако это требует экспериментального подтверждения.

В работах [18, 19] показана эффективность ультразвуковой размерной стаби-
лизации сварных соединений низколегированных конструкционных сталей за счет
стабилизации остаточного аустенита.

В работе [10] проведены экспериментальные исследования по влиянию ультра-
звуковой обработки (УЗО) на размерную стабильность сварных соединений стали 35.
Показано, что за счет снижения остаточных напряжений резко стабилизируются
размеры сварного соединения.

Представляло определенный интерес исследовать влияние дина-
мического температурного поля на размерную стабильность сварных
соединений среднеуглеродистой стали 35. Исследования проводились
175
Рис. 138. Схема наложения на сварное
соединение плоского сварного образца
динамического температурного поля
Рис. 139 Термические циклы (а) и
температурные поля (6) в плоском об-
разце при наложении динамического
температурного поля, Н = 0,5 мм

на плоских образцах по методике, изложенной в гл. 2. Наложение

на зону сварного соединения динамического температурного поля
осуществлялось по схеме, представленной на рис. 138. В качестве

источника нагрева была использована ванночка с расплавом селитры
(КМО3 + НаМО3). Температура расплава варьировалась в диапа-
зоне 250—550 °С. Обработка сварных образцов осуществлялась

кратковременным погружением переплавленной кромки плоского
образца в расплав селитры. Глубина погружения Н' составляла
~1,0 мм, время выдержки 0,5—2,0 с. Термические циклы для точек
сварного соединения, лежащих в зоне полной закалки (у = 0,5 мм)
и переходной зоны (у -= 1 и 4 мм) представлены на рис. 139. Здесь же
показаны температурные поля в различные моменты времени (/хр --

= 0,5; 1; 2 с). Снятие термических
циклов осуществлялось осцилло-
графом типа К-12-22 с помощью
хромель-алюмелевых тарирован-
ных термопар диаметром 0,3 мм,
зачеканенных в специально изго-
товленный зонд, представляющий
из себя пластинку из стали 35 тол-
щиной 3 мм с просверленными
на различную глубину отверс-
тиями.

Рис 140. Влияние импульсного (/н -
:_т0,5ч-1 с) и стационарного (/п —. 2 ч)
температурных полей на размерную ста-
бильность сварного соединения стали 35
при 100 “С:

/ - / _= о, =- 0; 2 - I ~ 400 °С,

-- 0.5 с, 3 — I ~ 250 «С, /н -- 2 ч: 4 - I =

--- 400 °С,	1 с, 5	550 »С.	-

- 0.5 с, « - I ~ 550 'С, /	- 1 с
х^мисратурные напряжения в тонкой пластинке при ее нагреве
по схеме (рис. 138) будут равны

сгу = о2 = 0;

{+Л	+к

— Т(у) + 1/2Л ( Т(у)<у +Зу/2/г3 | Т(у)уйу

~к	-Ч

(41а)

где а — коэффициент линейного расширения; Е — модуль упругости
I рода; Т (у) — температурное поле в пластинке в момент времени /хр;
2й — высота пластинки.

На рис. 140 показано влияние динамического температурного
поля на размерную стабильность плоского образца.

8.3.	СВАРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

8.3.1.	Конструктивная жесткость

Кривые деформирования сварных образцов различной жесткости
при I — —60—Ь100°С представлены на рис. 141, а, б, в, г, а вели-
чина деформаций — в табл. 16.

Опираясь на определенную по экспериментальным данным сум-
марную величину угловой деформации образца, накопленную за
весь период хранения в течение 40 сут, можно получить весьма
важные зависимости по влиянию на процесс самопроизвольного
деформирования сварных соединений аустенитных сталей темпера-
туры хранения I и параметра конструктивной жесткости — высоты
образца Н.

На рис. 142, а показана зависимость величины угловой суммарной
деформации сварного образца, накопленной за весь период хранения,

Рис 141 Влияние температуры хранения иа деформации во времени сварных соеди-
нений стали 12Х18Н10Т:

« к - 50 мм; б - (I - 00 мм; в - к •- 75 мм; г — к — 100 мм. I----60 “С; 2 — 110 °С-

.3 — 20 »С; 4 — 60 °С; 5---20 °С
Рис 142 Зависимость суммарных деформаций во времени сварных образцов от вы-
соты образца (а) и от температуры хранения (б).

1-----60 °С, 2 — 110 «С, 3 - 20 °С; 4 — 60 °С, 5 — (-20 °С), 6 — 25 мм: 7 — 50 мм; 8 —

60 мм; $ -- “5 мм, 10 — 100 мм

от температуры для образцов различных типоразмеров. Экспери-
ментальные данные, представленные на рис. 142, б, позволяют
судить о влиянии на величину и характер процесса деформирования
во времени высоты образца К.

Температура хранения оказывает самое существенное влияние
на величину деформаций во времени, не меняя, однако, знака де-
формирования (как это характерно для сталей мартенситного класса)
и его экспоненциального характера. Экспериментальные кривые,
представленные на рис. 142, б, могут быть описаны параболической
функцией вида

у — ах2 + Ьх — с,
где у — это ф2, а х — это I, °С.

Таблица 16

Л, мм	/, °с				
	— 60	— 20	20	60	ПО
25	185"	63"	31"	62"	176"
	3.8	1.2	0,6	1,2	3,4
50	80"	23"	22"	22"	85"
	.3,5	1,1	1,1	1,1	3,6
60	69"	22"	21"	21"	50"
	3,4	1,1	1,1	1,1	2,6
75	31	10"	10"	10"	40"
	3,2	0,9	0,9	0,9	3,6
100	30"	7"	7"	7"	27"
	.,,1	0,7	0,7	0,7	2,6

Примечание В сводной таблице представлены данные по деформациям
с течением времени сварных образцов различной жесткости при хранении в интервале
температур от —60 до -М 10°С (в числителе — абсолютная величина деформации, получен-
ной за весь период хранения образца, в знаменателе— ветчина ее отношения к оста-
точной сварной деформации, %).
Рис 143 Деформации Сварных образцов за
два года хранения при комнатной темпера-
туре:

I — Н — 25 мм; 2 -- к — 60 мм

Для плоского образца высотой
Н = 25 мм, пользуясь методом наи-
меньших квадратов, можно запи-

сать общую зависимость ср2 -- / (/) уже конкретным образом как

<р2 - 0,015/2 — 0,539/ -Ь 50,3,

где <р2 — в угловых секундах; / — в °С.

Аналогичные зависимости легко получить для всех образцов.
Вершина параболы, характеризующая минимальную интенсивность
деформирования во времени, лежит в области комнатных темпера-
тур. Изменение температуры хранения от вышеуказанной величины
вызывает резкий рост деформаций во времени. Также следует отме-
тить, что при равенстве по абсолютной величине положительной
и отрицательной температур хранения величина деформаций для
образцов всех типоразмеров в несколько раз выше при отрицательной
температуре.

В объеме данных исследований также были проведены экспери-
менты по определению деформаций во времени при длительном
хранении образцов в течение 20 мес. Образцы хранились при ком-
натной температуре. Это позволило еще раз, но уже в другом времен-
ном промежутке, определить характер процесса изменения размеров
сварных соединений. На рис. 143 показана зависимость деформаций
от времени хранения для образцов различной высоты. Качественный
характер деформирования такой же, как и ранее, максимальная
интенсивность деформирования происходит в первые 2—4 мес.
Деформация за весь период хранения составляет ~2,5—3,5 %
исходной сварочной деформации.

8.3.2.	Состояние поставки, химический состав и режимы сварки

В связи с тем, что при изготовлении точных приборов и прибор-
ных систем применяются как литье, так и прокат, возникла необ-
ходимость провести исследования по влиянию на величину и харак-
тер деформирования во времени состояния поставки. Были опре-
делены деформации во времени в интервале температур от —60
до -ф60°С сварных плоских образцов, изготовленных из литого
металла и проката. Результаты экспериментов приведены на
рис. 144. Сварные образцы из литого металла обладают меньшей
размерной стабильностью, чем из проката. Суммарная деформация
за весь период хранения 40 сут образцов из литого металла в 1,2—
2,5 раза больше, чем аналогичная деформация образцов из проката.

По данным [9 ] известно, что изменение процентного содержания
никеля в аустенитных сталях в значительной мере влияет на ста-
бильность аустенитной структуры: чем больше 141, тем стабильнее
179
Рис 144 Влияние состояния поставки
основного металла на размерную ста-
бильность сварного соединения при
различных температурах хранениям
(сплошные линии — литье, штрихо-
вые — прокат) (Н = 50 мм):

1-----60 °С; 2---г 60 °С, 3--1-20 °С

Рис 145 Зависимость размерной ста-
бильности от химического состава не-
ржавеющих	аустенитных сталей

(сплошные	линии—12Х18Н10Т,

штриховые— 12Х18Н9Т) при различ-
ных температурах хранения (Л=25мм):
1----------60 °С; 2--Н 60 °С

аустенитная структура. Отсюда можно сделать вывод (учитывая,
что размерная стабильность сильно зависит от структурной ста-
бильности материала), что химический состав стали может влиять
на величину деформаций во времени. На рис. 145 представлены
экспериментальные данные, подтверждающие это.

Как было сказано выше, сильное влияние на характер и величину
деформаций сварных соединений во времени оказывают технологи-
ческие и конструктивные факторы (режим сварки и тип сварных
соединений, жесткость конструкции и т. д.). Для этого в качестве
сравнительного варианта (по отношению к образцам, проплавлен-
ным по кромке) были исследованы деформации во времени стыковых
сварных соединений аустенитной стали 12Х18Н10Т, выполненных
автоматической сваркой неплавящимся электродом в среде аргона.

Рис 146 Распределение остаточных напряжений
в стыковом соединении, сваренном аргонодуговой
сваркой

1 -- Ь — 100 мм, 6 — 2 мм: 2 — Ь — 60 мм, 6 — 2 мм;

3 - 6 — 25 мм, 6 — 2 мм, 4 - Ъ ~ 100 мм, 6-3 мм

Рис 147. Размерная стабильность стыковых свар-
ных соединений различной ширины при различных
температурах хранения (сплошные линии при
—60 °С, штриховые — при +60 °С, штрихнунктир-
ные — при 20 °С):

1 — Ь — 25 мм; 2 - Ь = 60 мм; 3 — Ь - 100 мм
Рис 148. Распределение а-фази
в стыковом сварном соединении:
/ — Ь = 25 мм; 2 — Ь г= 60 мм;

5 — Ь ~ 100 мм

Внешний вид образцов и эпю-
ра остаточных сварочных
деформаций показаны на
рис. 146. Методика проведе-
ния экспериментов аналогич-
на описанной в разделе 2.5.
Кривые деформирования во

времени образцов со стыковыми сварными соединениями при раз-
личных температурах хранения представлены на рис. 147.

До сварки а-фаза имеется лишь на кромке образцов как следствие
наклепа при механической обработке, характер распределения по
поперечному сечению образца и величина после сварки показаны
на рис. 148.

На рис. 149 и 150 представлены зависимости суммарной дефор-
мации, накопленной образцом за весь период хранения, от темпе-
ратуры хранения и ширины образца соответственно. Как видно из
рис. 146—150, полученные экспериментальные зависимости суммар-
ной деформации, характеризующие процесс деформирования во
времени сварных стыковых соединений, аналогичны соответствующим
результатам, полученным ранее на образцах с проплавленной
кромкой.

Анализ характера и величины деформации во времени сварных
соединений аустенитных сталей позволяет сделать следующие выводы.

1.	Во всем интервале исследуемых температур от —60 до +110 °С

имеет место самопроизвольное изменение размеров сварных соеди-
нений аустенитных сталей в течение всего периода хранения и после
его окончания. Все это подтверждают выводы работы [26].

2.	Интенсивность протекания процесса деформирования во вре-
мени максимальна в начальные моменты времени (5—10 сут.). За
этот период величина деформаций составляет 60—75 % суммарной
деформации за весь цикл хранения, далее процесс постепенно за-

тухает. В общем плане зависимость
деформаций от времени хранения
можно описать как экспоненциаль-
ную.

3.	Во всем температурном интер-
вале хранения знак деформирования
во времени остается неизменным,

Рис. 149. Зависимость суммарной деформа-
ции стыкового сварного соединения, сварен-
ного аргоиодуговой сваркой, от температуры
вылеживания для различных величин ши-
рины соединения:

/ -- Ь = 25 мм, 6 — 2 мм, 2 — Ь — 60 мм, 6 —
— 2 мм; 3 — Ь — 100 мм, 5 = 2 мм, 4 — Ь —
~ 100 мм, 6—3 мм
Рис 150. Зависимость суммарной деформации сты-
кового сварного образца от его ширины при раз-
личных температурах хранения-

1----60 °С, 2 1- 60 “С, 3 н 20 °С

процесс изменения геометрических разме-
ров сварных соединений идет в сторону
уменьшения остаточной сварочной дефор-
мации.

4.	За весь цикл хранения угловая де-
формация образцов <р4 при —60 °С состав-
ляла 3,6—5 % исходной остаточной сва-

рочной деформации <рсв в зависимости от
высоты образца Л. Для —20 °С и 4-60 °С <р4 = 1,0—1,8 % от <рсв,
для |-20 °С <рг — 0,6—0,75 % от <рсв, для -|-100°С дц --- 3,4- -4,7 %

от (рсв.

5.	С увеличением высоты образца Н (как одного из параметров
конструктивной жесткости) абсолютная величина деформаций во
Времени нелинейно уменьшается во всем исследуемом интервале
температур.

6.	Температура хранения оказывает самое существенное влияние
на величину деформаций во времени, не меняя, однако, знака де-
формирования (как это характерно для сталей мартенситного класса)
и его экспоненциального характера. Экспериментально полученная
зависимость интенсивности деформирования от температуры хране-
ния может быть описана параболической функцией. Вершина пара-
болы, характеризующая минимальную интенсивность деформирова-
ния, лежит в области комнатных температур, с изменением величины
температуры от вышеуказанной начинается резкий рост деформаций
во времени.

7.	Существенное влияние на величину деформации во времени
сварных соединений аустенитных сталей оказывают такие техноло-
гические параметры, как состояние поставки и химический состав
металла. Образцы из литого металла обладают меньшей размерной
стабильностью, чем из проката. С уменьшением процентного содер-
жания никеля увеличивается величина деформаций во времени.

8.3.3. Внешние возмущения

В разделе 2.5 представлены основные качественные и количе-
ственные закономерности процесса самопроизвольного деформиро-
вания сварных соединений аустенитных сталей с течением времени
в интервале температур от —60 до 4-П0°С. Однако, учитывая тот
существенный факт, что изделия во время транспортировки, хране-
ния и эксплуатации могут подвергаться различным внешним, не
предусмотренным техническими условиями, воздействиям, а также
как один из путей для разработки высокоэффективных методов
размерной стабилизации, нами был проведен ряд экспериментов по
определению влияния на размерную стабильность сварных соеди-
нений различных внешних возмущающих факторов.
Под внешними возмущающими факторами следует понимать,
по нашему мнению, различные температурные и силовые (как стати-
ческие, так и динамические) воздействия на сварные соединения,
в результате которых происходит изменение напряженно-деформиро-
ванного или фазоструктурного состояния металла, а в некоторых
случаях того и другого одновременно.

В объеме данной работы было исследовано влияние на деформации
во времени следующих возмущающих факторов.

1.	Ультразвуковая контактная обработка. Источник ультра-
звуковых колебаний — ультразвуковой генератор УЗГ-10У, магнито-
стрикционный преобразователь ПМС 15А-18. Параметры режима
обработки выбирали согласно ранее проведенным исследованиям
[18, 19]: амплитуда колебаний торца волновода на холостом ходу
65 мкм; статическое усилие прижатия акустического узла 50 Н;
частота ультразвуковых колебаний 17,8 кГц; скорость перемещения
ультразвукового инструмента 0,1 м/мин.

2.	Обработка глубоким холодом. В качестве хладагента для
достижения криогенных температур (—189 °С) использовался жидкий
воздух. Образцы укладывали в специальную термоизолированную
ванпу, в которой постоянно находилось определенное количество
хладагента. Время нахождения образцов в таких условиях 3 ч.

3.	Обкатка шва и околошовной зоны на специальной прокатной
машине конструкции МВТУ. Параметры режима следующие: усилие
прижатия валков Р — 3000 Н; скорость обкатки V = 3 м/мин; диа-
метр валков о'в =- 120 мм; ширина валков Ь = 12 мм.

Схема обкатки показана на рис. 151.

4.	Различные виды термообработки, применяемой для реальных
изделий: I = 850 °С, /хр = 3 ч; / = 850 °С,	= 1 ч; I = 400 °С,

/хр -= 2 ч.

Нагрев образцов производился вместе с печью, охлаж-
дение — на воздухе. Методика проведения экспериментов вклю-

чала

1.

в себя следующее.
Проплавление кромки

образца, определение остаточной сва-
рочной деформации, количествен-
ного содержания а-фазы и остаточ-
ных сварочных напряжений.

р

151 Схема обкатки сварных пло-
ских образцов

Рис 152 Эпюры деформаций:

/ - после сварки; 2 — термообработки;
3 — глубокого охлаждения, 4 - УЗО, 5 -
обкатки

Рис,
Рис 153. Эпюры остаточных напряжений-

/ — после сварки; 2 — термообработки 400 ®С,
2 ч, 3 — 850 °С, 1 ч; 4 — глубокого охлаждения:
5 — 850 °С, 3 ч, 6 — УЗО, 7 — обкатки

Рис 154. Распределение в сварном соедине-
нии а-фазы:

/ — после сварки, 2 — термообработки, 3 — глу-
бокого охлаждения; 4 — УЗО, 5 - обкатки

2.	Приложение внешних возмущающих воздействий.

3.	Определение величины деформации после воздействия, изме-
рение величины остаточных напряжений и а-фазы.

4.	Хранение образцов в интервале температур 20—60 °С и реги-
страция деформаций во времени.

Весь объем экспериментальных исследований по определению
влияния различных внешних возмущающих факторов иа величину
и характер деформаций во времени был проведен на плоских образ-
цах, проплавленных по кромке. На рис. 152 и 153 показан характер
перераспределения остаточных сварочных деформаций и напряжений
после проведения внешних воздействий, а рис. 154 характеризует
аналогичное изменение количественного содержания а-фазы. Зави-
симость деформаций сварных образцов, подвергнутых различным
внешним воздействиям, от времени хранения при различных тем-
пературах показана на рис. 155. В табл. 17 приведены величины
угловой деформации сварных образцов после сварки <рсВ, после при-
ложения внешних воздействий <рв03д и хранения в течение 40 сут
при различных температурах. Из экспериментальных данных видно,
что все исследованные внешние возмущения вызывают в образцах
деформации, обратные сварочным, т. е. происходит уменьшение

Рис 155 Размерная стабильность сварных образцов из стали 12Х18Н10Т при
60 °С (а) и 20 °С (б)

/ - после !0Э °С, 2 ч, 2 — 850 °С, 1 ч, 3 — глубокого охлаждения; 4 — 850 °С, 3 ч, 5 -я

УЗО, 6 — обкатки
Вид внешнего возмущения	ФсВ	ФвОЗД/Фсв	Ф/ Фев при 60 °С	Ф//Фсв при 20 °С
Ультразвуковая контакт- ная обработка  Обкатка роликами  Глубокое охлаждение  Термообработка по режиму  1 =- 400 °С, (т • 2 ч  1	850 °С, /т = 1 ч  / = 850 °С, /т - 3 ч	Тсв =  = соп*Ц = - 5320"	2370"	0"	0"
		44,5 % 2480"	0% 0"	0%  0"
		44.8 %  370"	0%  10"	0 % 0"
		7,3 «/о  70"	0,18 %  42"	0 %  20"
		1,1 % 40"	0,67 °'о 32"	0,33 % 13"
		0,62 % 0"	0,51 ®/о  22"	0,23 % 8"
		0%	0,37 %	0,14 %

остаточной сварочной деформации. Наиболее эффективными в этом
отношении являются контактная ультразвуковая обработка и об-
катка роликами шва и околошовной зоны, которые уменьшают
остаточную сварочную деформацию на 44—45 %, минимальный
эффект в этом отношении имеет термообработка. Процесс деформи-
рования образцов вызван перераспределением исходной эпюры
остаточных сварочных напряжений, что подтверждается эксперимен-
тальными данными, представленными на рис. 153. После всех видов
внешних воздействий происходит уменьшение величины остаточных
напряжений на 30—80 % в зоне максимальных растягивающих
напряжений (т. е. в шве и околошовной зоне) и па 20—45 % в осталь-
ных областях. Наибольшее уменьшение остаточных напряжений
(до 80 %) происходит после УЗО, обкатки и термообработки. Меха-
низм снижения остаточных напряжений в каждом случае разный.
При контактной ультразвуковой обработке происходит изменение
остаточных напряжений вследствие акустического разупрочнения
металла, т. е. снижения предела текучести материала в процессе
озвучивания, и из-за воздействия динамических напряжений. В слу-
чае обкатки основным фактором, вызывающим снижение остаточных
сварочных напряжений, является пластическая деформация удли-
нения в шве и околошовной зоне, т. е. в зоне обкатки. Механизм
снижения остаточных напряжений при термообработке подробно
изложен в монографии В. А. Винокурова [5].

Ультразвуковая контактная обработка, обкатка зоны сварного
соединения роликами и обработка глубоким холодом повышают со-
держание а-фазы в зоне максимальных растягивающих напряжений
на 1,0—1,8 %.
При анализе экспериментальных данных можно заметить, что
все из исследуемых внешних воздействий уменьшают деформацию
во времени в процессе хранения образцов во всем температурном
интервале. Наилучший эффект стабилизации достигается после
ультразвуковой контактной обработки и обкатки, минимальный
же — после термообработки (7 = 400 °С, /т = 2 ч). Зависимость
деформаций сварных образцов от времени хранения носит экспо-
ненциальный характер, деформирование с течением времени проис-
ходит в сторону уменьшения остаточной сварочной деформации.
Процесс самопроизвольного изменения размеров сварных образцов,
подвергнутых внешним воздействиям, интенсифицируется при по-
вышении температуры хранения.
ГЛАВА 9

ПУТИ ПОВЫШЕНИЯ РАЗМЕРНОЙ
СТАБИЛЬНОСТИ СВАРНЫХ КОНСТРУКЦИЙ

По тому, на каком этапе реализуется тот или иной метод повыше-
ния долговременной размерной стабильности, их условно можно
разделить на следующие основные группы.

1.	Досварочные методы и мероприятия.

2.	Мероприятия, проводимые в процессе сварки

3.	Послесварочные методы и мероприятия.

В свою очередь, указанные основные группы стабилизирующих
мероприятий целесообразно дифференцировать по более конкрет-
ным направлениям и путям оптимизации, с точки зрения обеспечения
долговременной размерной стабильности, всей цепи изготсвления
сварной конструкции от стадии проектирования и расчета до вы-
ходного контроля готовой продукции.

9.1.	ДОСВАРОЧНЫЕ МЕРОПРИЯТИЯ И МЕТОДЫ

К ним относится в первую очередь рациональное конструктивно-
технологическое проектирование сварных конструкций.

При проектировании сварных конструкций и выборе техноло-
гических процессов ее изготовления, включая последовательность
выполнения сборочно-сварочных операций, основное внимание сле-
дует уделять получению рациональных сочетаний отдельных сва-
риваемых узлов и элементов, позволяющих механизировать, авто-
матизировать и при этом снизить трудоемкость, наряду с повыше-
нием качества, сварочных процессов, а также получить минимально
возможные отклонения от проектных размеров и форм как при из-
готовлении, так и при эксплуатации.

На стадии конструкторской разработки проекта серьезное вни-
мание необходимо уделять вопросу выбора основного конструк-
ционного материала. Его характеристики должны по возможности
обеспечивать, наряду с такими общепринятыми показателями, как
свариваемость, статическая и усталостная прочность и т. п., высокую
размерную стабильность как в исходном состоянии, так и после воз-
действия жесткого термодеформационного цикла сварки. С этой
целью можно рекомендовать использовать данные работы [27]
по величине предела релаксации аг для основного металла, а для
сварных соединений из него результаты, представленные в предыду-
щих главах настоящей монографии.

Поскольку, как уже указывалось, помимо размерной стабиль-
ности сварная конструкция должна обеспечивать целый ряд дру-
гих служебных показателей ее работоспособности, диапазон воз-
Рис 156 Прогибы полос
различной ширины к из
сплавов Д19 (а) и В95 (б)
после оплавления кромки
[27] (условия сварки см.

на рис 157)

можного варьирования химическим составом основного материала
резко сужается. В этой связи представляют значительный интерес
исследования по регулированию химического состава наплавленного
металла при сварке с целью изменения за счет легирования шва
его дилатационных характеристик.

В частности, в работе [23] показано, что алюминиевые сплавы Д19, В95 и дру-

гие при легировании медью сварного шва деформируются в сторону уменьшения
остаточных сварочных деформаций за счет удлинения волокон металла шва во вре-
мени (положительная дилатация). При легировании же сварного шва этих материа-
лов цинком и магнием знак дилатации и деформаций во времени меняется на про-
тивоположный. Здесь же автор делает важный для практики вывод о том, что для
уменьшения внешних деформаций в сваренных элементах необходимо сочетать ме-
талл шва и основной металл, имеющие при старении дилатации разного знака.

На рис. 156 представлены кривые деформирования с течением времени сварных
плоских образцов различной ширины из алюминиевых сплавов Д19 и В95, а на
рис. 157 — из тех же сплавов, а также из АД1, Д20, АМг-62, АМг-61 при ширине
образцов 50 мм Применительно к сварным соединениям из стали 10 автором пока-

зано, что легирование шва медью позволяет в широком диапазоне количественно
влиять на деформирование во времени. Причем, что наиболее существенно, знак

деформаций с течением времени при нормальных температурах вылеживания после

легирования меняется на противоположный (см.
рис. 124). Также автор отмечает в заключение, что
медь дает положительную дилатацию (удлинение свар-
ного шва), усиливая тем самым влияние процесса
распада остаточного аустенита.

Другим путем воздействия на исходные харак-
теристики основного металла с целью повышения его
размерной стабильности может служить введение в
технические условия обязательной термической обра-
ботки, предшествующей сварке (если она допустима),

Рис. 157. Прогибы оплавленных по кромке полос
из различных алюминиевых сплавов (условия сварки:
/ — 140 А; гсв = 1 см/с; 1У 10 В; 6 = 3 мм;

к = 5 см) [27]:

/ — Д19, 2 — А199.5Е, 3 — Д20; 4 —АМг-62, 5 — АМг-61;

6 — А12п6Мд2Си; 7 — высокопрочный сплав системы А1 —
2п—Мо
на режимах, рекомендованных для различных конструкционных металлов и
сплавов в монографии [27].

Для сварных конструкций с большим удельным весом площади поверхности
сварных соединений по отношению к общей поверхности, работающих в контакте
с поверхностно-активными веществами, необходимо при проектировании учитывать
реально возможные, согласно эффекту Ребиндера, ухудшения характеристик раз-
мерной стабильности напряженных областей конструкции в целом и в первую оче-
редь ее сварных соединений. В работе [6] автором указывается, чго одним из ради-
кальных путей предотвращения вредного влияния на размерную стабильность по-
верхностно-активных веществ является снижение степени несовершенства структуры
поверхностного слоя металла, например, электрополированием.

При работе сварной конструкции в коррозионно-активных средах необходимо
учитывать степень агрессивности этих сред. Так, автор работы [6] отмечает, что
в агрессивных коррозионно-активных средах облегчается протекание микропласти-
ческих деформаций, а в слабо агрессивных, наоборот, повышается сопротивляемость
микропластическому деформированию. Действие того или иного механизма, опреде-
ляющего указанные эффекты, зависит от состава и состояния сплава и внешней
среды [6]

В этой же работе указывается на то, что характеристики размерной стабиль-
ности могут быть существенно повышены путем создания на поверхности металла,
например, с помощью электрохимического полирования, плотных оксидных или
металлических пленок. Такие пленки повышают предел текучести, действуя как
барьер на пути перемещения дислокаций. При этом максимальный эффект дости-
гается в сочетании с термической обработкой

Заслуживают также внимания сведения [6] о том, что эксплуатационная на-
дежность конструкций может быть существенно повышена путем улучшения макро-
объемных свойств металлов и сплавов за счет поверхностной диффузии других ме-
таллов, например алитирования.

Таким образом, изменяя термодинамические характеристики поверхностных
слоев металла сварной конструкции в зоне сварных соединений, можно значительно
повысить сопротивляемость металла в этих зонах протеканию микропластических
деформаций, а следовательно, и собственно размерную стабильность.

При выборе материалов, а также разработке технических усло-
вий на изготовление сварной конструкции следует иметь в виду
и тот факт, что, по данным исследований [7 ], наличие в микрообъ-
емах достаточного количества водорода может инициировать либо
интенсифицировать процессы сверхпластичности, приводящие к бур-
ному развитию релаксационных процессов и снижению размерной
стабильности во времени (см. гл. 5, 6). Учитывая то, что уже в исход-
ном состоянии в металлах, согласно теории флуктуации энергии
и концентрации, в микрообъемах концентрация водорода может
быть существенной, а в процессе сварки и эксплуатации в соответ-
ствующих средах может происходить дополнительное наводорожи-
вание, вероятность инициирования эффекта сверхпластичности,
в зоне сварных соединений в первую очередь, резко возрастает.
В этом случае необходимо по возможности использовать более стой-
кие к проявлению указанных эффектов конструкционные материалы,
а в технические условия закладывать мероприятия, обеспечивающие
минимальное наводороживание в процессе сварки и последующей
эксплуатации. Например, использовать сварку в защитных газах,
контролируемой атмосфере или в вакууме с последующим обезга-
живанием поверхности и созданием на ней защитной, антинаво-
Дороживающей пленки. При этом использование электронно-луче-
вой сварки в вакууме представляется более предпочтительным,
так как наряду с минимальным наводороживанием в зоне сварного
Даза облучения, нейтр /сп*

Рис 158 Зависимость предела текучести железа и
углеродистых сталей от дозы облучения |6]:

1 - железо; 2 — среднеуглеродмстая сталь (0,49 % С) в ото-
жженном состоянии; 3 — малоуглеродистая сталь (0,2 % С)
в нормализованном состоянии

соединения обеспечивается и параллельное ча-
стичное обезгаживание, пропорциональное
степени разрежения.

Прецизионные сварные конструкции в эксплуа-
тации могут подвергаться воздействию различных
физических возмущений, как-то: магнитных и элек-
трических полей; облучению потоками элементарных
частиц (нейтронов, протонов, электронов, а-частиц
и др.). В обычных условиях действие облучений ни-

чтожно мало и его можно не принимать во внимание В космических условиях, на-

пример, длительное облучение может вызывать изменения в материалах, в том числе
и металлах [6]. Исследования Гольцева В. П .ИваповаЛ И , Марковского Е. А .Пла-
тонова П. А., а также других авторов достаточно подробно с позиции размерной ста-
бильности проанализированы в работе [6]. Показано, что наиболее резко облучение
сказывается па увеличении предела текучести. Например, для монокристаллов меди
нейтронное облучение интегральным потоком —1012 нейтрон/см2 вызывает увели-
чение предела текучести в 20—30 раз. Предел текучести поликристаллических ма-
териалов увеличивается примерно в 2—2,5 раза. На рис. 158 представлена зависи-
мость предела текучести железа и углеродистых сталей от дозы облучения. Предел
текучести аустенитных сталей, закаленных в воде, марок 12Х18Н9Т и 12М18Н12М2Т
после облучения дозой 1020 нейтрон/см2 повышается соответственно с 240 до 920 МПа
и с 300 до 670 МПа. Также в работе [6] приводятся данные об ускорении процессов
релаксации напряжений и ползучести при облучении различных металлов и сплавов
потоками нейтронов, протонов, быстрых электронов, а-частиц и др. Например,
облучение алюминия ионами углерода энергией 80 МэВ, по данным Регеля, резко
ускоряет процессы ползучести и разрушения. Автор монографии [6], анализируя
литературные данные, делает вывод о том, что влияние облучений на процессы пол-
зучести не однозначно и зависит от природы как излучения, так и облучаемого
вещества. Конечный же эффект облучения определяется соотношением противопо-
ложно действующих процессов упрочнения (например, при облучении сплава АД-1
быстрыми электронами энергией 2,3 МэВ), связанного с закреплением дислокаций,
и разупрочнения вследствие появления подвижных дефектов, повышения темпера-
туры и т. п Повышенная температура приводит даже к снижению предела текучести.
Также в работе [6] указывается па ускорение процессов старения при облучении.
В частности, при облучении у-квантами железа за счет карбидоообразования боль*
шей интенсивности (коэффициент диффузии повышается в 5 раз) происходит оста-
точное упрочнение металла. Эти и другие фазовые превращения в процессе облуче-
ния сопровождаются, естественно, значительными изменениями удельного объема
и, как следствие, перераспределением собственных полей напряжений всех родов
и внешним деформированием. Таким образом, заключает автор [6], ускорение в
облегчение фазовых превращений и сопутствующих им процессов релаксации и
ползучести под действием облучений способствуют повышению размерной неста-
бильности даже структурно-стабильных в заданных температурных условиях мате-
риалов Тем более, на наш взгляд, этот вывод может быть распространен и па свар-
ные соединения конструкций, имеющие всегда метастабильную структуру в усло-
виях значительных остаточных сварочных полей напряжений. Далее автор [61
сообщает данные различных исследователей об объемных изменениях при облуче-
нии вследствие образования пар Френкеля и выделении газов при ядерных реак-
циях (радиационное распухание). Однако автор отмечает, что указанные эффекты
наблюдакггся при весьма значительных дозах излучения, характерных для реакто-
ров. Здесь же отмечается, что при наличии метастабильных структур и в условиях
длительных воздействий облучений, что является характерным для ряда сварных кон-
струкций, указанные эффекты, а следовательно, и внешние деформации конструк-
ций могут иметь место и при существенно меньших величинах интегральных потоков.
Обобщая вышеизложенное, можно сделать вывод о том, что
при проектировании сварных конструкций необходимо для кон-
струкций, работающих в условиях облучений, учитывать существен-
ное влияние полей излучений на характеристики размерной ста-
бильности конструкционного материала.

Аналогичный вывод можно отнести к влиянию электрических
и магнитных внешних эксплуатационных полей на размерную ста-
бильность [6].

Как пример влияния электрического поля па величину напряжения течения
представляют интерес данные, полученные при наложении импульсов электриче-
ского тока при растяжении металлов в исследованиях Окзаки К Исследовались
г ц к.-свинец, г. п. у -титан, о. ц. к -железо, олова с тетрагональной решеткой
чистотой 99,9—99,999 % Деформирование металлов проводилось при 20 °С. При
наложении импульсов тока напряжение течения резко снижалось и тем существен-
нее, чем выше была плотность электрического тока. При снятии импульса электри-
ческого тока величина напряжения течения возвращалась к исходному значению.
Наибольший эффект наблюдался на олове, затем на свинце, титане, железе.

Примером влияния магнитных полей па процессы ползучести сплавов железа
при температурах 8—40 °С являются исследования Каменецкой Д С., которой уста-
новлено, что поперечные и продольные постоянные магнитные поля ускоряют про-
цессы ползучести при крупнозернистой структуре железа высокой чистоты, но не
влияют на характеристики ползучести технического и мелкозернистого чистого
железа, а также при легировании его никелем и кобальтом. Переменное же магнит-
ное поле ускоряет ползучесть всех испытанных материалов. Также заслуживают
особого внимания результаты Садовского В. Д. об интенсификации превращения
остаточного аустенита в стали ШХ15 при отпуске в условиях наложения внешних
магнитных полей напряженностью до 7,2-10’ А/м

Другим весьма важным этапом на пути предупреждения дефор-
мирования сварной конструкции с течением времени является
рациональное конструирование собственно сварных соединений.
Учитывая тот факт, что размерная нестабильность определяется
в первую очередь послесварочным структурно-напряженным состоя-
нием сварного соединения, рациональность конструкции сварных
соединений следует оценивать по тому, в какой мере она обеспечи-
вает возможность получения близкого к оптимальному сочетания
для определенного свариваемого конструкционного материала в из-
вестных условиях эксплуатации, уровня остаточных напряжений
и фазоструктурного состава.

Для определения оптимального соотношения между уровнем
ноля остаточных сварочных напряжений I рода и структурой для
ряда конструкционных материалов, достаточно широко применяемых
в сварных узлах и конструкциях повышенной точности, необходимо
воспользоваться количественными данными, приведенными в преды-
дущих главах настоящей монографии. Применительно к другим
материалам можно либо в первом приближении использовать име-
ющиеся в литературе данные по характеристикам размерной не-
стабильности основного материала [6, 14, 27], либо, что предпочти-
тельнее, определить это соотношение опытным путем по представлен-
ной в гл. 5 методике.

Влияние конструктивной формы на структурно-напряженное
состояние сварного соединения после сварки целесообразно рас-
сматривать в количественном и качественном аспектах. В количе-
ственном отношении сварное соединение оценивается по его гео-
метрическим характеристикам, как-то: свариваемые толщины, за-
зоры, высота отбортовки и т. в.; «жесткость» с точки зрения сопро-
тивляемости внешним силовым факторам. В качественном плане
необходимо проанализировать целесообразность применения того
или иного метода сварки, во многом определяющего как собственно
конструкцию соединения, так и структурно-напряженное состояние.

Влиянию же геометрии, жесткости и способов сварки на уровень
остаточных сварочных напряжений и структуру посвящен целый
ряд монографий по теории сварочных напряжений и деформаций,
тепловым процессам при сварке, технологии и оборудованию как
дуговой, так и других способов сварки [4, 5, 21, 26].

Однако, учитывая специфичность рассматриваемой проблемы,
следует подходить к анализу обширного литературного материала
крайне осторожно, так как в некоторых случаях положительные
стороны того или иного способа сварки с точки зрения, например,
остаточного напряженно-деформированного состояния могут быть
сведены на нет низкой размерной стабильностью получаемых свар-
ных соединений. В частности, такие, безусловно, прогрессивные
способы сварки, как лазерная, электронно-лучевая, обеспечивая
минимальные деформации, перемещения и уровень остаточных
напряжений, с точки зрения размерной стабильности сварных
соединений уступают, например, малоамперной аргонодуговой
сварке, для случая соединения деталей из закаливающихся в усло-
виях сварки материалов (например, стали 35). Это объясняется,
во-первых, существенно большими скоростями охлаждения зоны,
нагретой при сварке выше Ас1, а следовательно, и большим содержа-
нием в этой зоне после сварки метастабильного мартенсита (хотя
остаточные деформации при этом и уменьшаются), а также меньшей
степенью по той же причине его самоотпуска на стадии охлаждения
до комнатной температуры. Во-вторых, как показали исследования
Антонова А. А., несмотря на уменьшение интегрального уровня
остаточных напряжений при указанных методах сварки, в локаль-
ных областях имеются зоны «пиковых» напряжений, величина кото-
рых может превышать средний уровень в 2—3 и более раз. Есте-
ственно, что уровень этих «пиковых» напряжений превосходит предел
релаксации материала оу, учитывая к тому же наличие крайне не-
устойчивых структурных составляющих (мартенсит, остаточный
аустенит). Таким образом, минимальный объем наплавленного ме-
талла, минимум остаточных напряжений и деформаций не являг
еще гарантией высокой размерной стабильности сварных соединений
и конструкций в целом.

Конструктивную жесткость сварных соединений следует по
возможности обеспечивать минимальной, с тем чтобы довести до
минимума как остаточные сварочные деформации и перемещения
всей конструкции, так и ее размерную нестабильность. Здесь же
следует отметить особо, что в тех случаях, когда в сварной конструк-
ции удельный вес сварных соединений достаточно велик и их жест-
кость относительно жесткости всей конструкции также существенна,
192
во всем объеме конструкции поля наведенных процессом сварки
напряжений и деформаций могут иметь значительный уровень.
Это может привести к тому, что даже в перефирийных по отношению
к сварным швам областях могут появиться дополнительные очаги
размерной нестабильности. Например, в приборных конструкциях
суммирование сварочных напряжений с напряжениями в достаточно
удаленных клеевых, резьбовых и др. соединениях может оказать
существенное влияние на размерную нестабильность конструкции
при эксплуатации по следующим причинам. Во-первых, за счет
активизации релаксационных и структурных процессов во времени
в зоне этих соединений; с другой же стороны, деформации и переме-
щения в подшипниковых узлах, например, резко ухудшают режим
их работы (перегрев, износ и т. д.), что вызывает во времени дополни-
тельное перераспределение полей остаточных напряжений во всем
объеме конструкции и ее деформирование.

Однако при стремлении к понижению жесткости сварных соеди-
нений необходимо иметь ввиду и тот факт, что для закаливающихся
аустенитных хромоникелевых, среднеуглеродистых и других ста-
лей, согласно данным работ [8, 19, 23 1 и гл. 3, 4, 8 настоящей моно-
графии, величина остаточных сварочных напряжений и фазострук-
турный состав в зоне сварного соединения, а в ряде случаев и в пери-
ферийных областях (12Х18Н10Т), и их стабильность во времени
крайне чувствительны к конструктивной жесткости. В этой связи
для миниатюрных конструкций, где даже минимально возможная
жесткость сварных соединений соизмерима с жесткостью всей кон-
струкции, к выбору геометрии сварного соединения нужно подхо-
дить чрезвычайно осторожно, базируясь на уже известных резуль-
татах исследований, а при необходимости, для особо ответственных
сварных конструкций, целесообразно проведение опытных работ на
макетах с различной конструктивной жесткостью сварных соеди-
нений.

Перспективным является применение литосварных конструк-
ций, позволяющих довести количество сварных швов до минимума.
Однако размерная стабильность сварных соединений изучена крайне
недостаточно для случая использования в качестве основного литого
металла. И в то же время известно [6, 271, что характеристики раз-
мерной стабильности литой структуры в сравнении с полученной
Этаботкой давлением существенно ниже. Здесь необходимы допол-
. тельные исследования на сварных соединениях различных литых
металлов и сплавов.

Безусловно, при проектировании сварных конструкций необ-
ходимо обеспечивать минимальный уровень концентрации напряже-
ний в сварных соединениях, для чего следует избегать лобовых,
фланговых швов, резких переходов в зоне сопряжения соединяемых
деталей и т. п. Более детальные рекомендации по этому вопросу
приведены в монографиях [4, 21, 23, 26].

Выбор взаимного пространственного положения сварных швов
также является весьма ответственным моментом. Минимальные
остаточные сварочные деформации (перемещения) сварной конструк-
*/2 7 Сагалевич В М. и др	193
ции обеспечиваются в том случае, когда сумма статических моментов
объема металла сварных соединений относительно центра тяжести
всего сечения элемента (конструкции) равна или близка к нулю.
Для этого необходимо стремиться к симметричному расположению
сварных соединений. В случае же сварки асимметричных сечений
статические моменты сварных соединений можно уравновешивать,
изменяя по возможности длину швов. Для обеспечения же и размер-
ной стабильности, наряду с минимумом остаточных деформаций,
нужно уже на стадии проектирования строго регламентировать оче-
редность наложения сварных швов, поскольку, как показано в гл. 8,
переменная технологическая жесткость при соединении элементов
конструкций соизмеримых размеров может существенно влиять на
напряженно-деформированное и фазоструктурное состояние сварного
соединения и конструкции в целом, а следовательно, и на размер-
ную стабильность.

Одним из перспективных путей предупреждения размерной не-
стабильности сварных конструкций на стадии проектирования
также является прогнозирование этого процесса. Возможность
реализации метода прогнозирования на практике и основные его
принципы освещены в гл. 7. Однако широкое применение этого,
безусловно, эффективного и прогрессивного метода в широкую
инженерную практику сдерживается пока либо громоздкостью ма-
тематического аппарата особенно для сложных по конфигурации
конструкций, либо необходимостью проведения зачастую достаточно
трудоемких дополнительных экспериментальных исследований.

9.2.	МЕТОДЫ И МЕРОПРИЯТИЯ ПО ПРЕДУПРЕЖДЕНИЮ
РАЗМЕРНОЙ НЕСТАБИЛЬНОСТИ В ПРОЦЕССЕ ПРОИЗВОДСТВА

При разработке технологического процесса сборки-сварки пре-
цизионных конструкций, наряду с безусловным обеспечением выпол-
нения требований проектно-конструкторской технической докумен-
тации, необходимо в зависимости от ожидаемой эффективности зало-
женных в технологический процесс указанной директивной доку-
ментацией стабилизирующих методов, а также степени ответствен-
ности конструкции предусматривать дополнительные мероприятия,
направленные на повышение размерной стабильности. К таким чисто
технологическим предупредительным мероприятиям могут быть от-
несены следующие.

1.	Предварительный подогрев сварного соединения или всей
конструкции с целью уменьшения температурных градиентов и, как
следствие, временных температурных напряжений и скоростей охла-
ждения при сварке, а значит, достижение после полного охлаждения
меньшего уровня остаточных напряжений и более стабильной струк-
туры.

2.	Искусственное создание перед сваркой в зоне будущего соеди-
нения полей напряжений путем упругого или упругопластического
предварительного деформирования соединения, отдельных элементов
или всей конструкции в целом. Практически этот прием реализуется
194
использованием известного метода активных сил либо разработан-
ного совместно с Татариновым Б. П. метода предварительной обкатки
зон сварного соединения. И в том, и в другом случае удается полу-
чить после сварки меньший объем пластического укорочения и уро-
вень остаточных напряжений. Однако следует отметить, что при
развитых сечениях конструкций или свариваемых ее элементов
предпочтительней второй метод, так как он требует значительно
меньших энергозатрат и мощностей технологического оборудования.

3.	Использование в случае целесообразности жестких зажимных
сборочно-сварочных приспособлений.

4.	Применение современных прогрессивных и эффективных
с точки зрения размерной стабильности способов сварки.

5.	Максимально возможная степень механизации и автомати-
зации сборочно-сварочных операций, а также операций контроля
входящих и выходящих деталей и узлов.

6.	Четкая оптимизация параметров и режимов сварочного про-
цесса с позиции получения заданных реологических свойств свар-
ного соединения.

7.	Сопутствующий подогрев сварного соединения или конструк-
ции (элемента), если предварительный подогрев недостаточно эффек-
тивен (см. п. 1).

Представленные в п. 1—7 рекомендуемые мероприятия и методы
предупреждения размерной нестабильности сварных конструкций
являются в большинстве своем достаточно исследованными и изучен-
ными, хотя и разрабатывались для другого целевого назначения.
Более детально их описание и рекомендации по применению осве-
щены в монографиях [4, 21, 23, 26] и др.

По п. 4 необходимо отметить, что, согласно данным работы [23],
использование того или иного способа сварки позволяет в довольно
широких пределах варьировать величиной деформаций сварного
соединения с течением времени. Так, при замене сварки угольным
или качественным электродом плоского образца из Ст10 и СтЗ на
автоматическую аргонодуговую его деформации при вылеживании
в условиях комнатных температур резко изменяются как по величине,
так и по знаку (см. рис. 124).

Также следует обратить внимание на то, что в последние годы
проводятся работы и получены положительные результаты по вве-
дению в сварочную ванну в процессе сварки вибрационных и ультра-
звуковых колебаний с целью стабилизации структуры и снижения
уровня остаточных сварочных напряжений. Это свидетельствует
о целесообразности исследования влияния этих эффектов на размер-
ную нестабильность сварных конструкций.

Интересным с точки зрения предупреждения размерной неста-
бильности является путь снижения остаточных напряжений по-
средством попутного интенсивного охлаждения шва и прилежащей
зоны в процессе сварки за дугой в области 120—150 °С, например,
жидким азотом [26]. Там же указывается на возможность сни-
жения до 60—70 % остаточных напряжений при предварительном
захолаживании одной из свариваемых деталей, причем параллель-
но почти полностью уменьшаются остаточные деформации сварного
узла.

Капулкиным Н. А. получены результаты, свидетельствующие
о целесообразности применения при сварке миниатюрных преци-
зионных конструкций местных теплоотводящих устройств, позво-
ляющих уменьшить остаточные деформации и стабилизировать их
во времени.

Подводя итог анализу возможных путей предупреждения раз-
мерной нестабильности сварных конструкций, необходимо отметить
следующее. Эффективность всех закладываемых в проектно-кон-
структорскую, технологическую и другую техническую документа-
цию предупредительных мероприятий и методов может быть сведена
к минимуму, если не будет, помимо всего прочего, обеспечен доста-
точный уровень культуры производства, причем не только на этапе
сборки-сварки, а и во всем технологическом цикле изготовления
отдельных дегалей и узлов. К основным показателям культуры про-
изводства следует, на наш взгляд, отнести: строгое соблюдение
технологического процесса в целом; оснащенность производства
современным оборудованием и оснасткой; высокую квалификацию
рабочего персонала, соответствующую сложности конкретной опера-
ции; строгое соблюдение наряду с технологической производствен-
ной дисциплины.

9.3.	ПОСЛ ЕСВАРОЧНЫЕ ПУТИ ПОВЫШЕНИЯ РАЗМЕРНОЙ
СТАБИЛЬНОСТИ

Для большинства реальных прецизионных сварных конструкций,
в особенности с большим количеством разнообразных сварных
соединений, прогнозирование и предупреждение деформирования
во времени, как правило, не позволяют обеспечить на требуемом
уровне размерную стабильность. В этом случае доминирующее
значение для всех без исключения ответственных высокоточных
конструкций имеют методы обработки уже готовых сваренных
конструкций с целью обеспечения их долговременной размерной
стабильности зачастую в жестких условиях эксплуатации.

В практике, за малым исключением [8, 261, отсутствуют методы
размерной стабилизации сварных соединений конструкций. Ме-
тоды же стабилизации реальных сварных конструкций с требова-
ниями по точности при эксплуатации на уровне 10-7—10~® мм/мм
вовсе не существуют. Однако несмотря на отсутствие высокоэффек-
тивных специальных методов размерной стабилизации, прежде
чем перейти к непосредственному описанию некоторых выполненных
в последние годы в этом направлении авторами настоящей моно-
графии специальных разработок, целесообразно проанализировать
потенциальную эффективность существующих общеизвестных и ши-
роко распространенных методов устранения остаточных напряжений
и стабилизации структуры.

Подробно эти методы описаны в монографиях [4, 5, 21, 261.
Остановимся на-их кратком описании и характеристике с точки зре-
196
ния применимости в разработках специальных стабилизирующих
послесварочных методов обработки сварных конструкций и их
соединений.

9.3.1.	Обкатка сварных соединений

До середины 70-х годов рассматриваемый метод назывался прокаткой Однако
впоследствии было принято решение, с целью дифференциации методов обработки
сварных соединений при малых степенях пластического деформирования (порядка
десятых долей процента) и процессов заглаживания усиления и упрочнения металла
сварного шва при значительном пластическом деформировании, называть первый
из указанных методов обкаткой.

Принципы устранения деформаций и напряжений обкаткой чрезвычайно про-
сты. Пластические деформации укорочения, возникающие при сварке в зоне шва
и прилежащей области, приводят, как известно, к местному остаточному укорочению
в продольном направлении. Для снятия напряжений в сварном шве каждое про-
дольное волокно зоны пластических сварочных деформаций необходимо удлинить
ровно настолько, насколько оно укоротилось при сварке. А так как все укорочения
волокон поперечного сечеиия шва имеют различную величину, то для полного устра-
нения напряжений им должна быть сообщена и различная величина деформаций
пластического удлинения. Вполне естественно, что осуществить такую неравномер-
ную по поперечному сечению сварного соединения деформацию невозможно ни одним
из существующих методов, за исключением высокотемпературного отпуска кон-
струкции. Однако для целей устранения в первую очередь остаточных деформаций
необходимость создания точно таких деформаций, которые произошли при сварке,
но обратного знака в большинстве случаев отсутствует. Необходимая точность на
стадии изготовления, но не эксплуатации, при этом обеспечивается рациональным
перераспределением остаточных напряжений, как показано на рис. 159 Это пере-
распределение достигается осадкой при обкатке некоторой части зоны пластиче-
ского сварного укорочения по толщине. В результате осадки происходит равномер-
ное удлинение металла и частичная или полная компенсация сварочных деформаций
укорочения. Обкатка может осуществляться за один или несколько пропусков обка-
тываемой зоны между деформирующими валками, причем многопроходная прокатка
предусматривает прежде всего увеличение ширины прокатываемой зоны, а не сте-
пени деформирования по толщине в одной и той же зоне повторным деформирова-
нием. В зависимости от соотношения ширины валков и зоны остаточных пластиче-
ских деформаций возможны несколько вариантов изменения эпюр остаточных напря-
жений в сварных швах. Из рис. 159 видно, что при изменении ширины обкатываемой
зоны для устранения сварочных деформаций требуется большее или меньшее сни-
жение остаточных напряжений. Причем если обкатке подвергается более широкая
зона в сравнении с зоной пластического укорочения, устранение напряжений может
быть и неполным. Для этого требуются меньшие усилия, чем при устранении дефор-
маций обкаткой только по шву, но процесс осуществляется за три-четыре прохода
обкаткой по шву и прилежащей области.

Таким образом, можно сделать вывод о том, что метод обкатки может быть взят
за основу при разработке специальных методов размерной стабилизации прецизион-
ных сварных конструкций, поскольку при рациональном выборе зон обкатки и
режимов обработки можно довести уровень остаточных напряжений до необходи-

Рис. 159. Эпюры на-
пряжений при различ-
ных соотношениях ме-
жду шириной прока-
тываемых зон Ь и ши-
риной зоны пластиче-
ских деформаций а

7 Сагалевич В. М. и др.

197
моГо минимума и, что самое главное, Перевести растягивающие напряжения В сжи-
мающие и наоборот. Такой широкий диапазон регулирования напряжениями, без-
условно, подкупает, если учесть достаточную технологичность процесса обкатки
к том\ же В сочетании с каким либо оперативным и достаточно надежным способом
контроля степени снижения напряжений этот метод представляется весьма перспек-
тивным Однако такого метода контроля пока нет, что сокращает на настоящий
момент потенциальные возможности метода обкатки. Другим достоинством этого
метода может явиться комплексное воздействие па сварное соединение при доста-
точно высоких степенях деформирования по толщине сварного шва. В этом случае,
наряду со снижением остаточных напряжений, достигается, по-видимому, и улуч-
шение характеристик размерной стабильности литой структуры сварного шва за счет
существенного се уплоп ения и приближения к прокатной структуре, имеющей,
как уже указывалось ранее, более высокий предел релаксации <тг [27].

9.3.2.	Высокоскоростное деформирование

Способ высокоскоростного деформирования материалов относится к числу отно-
сительно новых методов обработки. Наибольшее распространение он получил в обра-
ботке металлов давлением.

Ударное деформирование шва также представляет собой не что иное, как после-
довательно повторяющуюся осадку металла. Некоторая аналогия процессов, проис-
ходящих при проковке сварных соединений, с операциями осадки и родственными
ей позволяет использовать имеющиеся данные по обработке давлением для устране-
ния сварочных напряжений и деформаций.

Скорости деформирования металлов по их применению в промышленности мо-
гут быть условно разделены на три диапазона: 1) малые скорости деформирования
(1—7 м/с; верхний предел соответствует обычной проковке); 2) средние скорости
деформирования (8—100 м/с), наиболее широко применяемые в настоящее время
при высокоскоростном деформировании; 3) высокие скорости деформирования
(>100 м/с).

Наиболее эффективной является обработка металлов в среднем и высоком диапа-
зоне скоростей. Целесообразно применение высокоскоростной проковки в сочетании
с последующей термической обработкой. При этом происходит более эффективное
снижение остаточных напряжений, чем при чистой термообработке (рис. 160). Также
следует отметить как положительный эффект, получаемый при проковке, следу-
ющий. В результате тепловою эффекта при высокоскоростном пластическом дефор-
мировании сварного соединения интенсифицируются структурные превращения,
в частности на легких алюминиевых и магниевых сплавах ускоряются процессы
старения.

Следовательно, процесс проковки сварных соединений можно рекомендовать
для разработки на его основе стабилизирующих послесварочных методов обработки
сварных конструкций. Однако применять его, вероятно, целесообразно главным
образом для тонколистовых конструкций из легких сплавов, как, впрочем, и об-
катку сварных соединений. При этом следует иметь в виду, что при обработке кон-
струкция будет испытывать воздействие динамических колебаний частотой до 50 Гц
и более при значительной величине амплитуды колебаний. Очевидно, что для боль-
шинства миниатюрных высокоточных сварных конструкций это недопустимо.

Рис. 160. Распределение продольных
остаточных напряжений в поперечном
сечении сварного шва пластин из
сплава МА 2—1:

1 — сварка + отжиг; 2 — сварка + вы-
сокоскоростная проковка (КСУ/6 =
= 300 Дж/см’) + отжиг
9.3.3.	Использование энергии вибрационных колебаний

За рубежом и в последние годы в нашей стране все большее распространение
находит способ снятия остаточных сварочных напряжений в сварных конструкциях
путем их механического вибрирования. Сущность способа заключается в создании
в сварных конструкциях после сварки переменных напряжений определенной вели-
чины с помощью механических вибраторов. Виброобработка осуществляется, как
правило, па резонансных или близких к резонансным частотах в течение определен-
ного промежутка времени. В ряде случаев виброобработку применяют взамен тер-
мической обработки, что экономичнее примерно в 10 раз, так как она имеет ряд
следующих существенных преимуществ.

1.	Необходимое для виброобработки оборудование является универсальным
для Различных конструкций, компактным и мобильным.

2.	Стоимость этого оборудования, а также затрат на его обслуживание и уход
за ним относительно невелики.

3	Процесс снятия сварочных напряжений протекает быстро (максимальное
время обработки 50-т детали составляет 30 мин).

4.	Поверхность деталей после обработки не претерпевает заметных физико-ме-
ханических изменений (нет окалины, шлака, цветов побежалости и т. п.). На рис. 161
показано влияние числа циклов нагружения на остаточные сварочные напряже-
ния в образцах из низколегированной стали. Переменные напряжения при этом
составляют от 0,056 до 1,28 МПа. Максимальная степень снижения напряжений
приходится на 6—8-106 циклов, и максимальные напряжения при этом снизились
с 240 до 100 МПа, т. е. на 58 %.

Анализируя данные .исследований, Дж. Воцней и Дж. Кравмер заключают,
что понижение остаточных напряжений в процессе вибрации достигается за счет
сочетания напряжений (вибрационных и остаточных), при определенных величинах
которых материал становится пластичным. Это предположение может быть проил-
люстрировано на диаграмме напряжений (рис. 162).

Если в теле с определенными остаточными напряжениями создать циклически
изменяющиеся напряжения, то процесс изменения напряжений для точки А может
быть представлен в следующем виде. Исходное состояние характеризуется напря-
жением оА и деформацией еА. Первому циклу нагружения соответствует участок
графика АСПВР'. При этом следует обратить внимание на то, что при снятии на-
грузки линия СО параллельна линии упругости на всем протяжении действия
нагрузки и немного уменьшается к концу (ОВ) — эффект Баушингера.

Последующие нагрузки заставляют металл принимать такие параметры, пока
не образуется стабильная петля гистерезиса С'ЕВ'Е'С'.

Таким образом, если учесть, что в исходном состоянии величина остаточных
напряжений соответствует напряжениям Од, то после вибрации она уже соответ-
ствует значениюоЕ, а снижение напряжений — разностиаА иае. Конечный эффект
вибрации является функцией величин переменных напряжений и характеристик

Рис. 161. Процесс снижения остаточных
напряжений вибрацией

Рис. 162. Диаграмма а—в в процессе ви-
брации

199

7*
упругопластических свойств материала при циклических нагружениях (циклически
упрочняемый или разупрочняемый материал).

Необходимым условием, при котором наблюдается снижение остаточных напря-
жений, является достижение предела текучести при вибрации сочетанием остаточ-
ных и вибрационных напряжений. Величина предела текучести при циклическом
нагружении для некоторых материалов может быть снижена в 2 раза по сравнению
с пределом текучести при статическом нагружении, в связи с чем при пульсирующих
напряжениях небольшого уровня наблюдается снижение остаточных напряжений.
Наибольшее уменьшение остаточных напряжений происходит уже при первом цикле,
последующее снижение напряжений происходит менее интенсивно на отрезке до
100 циклов с постепенным затуханием этого процесса прн дальнейшем циклическом
нагружении.

К недостаткам способа в первую очередь относят зависимость эффективности
обработки от формы и размеров детали. Так, способ не применим для коротких
деталей с большим моментом сопротивления из-за того, что у них резонансная ча-
стота выше, чем частота вибратора.

В дальнейшем исследованиями, проведенными совместно с Нашивочнико-
вым В. В., был несколько углублен механизм снижения остаточных напряжений
применительно к вновь разработанному методу вибросиловой правки сварных кон-
струкций, получены новые качественные и количественные результаты.

В целом можно заключить, что способ виброобработки является достаточно
перспективным и в настоящее время на его основе разработаны методы повышения
долговременной размерной стабильности сварных соединений и конструкций рам-
ного и балочного типа [8, 17], позволяющие существенно повысить размерную ста-
бильность. Более детально способ виброобработки, разработанный совместно с Аве-
риным А С , описан в следующей главе.

9.3.4.	Термическая обработка

Наиболее радикальной с точки зрения снижения остаточных сва-
рочных напряжений и стабилизации структуры является высокотем-
пературная термическая обработка сварных конструкций — отжиг
или отпуск.

Причем более приемлемым на практике для наиболее распростра-
ненных конструкционных металлов и сплавов является высокий от-
пуск, так как при отжиге происходят зачастую нежелательные фазо-
структурные превращения, а также из-за значительной потери упру-
гих свойств при применяемых температурах отжига (от 800 °С и
выше) высока вероятность деформирования маложестких конструк-
ций под действием собственного веса в процессе термообработки.

Эффективность высокого отпуска с точки зрения снижения на-
пряжений и стабилизации структуры для многих материалов обще-
известна и подтверждена теоретически и практически в целом ряде
работ и в первую очередь в монографии Винокурова В. А., где де-
тально изучен механизм снижения остаточных напряжений и разра-
ботаны расчетные и расчетно-экспериментальные методы оптимиза-
ции процесса термообработки широкого круга конструкционных
металлов и сплавов.

Однако для многих высокоточных сварных конструкций при-
менение общего отпуска недопустимо по требованиям технических
условий на изготовление. Кроме того, как показано в гл. 8 настоя-
щей монографии, для ряда свариваемых конструкционных материалов
даже отжиг при 850 °С не обеспечивает достаточно полной размерной
стабилизации сварных соединений и уступает в этом отношении,
например, способу ультразвуковой обработки применительно к свар-
200
ным соединениям из аустенитных сталей, относящихся к категории
жаропрочных материалов. Так же, как показано в гл. 5 и 6, в не-
которых случаях необходимым условием (и достаточным) для раз-
мерной стабилизации является перевод напряжений одного знака
в противоположный в зоне метастабильных структур для повышения
их устойчивости. Высокий отпуск же не позволяет, во-первых, полу-
чить в заданной зоне после обработки напряжения противополож-
ного знака и, во-вторых, не обеспечивает полного распада неустой-
чивых фазовых составляющих (например, остаточного аустенита
в среднеуглеродистой стали 35 и ферритной фазы в аустенитных
сталях).

В этой связи необходима разработка специальных локальных
термических методов размерной стабилизации сварных конструкций
и их сварных соединений. Применительно к сварным соединениям
имеется ограниченное число таких методов, основанных на локальном
чисто термическом либо термомеханическом низкотемпературном
воздействии на сварной шов [8, 26]. Однако и эти методы отличаются
либо недостаточной эффективностью обработки и могут быть реко-
мендованы к точным сварным конструкциям, работающим в диапа-
зоне 10-5—10*4 мм/мм по стабильности геометрических параметров
18], либо высокой трудоемкостью, сложностью и пожароопасностью,
наряду с недостаточно высоким стабилизирующим эффектом
(10*®—10~8). Для обработки реальных сварных высокоточных кон-
струкций такие методы до настоящего времени отсутствовали.

Таким образом, разработка высокоэффективных локальных тер-
мических способов размерной стабилизации сварных конструкций
является актуальной. В гл. 10 представлены разработанные авторами
настоящей монографии методы послесварочной размерной стабили-
зации прецизионных приборных сварных конструкций.

Подводя итог, можно сделать вывод о том, что поелесварочная
стабилизирующая обработка может быть весьма эффективной и
позволит обеспечить сохранение геометрии сварных конструкций
на уровне до 10*®. Учитывая же тот факт, что в настоящее время
в ряде случаев требования к стабильности размеров лежат на гра-
нице 10*7 и даже выше 16, 14, 27], необходимость в разработке раз-
личных специальных методов стабилизации для всевозможной но-
менклатуры конструкционных материалов и типоразмеров конструк-
ций становится очевидной. Однако необходимость введения в тех-
нологический процесс стабилизирующей обработки в каждом кон-
кретном случае должна быть четко обоснована. Этому служит ме-
тод диагностики размерной стабильности.

9.4.	ДИАГНОСТИКА РАЗМЕРНОЙ СТАБИЛЬНОСТИ
ВЫСОКОТОЧНЫХ СВАРНЫХ КОНСТРУКЦИЙ

Для оценки размерной нестабильности сварных конструкций
в большинстве случаев не пригодны рассмотренные методы механи-
ческих и физических исследований на образцах. Реальный объект
в отличие от образцов имеет сложную форму и в нем нет, как правило,
необходимых поверхностей для высокоточных измерений. Вместе
Рис. 163. Общий вид автоколлимационного стенда

с тем при надлежащем конструктивном решении любую сварную
конструкцию можно измерить с высокой точностью имеющимися
в настоящее время современными как стандартными универсаль-
ными, так и находящимися пока на стадии опытной разработки
инструментами, приборами и методами. Хотя при этом следует
отметить, что в большинстве своем они эффективны для изделий
простой формы с малой шероховатостью поверхности, а их исполь-
зование связано зачастую с разработкой для конкретного изделия
методики измерения, которая иногда выливается в самостоятельное
сложное и трудоемкое исследование [6, 14, 27].

При исследовании размерной нестабильности сварных соединений используются
главным образом механические контактные инструменты и приборы на базе рычажно-
механических измерительных головок с ценой деления от и,0001 до 0,01 мм. В част-
ности, используются: рычажные измерительные (миниметры), зубчатые, рычажно-
зубчатые и пружинные (микрокаторы, микаторы, мимикаторы) головки.

Однако существенным недостатком указанных измерительных средств является,
во-первых, недостаточная точность измерения, крайне чувствительная к качеству
зоны контакта измерительного штока головок и поверхности исследуемого объекта,
а также сложность их использования в условиях испытания, отличных по темпера-
турным и другим параметрам от нормальных даже в статическом режиме.

Разработанный в МВТУ им. Н. Э. Баумана в конце 60-х годов метод исследова-
ния размерной нестабильности сварных соединений на базе автоколлимационного
оптико-механического способа измерения с использованием теодолита ТБ-3 и юсти-
ровочного газового лазера ЛГ-55 [26] (см. рис. 163) позволил на порядок повысить
точность измерений и существенно увеличить за счет бесконтактности процесса
надежность и достоверность результатов исследований. Полученный при этом ка-
чественный скачок позволил, например, пересмотреть ряд устоявшихся в тот период
положений о размерной нестабильности сварных соединений ряда конструкционных
материалов, широко распространенных в точном машино-, приборе-, станкострое-
нии, авиации и других отраслях производства. Так, было обнаружено существенное
изменение во времени геометрических форм и размеров сварных соединений из ста-
лей СТЗ, 12Х18Н9Т, титановых сплавов и других, считавшихся ранее размерно-
стабильными при нормальных температурах вылеживания.
Последующие в этом направлении работы позволили существенно доработать
методику автоколлимационных измерений. В частности, перейти от абсолютной
схемы измерения малых угловых деформаций к более точной и надежной относи-
тельной схеме (см гл 2) Однако несмотря на это, предельная точность регистрации
угловых деформаций во времени составляет ±1".

Для реальных же сварных конструкций, применяемых в прецизионном станко-
строении, например, допустимые отклонения линейных размеров при эксплуатаций
не должны превышать долей микрометра на длине элемента конструкции более
метра [14]. Изменения же угловых параметров во времени для ряда высокоточных
сварных конструкций лимитируются единицами угловых секунд на весь период
их эксплуатации (до 10 лет и более) в жестких условиях эксплуатации Таким обра-
зом, для исследования размерной нестабильности реальных сварных объектов необ-
ходимо использование высокоточных средств измерения на уровне 0,1 угловой се-
кунды и 0,01—0,1 мкм.

Современная измерительная техника располагает приборами и методами, точ-
ность которых удовлетворяет указанным требованиям. В работе [6] автором доста-
точно полно представлены методы и средства измерений угловых и линейных дефор-
маций и перемещений цельнометаллических и сварных конструкций с течением вре-
мени Однако использование этих измерительных средств для конкретной сварной
конструкции требует, как справедливо отмечает автор, решения зачастую крайне
сложных и трудоемких задач.

За последнее десятилетие МВТУ им. Н. Э. Баумана совместно
с заводом — втузом при ЗИЛе проведены в этом направлении обшир-
ные исследования, позволившие разработать целый ряд уникальных
методик измерения деформаций и перемещений и на их базе изучить
количественные и качественные закономерности процесса деформи-
рования во времени ряда прецизионных сварных конструкций.
Также разработана оригинальная методика определения остаточных
напряжений в сварных цилиндрических оболочках и метод экспресс-
диагностики размерной нестабильности сварных конструкций и
соединений.

9.4.1.	Общая характеристика различных методов исследований

Интерференционный метод. Наивысшую точность среди оптических приборов
обеспечивает интерференционный метод. Относительное изменение длины измеряют
отечественными вертикальными типа ИКПВ и горизонтальными типа ИКПГ интер-
ферометрами, работающими иа принципе сравнения с концевой мерой или эталон-
ным изделием. Указанные приборы имеют регулируемую цену деления от 0,05 до
0,2 мкм, а пределы измерения составляют 150 мм (ИКПВ) и 500 мм (ИКПГ). Мини-
мальная предельная погрешность измерения составляет 0,03 мкм.

В разработанных применительно к реальному сварному объекту методиках
нами были использованы бесконтактные интерферометры. Для регистрации с тече-
нием времени абсолютных угловых и относительных линейных деформаций и пере-
мещений был использован прибор контроля плоскостности, общий вид которого
представлен на рис. 164. Точность измерения с помощью этого прибора при исполь-
зовании автоматизированного фотоэлектронного процесса обработки информации
может быть обеспечена на уровне 0,01 мкм и выше. Другими преимуществами при-
бора являются: компактность, позволяющая реализовывать на практике возмож-
ности установки малогабаритного объекта на прибор и, наоборот, при больших
габаритах объекта устанавливать на исследуемую поверхность прибор, а также воз-
можность при необходимости с помощью вмонтированной кинокамеры фиксировать
на фотопленку полученную интерферограмму через задаваемые реле промежутки
времени. На рис. 165, представлены типовые фотоинтерферограммы, снятые с пло-
скости объекта до (а) и после сварки (б). Расчет деформаций производят с помощью
соотношений геометрической оптики по пересчету «наведенных» от внешнего воздей-
ствия интерференционных полос. Пожалуй, единственным недостатком разработан-
ной методики является необходимость доведения исследуемой поверхности до «зер-
кальной» с обеспечением максимально допустимой неплоскостности 0,3 мкм/мм.
Рис. 164. Прибор для контроля пло-
скостности

Теневой оптический метод. Тене-
вые методы нашли 'широкое примене-
ние в точных измерениях углов от-
клонения световых лучей от началь-
ного направления в оптически про-
зрачных средах [10]. Возможности
данного метода крайне велики
и уже в настоящее время его чувстви-
тельность на практике достигает сотых
долей угловых секунд, что является
далеко не пределом] для этого перспек-
тивного метода. В принципе теневые
методы могут быть использованы для
контроля любых отклонений зеркаль-
ных поверхностей от исходной гео-
метрической формы (сфера, цилиндри-
ческая поверхность, плоскость и т. д.),
а значит, и для исследования дефор-
мации этих поверхностей. В сравне-
нии с автоколлимационным методом,
например, теневой имеет следующие

преимущества:

а)	измеряется не интегральный угол наклона зеркальной поверхности, а
целое поле угловых отклонений на исследуемой поверхности;

б)	возможность одновременного измерения за доли секунды взаимного
углового разворота множества зеркальных областей (размером >0,1 мм), распо-
ложенных в поле зрения прибора;

Рис. 165. Фотоинтерферограммы, снятые с поверхности:
а — до сварки; б — пост» сварки
Рис. 166. Оптическая схема теневого прибора ИАБ-455

в)	растянутые во времени деформационные процессы достаточно легко автома-
тизируются.

Отечественная промышленность выпускает автоколлимационные теневые при-
боры типа ИАБ-455 и ИАБ-457 с полем зрения 100 и 230 мм соответственно.

Принципиальная оптическая схема теневого прибора представлена на рис. 166.
Свет от источника света I) коллимируется объективом Ои и параллельным пучком
падает на поверхность исследуемого зеркального объекта 3. При идеальной пло-
скостности поверхности световой пучок без искажения отражается и вновь попадает
в объектив Ок, образующий в плоскости В' изображение 3' исследуемого объекта.
По пути к Р' световые лучи образуют на задней фокальной плоскости объектива
изображение 17' источника света. Поскольку изображение 3' освещается одновре-
менно всеми точками изображения источника света I/', при введении в заднюю
фокальную плоскость объектива Ок рабочей диафрагмы любого закона пропускания
изображения 3' оказывается освещенным равномерно с тем или иным ослаблением.
При неплоскостности исследуемой поверхности отраженный от наклоненного на
угол <о участка <1 исследуемой поверхности световой пучок (штриховая линия) пере-
сечет рабочую диафрагму Рй в другом месте, образовав элементарное изображе-
ние Щ источника света, смещенное относительно исходного изображения V на
величину Н Так как пропускание рабочей диафрагмы в этом месте отличается
от пропускания на оптической оси, то и освещенность участка изображения
будет отличаться от освещенности изображения идеально-плоских участков зер-
кальной поверхности. Таким образом получается теневое изображение исследуемой
поверхности.

Согласно соотношениям геометрической оптики, угловая деформация сварной
конструкции в заданной области определяется из соотношения

где 1'п — фокусное расстояние объектива О*.

При непосредственном измерении угловых деформаций исследуемой поверх-
ности от сварки или с течением времени в качестве рабочей диафрагмы используется
иож Фуко, который точным механизмом перемещается в фокальной плоскости с одно-
временным снятием отсчета положения иожа, соответствующего моментам затем-
нения неискаженных и деформированных участков изображения. При этом угловая
деформация сварной конструкции определяется по формуле

<о = (ло-лда)'

где й0 — отсчет положения ножа Фуко в момент затемнения деформированного изо-
бражения; — отсчет в момент затемнения исследуемой области поверхности.

Чувствительность использованного в исследованиях прибора ИАБ-455 состав-
ляет 0,1*.

При исследовании быстропротекающих во времени процессов (например, де-
формаций во времени сварной конструкции на начальных после сварки стадиях
вылеживания) могут быть использованы теневые фотометрические способы реги-
страции угловых деформаций [10].
Рис. 167. Электронная измерительная система, модели 212—217

Оптико-механический автоколлнмационный метод. К наиболее точным прибо-
рам для измерения угловых деформаций сварных конструкций с течением времени
при необходимости измерения абсолютных величин в диапазоне 0—360° следует
отнести гониометры. Гониометр в обшем случае состоит из стеклянного лимба,
предметного столика, коллиматора (одного или двух), зрительной трубы и отсчет-
ного устройства. Для непрозрачных объектов применяют автоколлнмационный спо-
соб измерения углов. Отечественная промышленность выпускает гониометры моде-
лей ГС-30, ГС-10, ГС-5, ГС-2, ГС-1, точность измерения которых соответственно
составляет 30; 10; 5; 2 и 1 [6].

В проводимых на сварных конструкциях исследованиях размерной нестабиль-
ности был применен гониометр — спектрометр типа ГС-1М.

Перспективные методы исследования и диагностики размерной нестабильности.
Для измерения малых угловых деформаций сварных конструкций с течением вре-
мени наиболее эффективными являются автоколлиматоры — оптические приборы,
образующие параллельный пучок лучей и принимающие его обратно после отраже-
ния от зеркальной поверхности. Выпускаются автоколлиматоры типа АКТ-25 и
АКТ-1000 с ценой деления 2 и 0,5’ соответственно 16].

Электрические измерительные приборы отличаются высокой точностью и объек-
тивностью оценки результатов измерений, но главное ил преимущество перед дру-
гими приборами — быстрота отсчета и возможность передали сигнала на исполни-
тельный механизм. В настоящее время широко применяются электроконтактные,
индуктивные и фотоэлектрические датчики.

Действие индуктивных датчиков основано на изменении индуктивного сопро-
тивления катушки при перемещении якоря. Электронный блок содержит стабили-
зированный по частоте и напряжению генератор, усилитель, фазочувствительный
выпрямитель и отсчетное устройство. Индуктивные приборы имеют цену деления
от 0,1 до 5 мкм. Малогабаритные транзисторные индуктивные приборы моделей 207,
212, 214, 215 и 217 освоены московским заводом «Калибр». Общий вид прибора мо-
дели 212, использованный в комплекте с самописцем НЗЗР 1, для нижеописанной
методики экспресс-диагностики размерной нестабильности сварных конструкций
показан на рис. 167.

Весьма перспективным для исследования закономерностей процесса размерной
нестабильности сварных конструкций и ее диагностики является метод голографи-
ческой или, как иногда его называют, лазерной интерферометрии. В доголографиче-
ски х метода: измерения с целью определения всего поля деформаций и особенно
выявления участков с экстремальными значениями требовалось множество изме-
рений, необходимы были индивиду альные методики и нестандартная аппаратура.
Поэтому традиционные методы измерения в большинстве случаев практически не
пригодны для определения областей максимальных деформаций в деталях сложной
конфигурации [6].
Лазерная интерферометрия лишена указанных недостатков и позволяет опреде-
лять поле микроперемещений и деформаций с единой методологической позиции
при незначительном объеме изм ерений.

Создание голографии относится к 1948 г., когда Д. Габор опубликова ч резуль-
таты экспериментов по дифракции когерентных монохроматических световых волн
на небольших объектах. Однако отсутствие в то время источников излучения с вы-
сокой степенью монохроматичности и когерентности тормозили на первых порах
развитие этого уникальнейшего метода.

Появление в 60-х годах квантовых генераторов и фундаментальные исследова-
ния в этом направлении Э. Лейта и Ю. Упатниекса позволили устранить многие
чисто технологические недостатки метода и привели к бурному его развитию и рас-
пространению.

Для определения перемещений поверхности сварной конструкции во времени
или после воздействия на нее внешних воздействий разработаны следующие основ-
ные методы лазерной (голографической) интерферометрии [6, 10].

1.	Метод двойной экспозиции. Статически нагружаемый объект голографируется
с одинаковой экспозицией на одну фотопластинку дважды — до и после приложе-
ния нагрузки. Восстановление голограммы опорным пучком дает интерференцион-
ную картину.

2.	Метод реального масштаба времени. Сварная конструкция голографируется
в исходном состоянии, затем голограмму проявляют и устанавливают на прежнее
место с высокой степенью точности или проявляют на месте экспонирования. Нагру-
женную конструкцию освещают лазерным пучком и сквозь голограмму наблюдают
интерференционную картину.

3.	Метод усреднения по времени. Основан на длительной экспозиции сварной
конструкции, испытывающей циклическое вибрационное воздействие. Происходит
интерференция между совокупностью отдельных изображений, причем наиболее
четко на интерферограмме проявляются полосы, записанные при скорости переме-
щения точек поверхности конструкции, близкой к нулю, т. е. в крайних амплитуд-
ных положениях.

Для исследования процессов деформирования сварных конструкций во времени
перспективны методы двойной экспозиции и реального масштаба времени [6, 10].
Каждый имеет свои недостатки и преимущества. Однако проблемы, возникающие
прн реализации методов на практике, принципиально разрешимы и, как показы-
вают последние исследования ЙЭС им. Е. О. Патона, метод двойной экспозиции мо-
жет быть использован для оценки размерной нестабильности сварных конструкций.

Рис. 168. Фотоголограмма торца сварного узла прибора
Рис. 169. Топография сварного узла
прибора после сварки на различных
уровнях погонной энергии

Следует отметить существенные прей*
мущества голографической интерферомет-
рии в сравнении с описанной выше опти-
ческой. В основе последней лежит сравне-
ние волновых фронтов световых пучков,
идущих одновременно по двум оптиче-
ским путям 16]. При этом интерферен-
ционная картина возникает, если волна
сравнения, отраженная от эталонной по-
верхности, воспроизводит все детали
волны от объекта. Поэтому для оптиче-
ской интерферометрии сварная конструк-
ция должна иметь простую форму и зер-
кальную оптическую поверхность, а

оптические пути, по которым распростра-
няются сравниваемые волны, должны быть
точно выравнены и сформированы с ис-
пользованием одинаковых деталей

Голографическая интерферометрия
позволяет исследовать сварную конструк-
цию любой сложной формы с диффузно
отражающими свет поверхностями. Непра-

вильность формы и шероховатость поверх-
ности не сказываются на интерференционной картине, так как обе интерферирующие
волны будут абсолютно одинаково искажены. Волна сравнения повторяет во всех
деталях волну, рассеянную объектом в исходном состоянии, и интерференционная
картина определяется только теми изменениями, которые произошли с объектом.

В лазерной интерферометрии снижены требования к качеству оптики. Также
важным аргументом перспективности этого метода при исследовании размерной
нестабильности является возможность расшифровки голограмм по специально
составленным программам с применением ЭВМ [6].

Отечественной промышленностью выпускаются голографические установки
типа УИГ-1М и УИГ-2М. Первая предназначена для регистрации голограмм быстро-

протекающих процессов, а вторая — для получения стационарных голограмм и

медленно протекающих процессов.

На рис. 168 представлена фотоголограмма, полученная с использованием уста-
новки УИГ-1М, с диффузно отражающей поверхности сварной конструкции. Пере-
мещения исследуемой поверхности от сварки после обсчета голограммы представ-
лены на рис. 169.

9.4.2. Диагностика размерной нестабильности

Экспресс-диагностика размерной нестабильности. В сфере про-
изводства прецизионных сварных конструкций, к которым предъяв-
ляются крайне высокие требования по неизменности геометрии в про-
цессе транспортировки, хранения и эксплуатации в течение десяти
и более лет при наличии всевозможных внешних физико-механиче-
ских возмущений, проблема диагностики размерной нестабиль-
ности является, пожалуй, одной из самых актуальных. Объясняется
это тем, что номенклатура конструкционных материалов постоянно
и высокими темпами расширяется, причин как в количественном,
так и качественном плане, типоразмеры сварных конструкций,
режимы их эксплуатации также неуклонно трансформируются,
а требования к постоянству геометрических форм и размеров непре-
208
рывно возрастают, опережая порой темпы развития измерительной
техники. В такой ситуации, несмотря на значительно возросший за
последние годы объем научно-исследовательских работ по данной
проблеме, нельзя в ближайшем обозримом будущем ожидать, что
конструкторы и технологи будут вооружены какими-либо универ-
сальными аналитическими или эмпирическими методами расчета,
прогнозирования и предупреждения деформаций сварных конструк-
ций, наблюдаемых во времени. Дело в том, что функциональная
взаимосвязь физических процессов, определяющих это явление (ре-
лаксация напряжений всех родов, фазоструктурные превращения,
процессы ползучести и микроползучести и т. д.) столь сложна и
многогранна, что выразить ее в достаточно простой для инженерных
расчетов математической форме на сегодняшний день не представ-
ляется возможным. Естественно, что задачей ученых и исследова-
телей является в первую очередь детальное изучение этой взаимо-
связи для различных классов конструкционных материалов. В на-
учном плане экспериментально-теоретическое изучение обобщенной
модели явления размерной нестабильности сварных соединений,
на наш взгляд, может быть отнесено к числу фундаментальных
проблем теории сварочных напряжений и деформаций.

Однако хотя решение этой проблемы сопряжено с дальнейшим
расширением исследований в теоретическом и практическом аспек-
тах, очевидно, что имеющиеся на сегодня научные результаты, до-
статочно полно отраженные в настоящей монографии, являются
хорошей базой для разработки и внедрения в производство широкого
круга прикладных идей и, в частности, методов прогнозирования и
диагностики размерной нестабильности. Методы прогнозирования
отчасти представлены в гл. 7 и в настоящее время совершенствуются
в количественном и качественном отношении.

Разработка методов диагностики крайне важна по следующим
причинам. Во-первых, для оценки размерной стабильности конструк-
ционного материала и рациональности конструктивно-технологиче-
ского звена; во-вторых, для решения вопроса о целесообразности
проведения послесварочной стабилизирующей обработки; в-третьих,
для выбора оптимального режима стабилизации (в случае, если она
необходима); в-четвертых, для оценки эффективности проведенной
обработки (межоперационный контроль) и, наконец, для проведения
выходного контроля готовой продукции, так как сварочная операция,
как правило, не является заключительной в технологической цепочке
изготовления сварной конструкции.

Вероятно, что разработка методов диагностики может быть
осуществлена по следующим направлениям.

1.	Проведение натурных испытаний на сварных конструк-
циях

2	Проведение испытаний сварной конструкции в условиях
форсирования эксплуатационного режима

3.	Оценка размерной нестабильности по косвенным критериям,
четко связанным с собственно процессом деформирования конструк-
ции с течением времени.
В работе [61 справедливо отмечается, что проведение длительных
исследований размерной стабильности возможно лишь при отработке
технологии изготовления и для производственной оценки и контроля
не пригодно. Хотя в условиях единичного и мелкосерийного произ-
водства, на наш взгляд, проведение таких исследований вовсе не-
целесообразно. Далее автор монографии [6] сразу переходит к рас-
смотрению идеи кратковременных испытаний в форсированном
температурном режиме на базе теоретических положений теорий
пластичности и ползучести, а затем к методам, основанным на нахо-
ждении корреляционной связи между различными механическими
кратковременными и длительными характеристиками металлов.

Анализ накопленного в достаточно большом объеме эксперимен-
тального и теоретического материала по проблеме размерной не-
стабильности как собственно конструкционных материалов, так
и их сварных соединений позволяет, по нашему мнению, использо-
вать на практике и первый путь диагностики на базе натурных
испытаний. И здесь трудно не согласиться с высказыванием автора
работы [6] о том, что фактору времени вряд ли может быть найден
равноценный аналог.

Результаты многочисленных исследований по изучению зако-
номерностей процесса самопроизвольного деформирования сварных
соединений различных конструкционных материалов позволяют
сделать вывод о том, что независимо от химического состава мате-
риала, конструктивных параметров сварных соединений и конструк-
ций, режимов сварки и т. п. процесс деформирования, как правило,
развивается по экспоненциальному закону с течением времени.
Перечисленные факторы могут менять (и причем существенно)
количественные, а в ряде случаев и качественные характеристики
процесса деформирования (знак деформаций во времени). Характер же
деформирования не меняется.

Для каждого материала (точнее говоря, химического состава)
при неизменности внешних факторов (геометрии сварной конструк-
ции или соединения, режима сварки, условий эксплуатации и т. д.),
в пределах естественного разброса постоянны и количественные
характеристики процесса деформирования. Эксперименты на реаль-
ных сварных узлах показали, что при изготовлении входящих
в них деталей по первому классу точности и нестабильности режимов
и параметров технологического процесса сварки в пределах 3—5 %
номинала разброс в измеренных деформациях как во времени, так
и сразу после сварки для партии из 30 прецизионных узлов не пре-
высил 2—3 %. Вылеживание сварных конструкций после сварки
проводилось в течение месяца при 100 °С. Также следует отметить,
что детали всех 30-ти узлов были изготовлены из металлов и сплавов
одной партии.

В результате был сделан вывод о том, что в условиях произ-
водства контроль размерной стабильности сварных конструкций
и отдельно входящих в них узлов, а также эффективности методов
размерной стабилизации возможен при следующих обязательных
условиях:
1)	высокая культура производства прецизионных деталей, узлов
и конструкций в целом, характеризующаяся четким соблюдением
технологического процесса механической обработки, сборки, сварки,
а также технических условий на изготовление, транспортировка
и хранение продукции;

2)	применение в качестве измерительной регистрирующей аппа-
ратуры современных высокочувствительных и надежных прибо-
ров, обеспечивающих непрерывную запись деформационного сигнала
с момента полного охлаждения сварной конструкции до комнатной
температуры.

В качестве регистрирующей аппаратуры была использована
модифицированная измерительная система, включающая в себя
малогабаритный транзисторный индуктивный прибор модели 212 и
самописец типа Н338-1, замененный затем на Н 306. Общий вид реги-
стрирующей аппаратуры представлен на рис. 167. Точность измерения
относительных линейных перемещений сварной конструкции состав-
ляет -0,1 мкм. Качественный вид деформограммы представлен на
рис. 170. Для оценки размерной стабильности сварной конструкции
по полученной в течение первого после сварки часа кривой деформи-
рования необходимо было выбрать критерий размерной стабильно-
сти. В качестве такового нами была взята величина скорости дефор-
мирования сварной конструкции во времени которая является
количественной характеристикой экспоненты, аппроксимирующей
данную конкретную для заданного материала и типоразмера кон-
струкции деформационную кривую. Очевидно, что критериальное
значение скорости деформирования Е" должно определяться в строго
фиксированный после сварки момент времени. Причем, безусловно,
что высокая культура производства обеспечит постоянство ве-
личины /0, т. е. отрезка времени с момента окончания сварки до
установившейся записи кривой е4 , свидетельствующей о полном
охлаждении сварной конструкции до температуры окружающей
среды. При этом необходима во времени синхронная запись тем-
пературного поля в конструкции по нескольким равноудаленным от
сварного шва термопарам.

Определив для данной конструкции экспериментально-аналити-
чески значение в точке К и зная допустимую по ТУ величину
деформаций через контрольное время /к от начала испытания в мо-
мент времени /0 (точка В), можно в течение минут (часов) снять реаль-
ную диаграмму деформирования сварной конструкции и определить
значение а; и, следовательно, & из соотношения

К = ^/^ = 16 а»,

где е — деформация сварной конструкции во времени за время /к
после сварки.

Сравнивая ее с предельно допустимым за данный отрезок времени
значением Етах, оператор или контролер делает вывод о качестве
соблюдения техпроцесса либо об эффективности стабилизирующей
обработки, проведенной при необходимости после сварки.
Рис 170 Деформограмма, снятая со
сварного образца в процессе охлажде-
ния при сварке и вылеживания:

1 — допустимая по техническим условиям
деформация за время

деформации при испытании на чистый
изгиб [6]

Внедрение экспресс-диагностики позволяет быстро и надежно
осуществлять межоперационный и выходной контроль готовой про-
дукции, а также прогнозировать ее стабильность.

Оценка размерной стабильности по косвенным факторам. Диаг-
ностика размерной нестабильности сварных конструкций путем
форсированного температурного режима, интенсифицирующего про-
цессы релаксации, ползучести и фазоструктурных превращений,
которая основана на нахождении на элементарных образцах корре-
ляционной связи между различными механическими характеристи-
ками металла, полученными в условиях кратковременных (рис. 171)
и длительных испытаний, в принципе возможна, что показано и
в работе [6]. Однако бесспорно, что надежность и точность такого
метода оценки размерной нестабильности далеки от желаемых, так
как при его применении неизбежны многие допущения и приближе-
ния, корректность которых не всегда находится на высоком уроне.
Хотя в принципе метод применяется в производстве, но крайне огра-
ниченно и главным образом не в основном, а в экспериментальном.
Описание метода, как указывалось, представлено достаточно по-
дробно в монографии [6].

Более перспективным, на наш взгляд, являются методы оценки
размерной нестабильности по косвенным параметрам сварного со-
единения конструкции, для разработки которых к настоящему вре-
мени создана хорошая экспериментально-теоретическая база. Пред-
ставленные в предыдущих главах данной монографии результаты
однозначно свидетельствуют о том, что физическими процессами,
определяющими размерную стабильность сварных соединений, а сле-
довательно, и конструкций в целом, на уровне микро- и макрообъ-
емов являются релаксация напряжений всех родов и переход не-
устойчивых структур в более стабильное состояние. Таким образом,
212
представляется правомерным оценивать способность сварной кон-
струкции сохранять в течение длительного времени исходную гео-
метрию на основе определения послесварочного структурно-напря-

женного состояния или же последующего после сварки его измене-
ния во времени по аналогии с вышеописанной экспресс-диагностикой
по внешним деформационным параметрам. Тем более, если исходить
из установленного факта, что процессы релаксации и распада не-
устойчивых структур в сварных соединениях развиваются адекватно
деформационным по экспоненциальному закону. И это естественно,
поскольку внешние реакции сварного соединения и конструкций

в целом, как показано в предыдущих главах, являются следствием
указанных внутренних физических процессов. Таким образом, оче-
видно, что анализ стабильности полей напряжений и структуры,
генерирующих деформации во времени, является даже более пред-
почтительным и объективным. Все дело в средствах регистрации
изменений во времени параметров структурно-напряженного состоя-
ния. Изменения эти крайне невелики в сравнении с чувствительностью
известных средств их прямого измерения. Поэтому в первую очередь
для решения этого вопроса необходима разработка высокочувстви-
тельных методов регистрации изменений структурно-напряженного
состояния сварных соединений, причем в условиях производства.

В настоящее время МВТУ им. Н. Э. Баумана совместно с за-
водом — втузом при ЗИЛе и Институтом проблем механики АН
СССР начаты исследования по оценке размерной стабильности

сварных соединений с помощью метода определения остаточных

напряжений на базе лазерной интерферометрии. Исследования
Антонова А. А. показывают широкие возможности разработанного
им метода определения остаточных напряжений с использованием
создания автором метода прибором «ЛИМОН». Основным преиму-
ществом разработанного метода является возможность определения

напряжений в локальных зонах крайне
малой протяженности — до долей милли-
метра (рис. 172), высокая точность и опе-
ративность, определяемая компактностью
прибора и возможностью в перспективе
автоматизировать с помощью фотоэлек-
тронной приставки и мини-ЭВМ процесс
определения напряжений.

Одним из перспективных методов кос-
венной диагностики размерной нестабиль-
ности сварных соединений и конструк-

Рис 172. Распределение компонент вектора пере-
мещения I/, 7/, V/ по сечению сварного соединения

пластин, выполненного, соответственно, электронно-
лучевой (ЭЛС) и аргонодуговой (АрДС) сваркой;
!• 2 — тангенциальная компонента V* (вдоль шва);
3, 4 — тангенциальная компонента и (перпеидику-
лярно шву); 5,6 — нормальная компонента П7 7Г 8 —
нормальная компонента ТГ

Ар.ДС
Рис 173. Основные типы интенсивности аку-
стической эмиссии (ЛЭ) в зависимости от от-
носительной деформации при растяжении [6]

ций может явиться акустический ме-
тод, основанный на явлении акусти-
ческой эмиссии (АЭ), которая заклю-
чается в том, что в процессе дефор-
мирования металлов и сплавов в них
возникают колебания, распростра-
няющиеся со скоростью звука. Доста-

точно детализированный обзор исследований, проведенных у нас в
стране и за рубежом по изучению явления АЭ, сделан в монографии
[6]. В частности, указывается на то, что АЭ проявляется в виде ди-
скретной и непрерывной эмиссии. Дискретная АЭ наблюдается уже
в упругой области деформирования в виде десятков или сотен от-
дельных импульсов значительной амплитуды и связана обычно с
наличием микронесплошностей (микротрещип, микропор и т. п.).

Непрерывная АЭ возникает, начиная с некоторых значений на-
пряжений в упругой или пластической области деформирования,
и распространяется на всю зону пластических деформаций вплоть
до разрушения. Непрерывная АЭ представляет собой последова-
тельность непрерывно следующих один за другим скачков малой
амплитуды в широком частотном спектре. В основе ее лежат элемен-
тарные процессы движения дефектов кристаллической решетки —
дислокаций, двойников, полос скольжения и т. п. Зависимость

интенсивности АЭ от деформации разнообразна, но существуют три
основных типа этой зависимости, представленных на рис. 173 со-
вместно с кривой растяжения а—е [6]. Из рис. 173 следует, что не-
которые материалы способны в процессе нагружения проявлять
эффект АЭ еще до достижения предела текучести.

В работе [6] подчеркивается, что физическая природа АЭ свя-
зана с импульсным изменением механических напряжений в микро-
объемах материала, появлением разгруженных участков и выделе-
нием упругой энергии связи. Эти процессы сопровождаются микро-
пластической деформацией, поэтому, естественно, должна суще-
ствовать связь между явлениями АЭ и сопротивлением материала
микропластическому деформированию. Здесь же отмечается, что
интенсивность АЭ определяется плотностью «свежих» подвижных
дислокаций, которые в первую очередь присутствуют в отожженном
металле. Поскольку же для высокоточных конструкций применяют

металлы и сплавы, как правило, в отожженном состоянии с целью
снятия технологических остаточных напряжений, следует признать
оценку сопротивления микропластической деформации методом АЭ
весьма перспективной [6]. В заключение автором отмечается, что,
несмотря на сложность аппаратуры, применяемой для регистра-
ции АЭ, можно при соответствующей доработке аппаратуры и мето-
дики свести процесс испытания к простым операциям, вполне при-

емлемым для производственного контроля.
ГЛАВА 10

МЕТОДЫ И ОБОРУДОВАНИЕ ДЛЯ РАЗМЕРНОЙ
СТАБИЛИЗАЦИИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

И КОНСТРУКЦИЙ

10.1.	АНАЛИЗ ЭФФЕКТИВНОСТИ СУЩЕСТВУЮЩИХ
МЕТОДОВ СТАБИЛИЗАЦИИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

Надежность ответственных сварных конструкций связана с во-
просом повышения точности размеров прецизионных деталей в про-
цессе их изготовления и эксплуатации.

Проблема, связанная с получением точных размеров деталей
и соединений, возникла впервые в точном приборостроении в начале
50-х годов. Нестабильность сварных соединений на уровне до 10"5—
10-8 мм/мм была вполне допустимой в условиях эксплуатации в те-
чение длительного времени.

В настоящее время требования к точности размеров значительно
повысились и стабильность размеров при эксплуатации в течение
многих лет колеблется в пределах 10”’—10~6 мм/мм. Это достигнуто
за счет применения новых сплавов и специальных термических об-
работок, которые способствуют получению равновесной структуры
с минимальным уровнем остаточных напряжений.

Тем не менее для современных нужд приборостроения эта ста-
бильность недостаточна. Поэтому интенсивно ведутся работы по
повышению размерной стабильности деталей и соединений.

Процессы, связанные с размерной нестабильностью, еще в боль-
шей степени проявляются в сварных соединениях вследствие того,
что в процессе сварки в результате неравномерного нагрева и охла-
ждения образуются высокие внутренние напряжения и неоднород-
ные структуры.

Влияние сварочных деформаций, напряжений и перемещений на характеристики
сварных соединений и конструкций весьма многообразно. Под действием остаточных
напряжений сварные конструкции изменяют свою форму: укорачиваются, изги-
баются, скручиваются, теряют устойчивую форму равновесия.

Остаточные напряжения отражаются на точности сварных конструкций при
механической обработке. Определение расчетным путем величины ожидаемой де-
формации при обработке в реальных машиностроительных конструкциях не всегда
представляется возможным, поэтому приходится увеличивать припуск на механи-
ческую обработку. Под действием остаточных напряжений сварные конструкции
меняют свои размеры в процессе эксплуатации. При первом нагружении конструк-
ции остаточные напряжения складываются с напряжениями от внешних сил и в не-
которых зонах достигают предела текучести. В результате этого образуется допол-
нительная пластическая деформация и объект после разгрузки меняет свои размеры.
Деформация при первом нагружении происходит так, как при разгрузке конструк-
ции, обладающей меньшей жесткостью. После второго и третьего нагружения оста-
точные деформации перестают заметно нарастать и размеры становятся стабильными.

В производственных условиях устранение остаточных деформаций и напряже-
ний в сварных конструкциях является одной из актуальных задач, решаемых тех-
Налогами. Одним из основных Технологических способов, устраняющих возможные
деформации в процессе механической обработки н эксплуатации конструкции,
является высокий отпуск при температуре 600—800 ®С. Основное преимущество
отпуска в том, что снятие напряжений происходит во всей сварной конструкции.
Степень снятия напряжений в случае необходимости может достигать 85—90 %
исходного уровня.

Устранение остаточных деформаций и напряжений, образовавшихся вследствие
пластической деформации укорочения при сварке, возможно также путем создания
пластических деформаций удлинения па стадии охлаждения либо при последующей
правке В применении к листовому металлу относительно небольшой толщины наи-
более подходящей оказывается схема осаживания металла по толщине путем про-
катки цилиндрическими валками. Прокатка шва и околошовной зоны узкими сталь-
ными валками под давлением создает местное равномерное статическое осаживание
металла по толщине, которое приводит к удлинению металла в зоне прокатки в про-
дольном и поперечном направлениях и снижению остаточных деформаций и напря-
жений от сварки по всей конструкции.

Помимо деформаций, возникающих при сварке, в процессе механической обра-
ботки и эксплуатации деформации сварных конструкций, как показано в предыду-
щих главах, протекают во времени.

Деформирование сварных конструкций с течением времени зависит главным
образом от структурной неоднородности шва и околошовной зоны С целью умень-
шения степени деформирования сварных конструкций разрабатывались различные
методы стабилизации применительно к низколегированным сталям, так как все
остальные считались не изменяющимися во времени. В частности, после сварки для
улучшения качества структуры и ее стабилизации, снижения деформации и собствен-
ных напряжений применяется термическая обработка сварных соединений (теплом
или холодом). Так, например, отпуск при 180 °С сварного образца из стали 20X13
способствует стабилизации структуры и процесс деформирования с течением вре-
мени прекращается (рис. 174). Однако применение термических методов стабилиза-
ции сварных конструкций усложняет технологический процесс и, кроме того, не
всегда является допустимым, особенно в конструкциях, выполненных из термически
обработанных материалов или материалов, склонных к образованию хрупких раз-
рушений.

Это потребовало создания методов местной обработки сварного шва, основан-
ных на стабилизации структуры и пластическом деформировании металла
шва.

В работах МВТУ им. Н Э Баумана [18, 19] показано, что стабилизацию свар-
ных соединений из низколегированных сталей, деформирующихся вследствие рас-
пада остаточного аустенита, можно ускорить проковкой и обработкой холодом.
При проковке деформации уменьшаются за счет перераспределения остаточных
напряжений в объеме металла, а стабилизация структуры достигается в результате
более полного превращения аустенита в мартенсит в процессе охлаждения. По-ви-
димому, стабилизация связана с релаксацией напряжений. Чем больше выдержка
при отрицательной температуре, тем сильнее релаксируют напряжения и тем силь-
нее нужно охладить металл, чтобы в нем накопились напряжения, необходимые для
дальнейшего превращения. Однако эти виды обработки для большинства прецизион-
ных конструкций рекомендовать нельзя, так как они сопровождаются большими
силовыми воздействиями и значительным переохлаждением металла.

Обработка ультразвуком [26] вызывает существенное снижение остаточных
напряжений в деталях и стабилизирует структуру. В центральной лаборатории
вооружения в Париже проводилась большая работа по выявлению действия ультра-
звука на стабилизацию структуры. Поиски велись на образцах клиновидной формы
длиной 50 мм из стали ХС100, известной как особо неустойчивой после закалки.
В процессе работы использовалась различные способы воздействия ультразвука
на образец. Наиболее рациональный способ с точки зрения равномерного подвода
ультразвука по всей длине образца состоит в преобразовании самого образца в ма-
гнитостриктор. Образец помещали внутри соленоида, по которому пропускался
ток высокой частоты. Техническое осуществление этого способа просто, но (как
и в случае использования всех других способов) в процессе озвучивания образец
нагревается до значительных температур (—200 °С). С целью исключения нагрева
использовали различные средства: погружение в масляную ванну, охлаждение этой
216
Рис. 174. Влияние низкотемператур-
ного отпуска на размерную стабиль-
ность сварного соединения из стали
20X13:

1 — без отпуска; 2 — отпуск при 85 °С;
3 — отпуск при 180 °С

Рис 175 Повышение размерной ста-
бильности в результате УЗО:

I — без обработки; 2 — с обработкой уль-
тразвуком

масляной ванны циркулирующей водой, наконец, прямую циркуляцию воды вокруг
образца с большой скоростью. Изменение размеров, которые были получены в ходе
этих испытаний, составляют 10—20 мкм. На основании проведенных исследований
было решено применять ультразвуковую обработку к образцам для получения
высокой размерной стабильности.

Ультразвуковые колебания оказывают положительное влияние
и при обработке сварных соединений.

Показано, что ультразвук существенным образом снижает вели-
чину остаточных напряжений в сварных конструкциях. Так, на-
пример, в результате озвучивания сварных соединений сталей
20ХГСНА, 12Х18Н9Т остаточные напряжения снижаются в 2 раза
по сравнению с неозвученными образцами.

Эксперименты показали также, что ультразвук способствует
значительной стабилизации структур и снижению деформаций свар-
ных соединений с течением времени (рис. 175).

10.2.	ТРЕБОВАНИЯ К МЕТОДАМ РАЗМЕРНОЙ СТАБИЛИЗАЦИИ

В работах по изучению проблемы размерной стабильности свар-
ных соединений и разработке методов их стабилизации отсутствуют
достаточно обоснованные и конкретные рекомендации. Большинство
авторов считает, что основным и единственным требованием яв-
ляется снижение остаточных сварочных напряжений, но до какого
уровня, не конкретизируется. Отсутствует дифференциальный
подход по уровню напряжений в различных зонах сварного сое-
динения.

Объяснение этому, по-видимому, нужно искать в том факте,
что недостаточно изучена природа самопроизвольного деформиро-
вания сварных соединений с течением времени. К тому же почти
все исследования проводились на элементарных сварных соединениях,
применительно к которым и разрабатывались методы размерной
стабилизации.
Результаты, описанные в гл. 3, 4 настоящей работы, позволяют
сформулировать общие положения, в которых содержатся вполне
обоснованные необходимые и достаточные требования к методам
размерной стабилизации.

К необходимым требованиям по абсолютной стабилизации гео-
метрических форм и размеров следует отнести следующие: 1) полную
стабилизацию метастабильных структур; 2) полное устранение полей
напряжений всех родов.

Первое требование может быть достигнуто применением класси-
ческих методов термической обработки, таких, как отжиг или вы-
сокий отпуск. Что же касается второго пункта, то он практически
неосуществим, поскольку из-за наличия в поликристаллических
телах анизотропии и дефектов кристаллической решетки дислока-
ционного происхождения поля напряжений II и III родов неизбежны,
причем первые могут достигать в микрообъемах значительного
уровня [13, 23]. Впрочем и напряжения I рода, хотя и менее зна-
чительного уровня, практически всегда возникают в твердом теле,
тем более при изменении его температуры. По данным работ [4, 9],
даже после высокого отпуска при 550—650 °С в течение нескольких
часов остаточные напряжения I рода в закаленных деталях сварных
соединений не исчезают полностью и составляют до 100 МПа. В еще
большей степени это относится к жаропрочным сталям и сплавам.

Особо следует отметить, что вышесказанное в первую очередь
относится к двух- и более компонентным сплавам, где за счет явле-
ния флуктуации, разной величины коэффициентов линейного рас-
ширения составляющих, а также всевозможного рода включений
при незначительном изменении температуры резко изменяются поля
напряжений высших порядков.

Таким образом, абсолютное устранение полей напряжений
I рода, а тем более высших порядков, практически неосуществимо.
Впрочем и абсолютная стабилизация структуры, вероятно, не-
возможна из-за наличия примесей и т. п. Иначе говоря, абсолютная
стабилизация геометрических форм и размеров реальных поли-
кристаллических твердых тел невозможна.

Однако при достижимых на практике стабильности структуры
и близких к нулю напряжениях I и II родов деформации формо-
изменения во времени ничтожно малы, так как поля микронапря-
жений носят в основном случайный характер и компенсируются
в макрообъемах [14, 27].

Данные, представленные в гл. 1—9, позволяют сделать вывод,
что для обеспечения размерной стабильности сварных соединений
из конструкционных сталей достаточным является выполнение одного
из следующих условий: 1) перераспределение эпюры остаточных
напряжений I рода, обеспечивающее минимальную активность фа-
зоструктурных превращений и релаксационных процессов; 2) пол-
ный либо частичный распад метастабильных фазоструктурных со-
ставляющих с перераспределением эпюры напряжений I рода,
обеспечивающим минимальную активность релаксационных про-
цессов и оставшихся метастабильных структур.
10.3.	ТЕРМИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ СТАБИЛИЗАЦИИ

10.3.1.	Термоциклическая обработка

Самопроизвольное изменение размеров сварных соединений на-
блюдается и в конструкциях из малоуглеродистых, аустенитных
и среднелегированных сталей. Для их стабилизации зачастую при-
меняют методы термоциклической обработки (термоциклирование,
термоудары всего изделия), разработанные применительно к не-
сварному материалу [271. Эффективность методов термоцикличе-
ской обработки отмечена в отечественной и зарубежной литературе
[3, 14, 27, 321.

Установлено, что термоциклическая обработка, заключающаяся в нескольких
циклах охлаждения до —50 °С и низкотемпературного нагрева до 4-100 °С с после-
дующей выдержкой в этих условиях, приводит к повышению релаксационной стой-
кости при постоянной и переменной температурах, а также к значительному сниже-
нию микронапряжений в сплавах со структурой, состоящей из фаз с резко разли-
чающимися коэффициентами линейного расширения.

Влияние продолжительности выдержки при повышенной и пониженной темпе-
ратурах цикла в исследуемом интервале от 10 мин до 2 ч при охлаждении и от 15 мин
до 4 ч при нагреве не обнаружено, т. е. эффект термоциклической обработки эффек-
тивен в том случае, если он приводит к образованию под воздействием теплосмеи
градиентов температур, а следовательно, и к дополнительному полю термоупругих
напряжений [14, 27]. Термоупругие напряжения, взаимодействуя с полем внутрен-
них напряжений, сопровождаются пластическими деформациями и приводят к су-
щественному понижению уровня не только микро-, но и макронапряжений

Таким образом, в результате термоциклической обработки сплава, имеющего
в структуре фазы с различными значениями коэффициента линейного расширения,
создается стабильная структура.

С целью выявления степени стабилизации сварных соединений
термоциклической обработкой эксперименты проводили на образцах
из СтЗ и стали 35 размерами 200X150X1,2 мм. Перед сваркой пла-
стины подвергали отпуску для снятия остаточных напряжений от
прокатки. Режим отпуска: I = 650 °С, выдержка 2 ч, охлаждение
с печью. Пластины проплавляли посередине вдоль большой стороны
аргоно-дуговой сваркой. Режимы сварки: /св = 30 А, /7Д = 10 В,
усв = 0,9 см/с. После сварки часть образцов подвергалась термо-
циклированию, а остальные термоударам, по схемам, указанным
на рис. 176. Эффект действия термоциклических обработок оцени-
вался по величине снятых остаточных напряжений и деформациям
во времени.

На основании опубликованных результатов теоретических и
экспериментальных работ, посвященных изучению и методам изме-
рения остаточных напряжений в стыковых сварных соединениях,
можно заключить, что при однопроходной сварке пластин выбран-
ных размеров остаточные Поперечные напряжения малы. Поэтому
в дальнейшем рассматриваются только напряжения ах вдоль шва
[4, 211.

Напряжения ох определяли экспериментально по продольной
деформации полос шириной 5 и длиной 130 мм, вырезанных из
сварного соединения. Разрезка пластины на полосы производилась
фрезой. Деформация полос измерялась механическим деформометром
219
Рис. 176. Влияние термоциклической обработки (а) и термоударов (б) на размерную
стабильность сварных соединений стали 35 при 100 °С

на базе 100 мм. Базы наносили с двух сторон пластины (для учета
деформации от изгиба полосы), по две базы на каждой стороне по-
лоски. Измерения баз производилось несколько раз. Нормальный
разброс показаний прибора при повторной установке на базу не
должен превышать 1 мкм. Для контроля установки шкалы индика-
торной головки, исправности прибора и для учета температурного
влияния использовали так называемые эталонные базы на отдельной
пластине, на которых периодически проверяли прибор.

Величину остаточных напряжений определяли по формуле

ох = [(Дх* 10~3)//] Е,

где Дх = /гд0 разр — Лросле ^авр — абсолютная продольная дефор-
мация полоски на выбранной базе. Ах представляет среднее арифме-
тическое из четырех значений для каждой полоски; I — 100 мм —

номинальная длина базы; пд0 разр; пПосле разр — показания инди-
катора деформометра при измерении баз до и после разрезки пла-
стин на полосы, мкм; Е = 2-105 МПа — модуль упругости.

Результаты измерения остаточных
напряжений приведены на рис. 177.
Изменения остаточных напряжений
практически не обнаружено.

Снижение остаточных напряже-
ний в данном случае возможно лишь
в результате протекания пластиче-
ских деформаций удлинения для
пластины из СтЗ, а для пластин из
стали 35Ш, помимо пластических
деформаций, должны произойти еще

Рис. 177. Снижение остаточных напряжений
после термоциклической обработки и термо-
ударов:

1 — без обработки; 2 — после термоциклической
обработки; 3 — после термоудара
и структурные превращения. Минимальный градиент температур,
вызывающий начало протекания пластических деформаций удлине-
ния, составляет 120—150 К/мм. Такой градиент в указанных выше
методах может возникнуть лишь в поверхностных слоях металла и
не вызовет пластических деформаций внутри металла. Некоторый
эффект термоциклирование и термоудары могут оказать в зоне пико-
вых растягивающих напряжений, когда температурные напряжения
накладываются на высокие собственные напряжения. Однако сни-
жение остаточных напряжений достигает лишь нескольких процен-
тов. Что касается стабилизации структуры образцов из стали 35Ш,
то в процессе термоциклической обработки за счет незначитель-
ного пребывания образцов при температурах —50, -|-100 °С струк-
тура не успевает стабилизироваться.

Как и следовало ожидать, сварные образцы из стали 35Ш после
термоциклической обработки в процессе длительного хранения
при —100 °С продолжают изменять свои геометрические размеры
(рис. 176), а это значит, что термоциклические методы, разработан-
ные для основного металла, недостаточно эффективны для сварных
соединений.

10.3.2.	Низкотемпературный отпуск

Среди способов снятия остаточных сварочных напряжений и
стабилизации структуры наиболее широкое применение находит
отпуск сварных конструкций при нагреве до 600—650 °С. Однако
общий нагрев ряда ответственных конструкций до столь высоких
температур недопустим. Поэтому возникла необходимость в отыска-
нии наиболее эффективного способа стабилизации геометрических
размеров таких конструкций, исключающего общий нагрев выше
определенной температуры, а также значительное деформирование
сварных соединений.

Изучению отпуска стали посвящен целый ряд работ академика Г. В. Курдю-
мова, которым установлено, что образующийся при закалке мартенсит в процессе
отпуска переходит в мартенсит отпуска с уменьшением отношения осей тетрагональ-
ной решетки и, следовательно, выделением углерода из твердого раствора. Распад
мартенсита закалки начинается уже при комнатной температуре и может продол-
жаться длительное время. Нагрев значительно ускоряет распад мартенсита с выде-
лением углерода. Твёрдый раствор с уменьшенным в результате отпуска содержа-
нием углерода обладает гораздо большей устойчивостью по сравнению с исходным

Как установлено Г. В. Курдюмовым, выделение углерода в закаленной стали
содержащей 0,3 % С, начинается с температуры выше 150 °С.

Следовательно, повышением температуры в зоне шва можно
ускорить процессы, происходящие во времени при пониженных
температурах, т. е. стабилизировать структуру шва. Повышение
температуры в зоне шва способствует также ускорению процессов
релаксации напряжений и ползучести металла шва в сторону дей-
ствия внутренних силовых факторов.

Недопустимость общего нагрева сварной конструкции прибора
привела к разработке метода местного низкотемпературного от-
пуска. Метод заключается в локальном нагреве зоны сварного
Рис 178. Схема расчета напряжений при местном
нагреве

соединения до температур, необходимых
для стабилизации структуры, и в охлаж-
дении остальной зоны местными контакт-
ными охладителями, чтобы предохранить
конструкцию от перегрева и создать до-
полнительные температурные напряжения.

Целью данной части работы было вы-
яснение эффективности применения мест-
ного низкотемпературного отпуска для
стабилизации геометрических размеров
сварных соединений, а также выбор опти-
мального режима низкотемпературного
отпуска.

Определение режимов отпуска кольцевого шва цилиндрической
оболочки. Рассматриваемый случай является общим для различных

материалов, когда закон распределения остаточных напряжений
по сечению сварного шва может быть неодинаковым. Конкретное

для каждого случая определение режимов отпуска является весьма
трудоемким и не всегда оправданным, так как вполне могут быть
найдены общие закономерности, качественно описывающие дефор-
мационные процессы при местном нагреве. При выборе режимов
локального отпуска необходимо в данном случае найти такое тем-
пературное поле, при котором обеспечиваются наиболее благо-
приятные условия для релаксации остаточных напряжений от
сварки. Такие условия могут быть созданы, когда напряжения,
обусловленные локальным нагревом, будут наименьшими при дан-
ной максимальной температуре в зоне отпуска.

Рассмотрим цилиндрическую оболочку радиусом Я и толщиной
2Л, равномерно локально нагретую вдоль сварного шва, наклонен-
ного к образующей под углом (л/2 — у) — рис. 178. Положение про-
извольной точки А на срединной поверхности оболочки определяется
осевой координатой г и угловой координатой 0. Введем обозначение
Ф = кга ф- &2р, где = соз у, к2 = зт у, а = г/Ц. Рассматриваем
замкнутую оболочку, т. е. | ф | < / = л^2.

Температура I зависит только от аргумента ф, а следовательно,
и возникающие при нагреве усилия Л^, М2, 5, моменты Мг, М2, Н,
перерезывающие силы <32 будут также функциями ф, где ин-
декс «1» соответствует а = сопз1, индекс «2» — р = сопз!; /? | Ф | —
расстояние от точки А до шва.

Для локального отпуска интересен лишь класс температур,
постоянных по толщине (/2 — 0), симметричных относительно ф — 0

и удовлетворяющих условиям:

Л (0) = аЖ; (т]) = а; (г]) = В

(92)

при 0 < т| < I.

Применительно к условиям (92) нетрудно найти решение в пере-
мещениях, которое здесь опускается.
Решение сводится к нахождению минимума величины упругой
энергии оболочки, при этом полагают, что этому минимуму соответ-
ствует и низкий уровень напряжений. Применительно к локальному
нагреву одним из экстремальных решений для класса температур /,
удовлетворяющих условиям (92) при а = Ь = 0, будет (ф 5>0):

/1 —	[(61 4~ 1В^) сЬ рч1) ф +

-Г (В3 — /В2) зЬ (Р1 + ргО ф ] [5Дф) — 5* (ф — т|) ];	(93)

В, = 1; В2 = /71/2 [(/71 51п2/72л +/72 8Ь2/71Т1)/(/7ЬЬ2/’1'П — р\ 81112 Ргп)];

в = (— /7а//7,) В2; В, = /7!/72 [(зЬ2 /7!Т] Ь

-|- 81П2 /72Т))/(/72 зЬ2 /71Т] — /7? ЗЩ2^)].

где 5( (ф) — функция скачка; р = рх р2/ — один из корней ха-
рактеристического уравнения

Ло/74 + 2/У/72 + М = 0.	(94)

Корни уравнения (94) комплексны и определяются по формулам:

А = ± [/В0М - Л^/(2ВО)]1/2;

/72 = ± [/ЬоМ + Х/(2Ц)]1/2,

где Ьа, М, М — коэффициенты уравнения:

+ 2Ш" + М = 0;

Во=(1 | к2) [т]с? [т| -|- (1 V) к2] Ц- (1 -{- &2)3} к*;

М = к2 (л - 2V + к2)-, Ы = к2(\+к2)(ч\-ч-\-к2)к2.

Предельным переходом в (93) при к2 ->0 получаем решение
задачи для кольцевого шва цилиндрической оболочки. В случае
0 получаем температурное поле, которое может быть использо-
вано при отпуске продольного шва цилиндрической оболочки (т. е.
Р 0). Характер температурного поля определяется выражением
(93), а величина временных напряжений и их распределение зависит
также от ширины участка нагрева оболочки т]. На рис. 179 приведены
результаты расчета напряжений на внутренней (У) и наружной (2)
поверхностях оболочки с кольцевым швом, нагретым на участке //4
и //8 в соответствии с (93) при максимальной температуре нагрева
на шве /0.

Из приведенных результатов расчета видно, что как величина
временных напряжений, так и область, в которой они действуют,
существенно зависят от ширины зоны нагрева при отпуске. Когда
технические средства позволяют регулировать эти параметры,
можно подобрать оптимальный режим отпуска. Однако при наличии
известных остаточных напряжений в сварных швах необходимо
производить суммирование внутренних напряжений с напряже-
ниями от локального нагрева. Наиболее благоприятное сочетание
в этом случае может быть получено при наличии остаточных напря-
жений сжатия в зоне сварного шва.
6	б

Рис. 179. Напряжения ог (а) и ац (б) на внутренней (/) и наружной (2) поверхно-
стях об>лочки с кольцевым швом, нагретым на участках //4 (б) и //8 (а)

Методы определения режимов местного отпуска. Методом по-
следовательной срезки слоев металла 1, 2, 3 (рис. 180) и измерением
перемещений поверхности оболочки были определены остаточные
напряжения в сварном соединении переплавленной по кромке обо-
лочки из стали 35 (рис. 181). Характер распределения остаточных
напряжений позволяет эффективно использовать для устранения
напряжений метод местного локального нагрева по схеме, представ-
ленной на рис. 181. Пластина или оболочка В нагреваются по шву
нагревателями А. Для создания высоких градиентов температур
устанавливаются параллельные нагревателям А контактные тепло-
отводы Б. На рис. 182 приведены эпюры продольных напряжений
в сварном кольцевом шве оболочки после сварки (7) и после местного
отпуска по вышеприведенной схеме с максимальной температурой
нагрева кромки 250 °С в течение 1 ч. Учитывая сравнительно высо-
кую жесткость такого соединения оболочки с фланцем, режимы обра-
ботки (т. е. максимальную температуру, время, расстояние охлади-
телей от кромки) были заданы такими же, как на пластинах. Оста-
точные напряжения в пластинах и оболочках для рассматриваемых
случаев, как свидетельствуют измерения, достаточно близки по
величине.

Одной из особенностей стали 35 является образование в шве
сжимаю цих напряжений. Сравнительно небольшое содержание угле-
рода (0,32—0,4 %) и отсутствие легирующих элементов, способ-

ствующих мартенситному
превращению, определяет ее
большую чувствительность к
термическому циклу сварки.
Повышение скорости охлаж-
дения ведет к увеличению
сжимающих напряжений.

Рис. 180. Схема срезки слоев (а) и
продольные напряжения (б) в коль-
цевом шве ободочки
Рис 181 Схема местного отпуска (а) и остаточные напряжения (б) до(/) и после (2)
сварки

Это объясняется тем, что высокие скорости охлаждения подавляют
диффузионные процессы превращения аустенита и способствуют
более полному мартенситному превращению, происходящему с уве-
личением объема. Высокие скорости охлаждения при существующих
способах и режимах сварки ведут к образованию сжимающих на-
пряжений в шве значительной величины (рис. 182).

Другой особенностью сварных соединений из стали 35 является
образование в шве неустойчивой мартенситной структуры, распад
которой начинается уже при комнатной температуре. В зависимости
от скорости охлаждения металла шва в нем может образоваться раз-

личное процентное соотношение мартенсита закалки и отпуска.
С ростом скорости охлаждения количество мартенсита закалки воз-
растает. Однако даже при самой резкой закалке успевает произойти
частичный отпуск мартенсита. Структура мартенсита закалки являет-
ся термодинамически менее устойчивой, чем структура мартенсита
отпуска. Распад мартенсита закалки является диффузионным процес-

сом и скорость распада резко возрастает с повышением температуры.

Из анализа особенностей сварных соединений стали 35 можно
сделать вывод, что единственно возможным из известных методов
обработки, устраняющим обе причины де- .---------------д—---------

формирования сварных соединений с тече- '	1 г

нием времени, является высокотемператур- ;оо -	//хС/

ный отпуск (600—650 °С).	//

Рассмотрим вначале некоторые основные 10В - I/
факторы изменения геометрии сварного сое-	I

динения в результате распада образующегося	0	|<		___

при сварке мартенсита.	г	4	6 в,пп

Мартенсит представляет собой пересыщенный  /00 - I
твердый раствор углерода в а-железе, образующийся	П

в результате бездиффузионного превращения аусте- _ //
нита. Это состояние стали является неустойчивым и	//

распад мартенсита начинается уже при комнатной	/

-ЯО-1

Рис. 182. Остаточные напряжения в пластинах без
обработки (/) и после общего нагрева до 250 °С (2)
температуре. Распад мартенсита связан с уменьшением тетрагона пьности решетки,
что вызывается выделением у! лерода из твердого раствора

Процесс выделения углерода протекает постепенно с повышением температуры.
Однако имеются сравнительно узкие температурные области, в которых состояние
стали изменяется значительно При нагреве со скоростью -10 К/мин эти области
находятся в интервалах температур 100—150 °С, 250--300 °С и 325—400 °С и про-
цессы, происходящие в этих областях, получили название первого, второго и третьего
превращения при отпуске. Эти превращения могут заканчиваться и при темпера-
турах 110, 250 и 325°С Сни связаны с уменьшением объема и, следовательно, ведут
к изменению геометрии соединения, имеющего мартенситную структуру.

Поскольку сама природа распада мартенсита не позволяет каким-либо способом
фиксировать его исходное состояние, то необходимо выбрать такую температуру
местного отпуска, которая вызвала бы структурные изменения в закаленной стали,
обеспечивающие ее структурную стабильность в течение длительного времени

Для сталей, содержащих 0,4 % С и менее, первая стадия распада, распростра-
няющаяся на область температур 100—150 °С, отсутствует Для стали 35 выделение
углерода начинается со 150 °С, т е. вторая стадия распада мартенсита распростра-
няется на область температур 150—300 °С В результате распада мартенсита коли-
чество углерода в растворе падает, появляются частицы цементита, которые обна-
руживаются уже в стали, отпущенной при 200 °С Уменьшение концентрации угле-
рода в а-железе и определяет повышение стабильности ее структуры.

Таким образом, установлен интервал минимальных температур,
необходимых для стабилизации структуры, закаленной в результате
сварки стали 35. Очевидно, что стабилизация, достигаемая в резуль-
тате второй стадии распада мартенсита, не является полной. С повы-
шением температуры в результате третьей стадии распада удельный
объем закаленной стали продолжает изменяться. Учитывая, однако,
что рабочая температура исследуемых конструкций не превышает
60—80 °С и концентрация углерода после отпуска при 250 °С сни-
жается до 0,2 %, можно считать стабилизацию структуры доста-
точной. Это предположение проверено и подтверждено эксперимен-
тально.

Каждой температуре отпуска соответствует определенное коли-
чество углерода в растворе. Это состояние стали достигается за
несколько часов и затем очень мало изменяется при увеличении
времени выдержки.

Для определения минимального времени выдержки при отпуске
закаленной стали 35, обеспечивающего получение структуры стали
с соответствующей концентрацией углерода, был проведен следу-
ющий эксперимент.

Пластина из стали 35 размерами 300X100X1,5 мм была термо-
обработана по режиму, принятому для обработки материала иссле-
дуемых приборов, т. е. закалка 840—860 °С в воду и отпуск 500 °С
с последующим охлаждением на воздухе. В результате термообра-
ботки сталь имеет сорбитную структуру.

Пластину проплавляли по торцу большей стороны дуговой свар-
кой вольфрамовым электродом. Режим сварки соответствовал при-
нятому при сварке приборов (7СВ == 30 А, (7Д = 10 В, псв =
» 1,0 см/с). Сварку проводили в медном охлаждающем приспособ-
лении, вылет образца составлял 3 мм.

Из пластины поперек шва вырезали темплеты, которые готовил#
по общепринятой методике к определению микротвердости. Измере-
226
Нйё Микротвердости проводилось на ПМТ-3 с грузом 50 г. С целый
выяснения влияния температуры отпуска и времени выдержки
на изменение микротвердости образцы были разделены на группы
и подвергались различной обработке (рис. 183). Для сравнения здесь
приведено распределение микротвердости в образце сразу после
сварки (кривая 1). Замеры производились через 0,1 мм.

Твердость зоны шва после сварки очень высока, что объясняется
образованием в шве мартенсита. При нагреве до 250 °С в результате
выделения углерода из твердого раствора твердость несколько
снижается (кривая 2). При увеличении выдержки до 45 и 90 мин
твердость продолжает падать с уменьшающейся скоростью (кри-
вые 3 и 4). Изменения твердости при увеличении времени выдержки
до 150 мин, не обнаружено (рис. 184). По-видимому, концентрация
углерода в твердом растворе достигла уровня, соответствующего
температуре 250 °С. Твердость стали после отпуска продолжает оста-
ваться высокой, что объясняется высоким пределом упругой дефор-
мации кристаллов мартенсита, повышенным за счет присутствия в них
дисперсных частиц карбида. При повышении температуры отпуска
до 320 °С твердость закаленной стали значительно падает.

Таким образом, можно сделать вывод, что для стали 35, закален-
ной на мартенсит, время интенсивного распада мартенсита при
температуре отпуска 250 °С прекращается примерно за 90 мин.
Установленное время является одним из основных параметров
разрабатываемого метода обработки сварных соединений.

Дальнейшая разработка метода должна идти по пути изыскания
возможности снижения величины сжимающих напряжений. Обра-
зование в шве сжимающих напряжений вызывается пластическими
деформациями удлинения, связанными с разуплотнением структуры
металла шва при мартенситном превращении. Следовательно, сни-
жение сжимающих напряжений может быть достигнуто либо
релаксацией последних при высоких температурах отпуска,
что в данном случае неприемлемо, либо созданием в зоне
сварки пластических деформаций укорочения.

п.’	0,5	0,3	1,3 У.т

Рис. 183 Микротвердость после обработки	Рис. 184. Изменение микротвер-

на различных режимах:	дости в зависимости от времени

/ — без обработки; 2 — 250 °с, 15 мин; з —	отпуска

250’С, 45 мин; 4 — 250 «С, 120 мин; 5 — 320 ’С,
25 мин
Рис 185. Приспособление для МНТО плоских образцов:

/ — теплоизолятор; 2 — электронагреватель; 3 — образец; 4 — термопары; 5 — охлади-
тели; 6 — прижимной рыча!

в зоне сжимающих напряжений, что ведет к снижению их величины.
Необходимо было установить, каков уровень снижения напряжений
в результате отпуска мартенсита. С этой целью пластины из стали
35 размерами 330x30x4 мм, проплавленные по торцу большей
стороны (/св — 125 А, (Уд — 12 В, цсв = 0,8 см/с), помещали в печь
при температуре 250 °С и выдерживали в течение 1,5 ч. Методом
срезки слоев определяли напряжения в термообработанных и не-
обработанных пластинах. Из рис. 182 видно, что изменения напря-
жений незначительны.

Таким образом, снижение напряжений за счет изменения объема
металла шва, связанного с распадом мартенсита, и релаксации при
нагреве и выдержки, не обеспечивает решения поставленной задачи.

При неравномерном нагреве в металле возникает поле темпера-
турных напряжений. В областях с более высокой температурой
возникают напряжения сжатия, уравновешенные напряжениями
растяжения. При определенной температуре напряжения сжатия и
напряжения растяжения могут превысить предел текучести металла
для данной температуры. В результате этого в области напряжений
сжатия возникают пластические деформации укорочения, а в об-
ласти напряжений растяжения — соответственно пластические де-
формации удлинения.

При сварке стали 35 после остывания в зоне, нагревавшейся
выше 120—150 °С, возникают пластические деформации укорочения,
а в зоне, нагревавшейся выше 820—840 °С, в результате мартенсит-
ного превращения возникают пластические деформации удлинения.

Таким образом, если в сварном соединении из стали 35 создать
температурное поле, вызывающее пластические деформации уко-
рочения в области остаточных напряжений сжатия и пластические
деформации удлинения в области напряжений растяжения, то можно
добиться снижения остаточных сварочных напряжений.

Такое температурное поле можно создать путем местного нагрева
зоны сварного соединения. Для его осуществления было изготовлено
специальное приспособление (рис. 185), состоящее из нагреватель-
ного элемента (электрической спирали сопротивления) и двух сталь-
228
ных охладителей с припаянной к ним трубкой, по которой проходит
охлаждающая жидкость.

Для эксперимента были использованы пластины из стали 35
размерами 200x100 x 2 мм, которые проплавляли дуговой сваркой
вольфрамовым электродом в аргоне вдоль большей стороны на рас-
стоянии 2 мм от кромки. Режим сварки: 7СВ — 100 А, 1/д — 22 В,
ОСв = 1.1 СМ/С.

Эксперименты проводили при различных температурах нагрева
шва 250, 320 и 400 °С и разном времени выдержки (15 и 45 мин для
250, 320 °С, 10 и 25 мин для 400 °С).

Проплавленные пластины помещали между двумя охладителями.
Расстояние от середины шва до охладителя составляло во всех экс-
периментах 10 мм. Для контроля температуры в середине шва на
расстоянии 2, 7 и 10 мм приваривали хромель-алюмелевые термо-
пары типа ТХАП диаметром 0,2 мм. Регистрация температуры осу-
ществлялась на шлейфовом осциллографе Н-700, гальваномеры
которого были предварительно оттарированы. Температура регули-
ровалась изменением напряжения, подаваемого на спираль нагре-
вателя, с помощью автотрансформатора и регулировкой расхода
охлаждающей жидкости.

Результаты эксперимента приведены на рис. 186. Сравнивая пред-
ставленные эпюры напряжений с эпюрой напряжений необработан-
ной пластины (рис. 182), видим, что в результате обработки величина
и распределение остаточных сварочных напряжений существенно
изменились. Напряжения растяжения снизились, а напряжения
сжатия перешли в растягивающие. Наименьшие значения напряже-
ния получены при температуре нагрева 250 °С. С повышением тем-
пературы в зоне шва уровень напряжений растяжения возрастает.

Изменение времени выдержки при 250 °С незначительно влияет
на изменение напряжений. Причиной этого, как сказано выше,
является незначительное изменение объема в процессе распада
мартенсита по сравнению с температурными деформациями. При
температуре выше 300 °С начинается третье превращение, которое
проходит со значительным изменением удельного объема. Поэтому
время выдержки при данной температуре приводит к большим из-
менениям величины остаточных напряжений.

Рис. 186. Распределение остаточных напряжений в зависимости от режима термо-
обработки:

а — 300 ’С; б — 250 ’С: в — 380 ’С; / — 10 мнн; 2 — 25 мин
Минимальная температура нагрева (250 СС) была выбрана, исходя
из изложенного выше анализа условий, обеспечивающих стабилиза-
цию структуры металла шва.

Подводя итоги, можно сказать, что метод местной низкотемпера-
турной обработки позволяет решить поставленные перед нами задачи:

1)	снизить уровень остаточных сварочных напряжений;

2)	стабилизировать структуру металла шва, т. е. значительно
сократить объемные превращения, связанные с распадом мартен-
сита, и повысить ее релаксационную стойкость.

В зависимости от режимов сварки и применяемых толщин раз-
меры зоны структурных превращений и зоны пластических дефор-
маций могут иметь различные величины и соотношения; разные
значения могут принимать и максимальные величины остаточных
напряжений.

Для каждого конкретного случая необходимо выбрать не только
оптимальную температуру нагрева, но также выбрать расстояние
от оси шва до охлаждающего приспособления, с тем чтобы обеспе-
чить получение необходимого градиента температуры.

10.3.3. Локальное глубокое охлаждение

Для таких материалов, как малоуглеродистые стали, некоторые
сплавы алюминия и титана, аустенитные хромоникелевые стали и
другие, характерным является образование в шве растягивающих
напряжений. Одной из основных причин деформирования сварных
соединений из этих материалов во времени является процесс ре-
лаксации остаточных сварочных напряжений и ползучесть. Для
снижения остаточных напряжений с целью стабилизации сварных
соединений из указанных материа- I
лов может быть применен метод низ- ““1	Вида

Рис. 187. Схема приспособления для Рис. 188. Схема прибора для измере-
обработки сварных соединений локаль-	ния упругих деформаций:

ным глубоким охлаждением	/ * вндакаторная головка; 2 — корпус;

3 — упорный винт
Рис. 189. Эффективность глубокого охлаждения (—150 °С) по снижению остаточны»
напряжений:

а —•	= 10 мм; б —	= 20 мм; в —	» 30 мм; е — образец; Л — база измерения

(10 мм); Вх — зона обработки

Метод локальной низкотемпературной обработки заключается
в общем нагреве всего изделия до 120—180 °С и последующего
резкого охлаждения зоны сварного соединения, например, жидким
азотом. Значительная разница температур охлаждаемой зоны и
нагретого металла создает высокие температурные напряжения,
вызывающие пластические деформации удлинения, обратные сва-
рочным.

Исследование возможности снижения остаточных сварочных на-
пряжений этим методом проводили на пластинах из СтЗ размерами
300x200x2 мм. Пластины проплавляли вольфрамовым электродом
в среде аргона. Режим сварки: 7СВ == 100 А, (/д = 18 В, осв = 9 м/ч.
Шов накладывали вдоль большей стороны (посредине пластины),
ширина зоны проплавления составляла 4—5 мм.

Пластину помещали в специальное приспособление (рис. 187)
и устанавливали в термостат, выдерживали до 120, 150, 180 °С,
а затем зону шва шириной 10, 20 и 30 мм охлаждали жидким азотом.

Определение остаточных напряжений проводили по методике,
разработанной в МВТУ им. Н. Э. Баумана и подробно освещенной
в работах [4, 26]. Съемный механический деформометр, исполь-
зуемый при данной методике, схематично представлен на рис. 188.
База измерения составляла 100 мм. Точность измерения линейных
абсолютных упругих деформаций, высвобождаемых механической
разрезкой фибр, составляла ±1 мкм.

По полученным расчетно-экспериментальным данным построена
представленная на рис. 189 эпюра остаточных напряжений для СтЗ.

Хотя по эффективности с точки зрения снятия остаточных на-
пряжений метод несколько уступает, например, УЗО (рис. 190),
его очевидным преимуществом является полное отсутствие внешнего
силового воздействия, что важно для снижения остаточных напря-
жений в изделиях, имеющих малую конструктивную жесткость и не
допускающих применение жестких технологических подкладок.

Кроме того, с позиции результатов исследований на аустенитных
сталях, представленных в данной монографии, стабилизирующий
231
Рис. 190. Эффективность УЗО по снижению остаточных напряжений в СтЗ:
а — без обработки, б — Руд — 13 МПа, о = 9 м/ч, в — РуЯ = 13 МПа, и = 6 м/ч; г —
Руд — 13 МПа, V — 4,5 м/ч

эффект для сварных соединений этих материалов, по-видимому,
будет высок и вследствие стабилизации метастабильных струк-
тур-

10.4.	ВИБРООБРАБОТКА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
ИЗ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

Анализ механизма самопроизвольного деформирования сварных
соединений из малоуглеродистой стали показывает, что для умень-
шения самопроизвольных деформаций в сварной конструкции не-
обходимо прежде всего снизить остаточные напряжения. Снижения
остаточных напряжений в сварных конструкциях можно достичь
различными методами: термической обработкой, прокаткой, про-
ковкой и другими. Однако эти методы требуют сложного оборудова-
ния и не всегда могут быть применены по техническим условиям.

Одним из наиболее перспективных методов снижения остаточных напряжений
в сварных конструкциях является вибрационная обработка, кот< рая находит все
большее применение как в СССР, так и за рубежом [8, 17, 26, 37] Замена термиче-
ской обработки на вибрационную позволяет не только поднять производительность
труда при производстве сварных конструкций, но и существенно снизить их себе-
стоимость за счет экономии электроэнергии, затрат иа оборудование и производ-
ственных площадей [8, 26].

Для стабилизации размеров сварных конструкций в производственных усло-
виях обычно используют промышленные вибрационные установки. Согласно ин-
струкции, прилагаемой к этим установкам, обработка конструкции производится
следующим образом. Сначала в зависимости от массы обрабатываемой конструкции
на вибраторе задается необходимая величина дисбаланса, которая, в свою очередь,
определяет величину возмущающей силы. Затем с помощью пьезодатчика обратной
связи, установленного на конструкции, определяются ее резонансные частоты, ко-
торые лежат в рабочем диапазоне частот вибратора. После этого на каждой из най-
денных резонансных частот производится обработка конструкции. Время оконча-
ния обработки определяется по прекращению изменения силы тока на обмотке
электродвигателя вибратора, что в среднем составляет 10—20 мин.

Такой подход к выбору режимов не позволяет оценить эффектив-
ность проведенной виброобработки для каждой конкретной сварной
конструкции и, следовательно, не может гарантировать сохранение
размеров этой конструкции в процессе ее хранения и эксплуатации.
232
Чтобы исследовать возможность стабилизации размеров сварных
конструкций из малоуглеродистой стали с помощью послесварочной
вибрационной обработки, были проведены исследования на плоских
образцах размерами 600x50x2 мм из стали 20, которые для имита-
ции сварного соединения проплавляли по кромке электрической
дугой. После оплавления кромки образцы обрабатывали на спе-
циальной вибрационной установке, схема которой представлена на
рис. 191. Для обработки образец 1 закрепляется на двух опорах
с помощью фиксирующих пальцев. После этого на образце устанав-
ливается механический вибратор 3 эксцентрикового типа с приводом
от электродвигателя постоянного тока. Частоту вибрационной об-
работки изменяли за счет изменения скорости вращения электро-
двигателя. Величина возмущающей силы задавалась массой экс-
центрика. Комплект сменных эксцентриков позволял изменять
возмущающую силу от 0 до 1000 Н. Контроль за режимами вибра-
ционной обработки производился с помощью наклеенного на обра-
зец предварительно отполированного тензодатчика 2. Сигнал от
тензодатчика усиливался тензоусилителем ТА-5 (4) и с помощью
самописца Н338-1П (5) записывался в виде виброграммы 6.

Следует отметить, что закрепление вибратора в двух точках
по краям рабочей зоны образца, как это показано на схеме, позво-
лило получить в образце равномерные по длине рабочей зоны и
синусоидально изменяющиеся во времени вибрационные колебания.
Таким образом обеспечивалась равная эффективность вибрационной
обработки по всем сечениям рабочей зоны образца.

Результаты экспериментального исследования снижения величины
самопроизвольных деформаций в сварных образцах после вибрацион-
ной обработки приведены на рис. 192. Как следует из представлен-
ных результатов, вибрационная обработка является эффективным
методом стабилизации размеров сварных соединений из малоугле-
родистой стали. Так, вибрационная обработка сварных образцов

Рис. 191 Схема стенда для виброобработки сварных
плоских образцов

1 — образец; 2 — датчик; 3 — вибратор: 4 — усили-
тель; 5 — самописец; 6 — виброграмма

Рис. 192. Влияние виброобработки на размерную
стабильность сварных соединений стали 20.

1 — без обработки. 2 — Од = 10 МПа, 3 Од --
= 20 МПа, 4 — Од - 40 МПа

8 Сагалевич В. М

и ДР-

233
с амплитудой вибрационных напряжений о> ~ 40 МПа в течение
20 мин позволила уменьшить последующие самопроизвольные де-
формации в сварном соединении почти в восемь раз.

Увеличение амплитуды вибрационных напряжений повышает эф-
фективность стабилизирующего воздействия вибрационной обработки.

Для выяснения причин стабилизирующего воздействия вибра-
ционной обработки на сварные соединения из малоуглеродистой
стали была исследована эффективность снижения остаточных на-
пряжений в этих соединениях при виброобработке. Измерение оста-
точных напряжений в оплавленной кромке плоского образца про-
изводилась по методике, изложенной в гл. 4. Результаты исследо-
вания эффективности снижения остаточных напряжений, в зависи-
мости от режимов вибрационной обработки, приведены на рис. 193.
Снижение остаточных напряжений представлено здесь в виде коэф-
фициента снижения остаточных напряжений к, определяемого как

— (аОст/ояач) 100 %.

В соответствии с полученными результатами вибрационная об-
работка позволяет почти в 4 раза снизить остаточные напряжения
в сварном соединении. С увеличением амплитуды вибрационной обра-
ботки эффективность снижения остаточных напряжений возрастает.
Длительность вибрационной обработки также влияет на ее эффек-
тивность, особенно в начальный момент обработки. Затем процент
снижения остаточных напряжений затухает. Поэтому производить
обработку более 10—20 мин малоэффективно и нецелесообразно.

Частота вибрационной обработки не оказывает влияния на
эффективность снижения остаточных напряжений, по крайней мере
в исследованном диапазоне частот 0—100 Гц.

Рис 193 Степень снижения остаточ-
ных напряжений при виброобработке:

1 — аА 10 МПа. 2 — Од — 20 МПа;

3 --	— 10 МПа

Рис 194. Влияние виброобработки на
микротвердость сварного соединения
из стали 20:

/ - без обработки; 2 -- после виброобра-
ботки
Таблица 18

Вид обработки	Зона	ВСр, мм	врад
Сварка	ом	36	0,0104
= 1800 Дж/см	ошз	38	0,0110
	Шов	60	0,0174
Виброобработка	ОМ	33	0,0096
Ох 40 МПа	ОШЗ	36	0,0104
10 мин / Р 54 Гн	Шов	81	0,0235

Снижение остаточных напряжений в металле сварного соединения
является основной, но не единственной причиной стабилизиру-
ющего воздействия вибрационной обработки. На рис. 194 показано
изменение микротвердости металла сварного соединения под дей-
ствием вибрационной обработки. Представленные результаты пока-
зывают, что микротвердость металла сварного соединения под
действием вибрационной обработки заметно изменяется. В сварном
шве она возрастает, а в околошовной зоне падает. Аналогичные
результаты получены и при измерении ширины дифракционной
рентгеновской линии 220 до и после виброобработки стальных
образцов, проплавленных по кромке электрической дугой. Измере-
ние ширины рентгеновской линии 220 производилось в железном
Ка-излучении на аппаратуре ДРОН-1,5. Результаты измерений
приведены в табл. 18. Здесь также наблюдается излучение рентге-
новской линии 220 в металле сварного шва и сужение ее в около-
шовной зоне и в основном металле.

Таким образом, вибрационная обработка не только снижает
остаточные напряжения в сварном соединении, но и одновременно
изменяет свойства самого металла сварного соединения, причем эти
изменения направлены на увеличение сопротивляемости металла
ползучести.

Выбор режимов вибрационной обработки для реальной сварной
конструкции должен производиться из условия достижения не-
обходимой стабильности ее геометрических размеров. Для этого
нужно решить обратную задачу самопроизвольного деформирования
сварной конструкции, в которую в качестве неизвестного входил бы
коэффициент снижения остаточных напряжений в сварном соеди-
нении, обеспечивающий самопроизвольную деформацию металла
не выше заданного допуска. Затем по известному коэффициенту
снижения остаточных напряжений можно найти целое семейство ре-
жимов виброобработки, позволяющих достичь требуемой стабиль-
ности размеров. В этом расчете не учитывается изменение свойств
металла сварного соединения под действием виброобработки, по-
этому полученные режимы обеспечивают стабилизацию размеров
сварной конструкции с некоторым запасом.
10.5.	ВЛИЯНИЕ УЗО НЛ СТАБИЛЬНОСТЬ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

10.5.1.	Влияние УЗО на размерную стабильность

Анализ возможности проведения процесса УЗО сварных соедине-
ний реальных конструкций, к которым предъявляются высокие тре-
бования в отношении размерной стабильности, показал, что обра-
ботка их может проводиться только по схеме А (рис. 195). Поэтому
УЗО плоских образцов, оплавленных по кромке, с целью изучения
влияния этого процесса на размерную стабильность, проводилась
по данной схеме. В исследованиях были использованы стали 35 и
40X13, являющиеся одними из основных конструкционных материа-
лов, используемых при изготовлении деталей и узлов точных прибо-
ров.

Исследование размерной нестабильности плоских сварных об-
разцов и влияние на нее УЗО осуществлялось следующим образом.
У партии образцов в специальном водоохлаждаемом медном приспо-
соблении оплавляли кромку. Сварка осуществлялась вольфрамовым
электродом в среде аргона. Режимы сварки для образцов из выше
перечисленных сталей приведены ниже.

Сталь 35 		6, мм  1,2	Ав’ А 35—40	Уд’ В  10	1»св, М/Ч  5
Сталь 35 		. .	2	70—75	12	5
40X13 .	...	...	2	55—60	12	5

Применение водоохлаждаемого приспособления при переплаве
кромки вызвано тем, что сварка реальных изделий осуществляется
с использованием теплоотводов, так как в противном случае термиче
ский цикл не удовлетворяет техническим требованиям.

Кроме того, как выяснилось в процессе исследований, при отра-
ботке методики оплавления кромки образцы, сваренные с охлажде-
нием, имеют значительно меньший разброс деформаций от сварки, что
свидетельствует о том, что использование образцов, сваренных без
охлаждения, в исследованиях может дать несэпосгавимые результаты.
Этот разброс является следствием различия термических циклов в об-

Рис. 195. Схемы
введения УЗ в свар-
ное соединение:

а — несогласованная;
б, в — обработки в
режиме «стоячей вол-
ны>
Рис. 196 Размерная стабильность плоских образцов из стали 35 толщиной 1,2 мм (а)
и 40X13 толщиной 2,0 мм (б) при 100 °С:

1, 2,3,5— после УЗО на различных режимах; 4 — без обработки

разцах, так как образцы свариваются в различных условиях (подо-
гревается подкладка и т. д.). Термический цикл в основном и опреде-
ляет деформации от сварки во времени (26].

При проведении исследований образцы, деформации которых от
сварки отличались на 10 % от средней деформации, рассчитанной по
формуле (95), отбраковывали:

х — ^пх1Х,	(95)

где х — результат измерения; № — общее число измерений; п —
число измерений с данным результатом.

После отбора образцов для исследований проводили их обработку
ультразвуком. На каждом режиме обработки использовали по три
образца.

Обработанные ультразвуковым контактным способом образцы и
образцы-свидетели устанавливали в приспособление для исследова-
ния деформаций во времени. Температура, при которой образцы вы-
держивали в течение 2 мес, .составляла 100 °С.

Температура испытаний также была обусловлена температурой
эксплуатации реальных конструкций.

Результаты исследований деформирования плоских образцов во
времени, а также влияние на эти деформации параметров процесса
УЗО представлены соответственно на рис. 196—198.

Рис. 197. Влияние статической силы прижима Р (а) и амплитуды ультразвуковых
колебаний (б) на деформацию образцов из стали 35 за 20 сут при 100 °С:

1 — А = 30 мкм; 2 — Л = 40 мкм; 3 — Р = Б0 Н; 4 — Р =* 100 Н; 5 — Р = 200 Н
Рис 198 Влияние параметров УЗО — скорости (а) и амплитуды (6) па стабильность
размеров при 100 °С:

а — сталь 35, б — 1,2 мм; б — сталь 40X13, 6 — 2 мм, 1 — Р - 50 Н, 2 — Р — 100 Н;

3 — Р - 200 И

Анализирея полученные результаты, можно отметить, что УЗО
способствует повышению размерной стабильности сварных соедине-
ний из исследованных сталей и ускорению периода стабилизации,
который для образцов-свидетелей составляет (для стали 35) при-
мерно 20 сут.

Основными параметрами процесса УЗО, которые способствуют
повышению размерной стабильности сварных соединений, являются
амплитуда ультразвуковых колебаний и усилие взаимодействия
обрабатываемой поверхности с акустической системой. Время обра-
ботки, которое в данном случае варьировалось скоростью перемеще-
ния вол повода-инструмента относительно обрабатываемой поверх-
ности, влияет на эффект повышения размерной стабильности незна-
чительно.

Полученные результаты исследований влияния УЗО на размер-
ную стабильность сварных плоских образцов, оплавленных по
кромке, свидетельствуют об эффективности использования этого
процесса в целях повышения размерной стабильности, однако они
дают лишь качественную картину. Для правильного и более эффек-
тивного проведения процесса УЗО в целях повышения размерной
стабильности необходимо выяснить физику явлений, приводящих
к эффекту повышения размерной стабильности обработанных ультра-
звуком сварных соединений, т. е. необходимо исследовать напря-
женное состояние в сварных соединениях, обработанных ультразву-
ком, и структурную стабильность обработанного ультразвуком ме-
талла в зоне термического влияния.

10.5.2.	Влияние УЗО на остаточные напряжения

Одним из основных факторов, вызывающих размерную нестабиль-
ность сварных соединений, являются остаточные напряжения. Зна-
ние остаточных напряжений, при наличии релаксационных характе-
ристик различных зон сварного соединения, позволяет оценить
его размерную стабильность в условиях эксплуатации. Поэтому в су-
щественной мере ответ на вопрос, в чем причина повышения размер-
ной стабильности сварных соединений, обработанных ультразвуком
заключен во влиянии этого процесса на остаточные напряжения.
Пользуясь разработанной методикой измерения остаточных на-
пряжений, были проведены исследования их распределения в свар-
ных соединениях сразу после сварки, после сварки и вылеживания
в течение длительного времени, соответствующего периоду размерной
стабилизации, а также влияния на распределение остаточных на-
пряжений ультразвуковой контактной обработки.

Анализируя экспериментально полученные кривые распределе-
ния остаточных напряжений, следует отметить, что в сварных соеди-
нениях из среднеуглеродистых сталей они имеют очень высокие значе-
ния и характеризуются значительным градиентом. Это связано с тем,
что в условиях термического цикла сварки в этих сталях происходят
структурные превращения, вызывающие появление в сварнсм соеди-
нении из этих сталей зоны с закаленной структурой, о чем свиде-
тельствует металлографический анализ.

В зоне с закаленной структурой действуют сжимающие напря-
жения, достигающие 450 МПа и более.

После вылеживания в течение 20 сут пиковые значения остаточ-
ных напряжений уменьшаются (рис. 199) и происходит практически
полная их стабилизация.

В образцах, обработанных ультразвуком, наблюдается значи-
тельное снижение остаточных напряжений (рис. 200), однако полного
снятия их не происходит. Причем они практически не изменяются
после вылеживания в течение длительного времени при 100 'С.

Аналогичным образом УЗО влияет на распределение остаточных
напряжений в сварных соединениях из стали 40X13 (рис. 201).

Таким образом, в обработанных ультразвуковым контактным спо-
собом сварных соединениях из сталей 35 и 40X13 происходит значи-

Рис 199. Перераспределение остаточ-
ных напряжений в плоских сварных
образцах из стали 35 (6 = 1,2 мм)
во времени-

/ -- после сварки, 2 — после сварки и
2 мое хранения при 100°С

тельное снижение остаточных напря-
жений. Основными параметрами про-
цесса УЗО, влияющими на перерас-
пределение остаточных напряжений,

Рис 200 Перераспределение остаточ-
ных напряжений в плоских сварных
образцах из стали 35 (6 - 1,2 мм)
после УЗО

! — после сварки и УЗО (А - 40 мкм,
Р - 200 Н, V - 1,2 м/ч); 2 - после свар-
ки, УЗО и 2 мес вылеживания при 100 °С
Рис 201. Перераспределение остаточ-
ных напряжений в сварных образцах
из стали 40X13 (6	2 мм) после УЗО:

1 — после сварки и УЗО; 2 — после
сварки

Рис 202 Влияние УЗО на размерную
стабильность зоны полной закалки ста-
ли 35:

1 — после закалки; 2 — после закалки и
УЗО (Л = 40 мкм, Р — 200 Н, V =
= 1,2 м/ч)

являются амплитуда ультразвуковых колебаний и усилие статиче-
ского взаимодействия акустической системы с обрабатываемой по-
верхностью.

10.5.3.	Влияние УЗО на структурную стабильность

При сварке сталей, претерпевающих структурные превращения
при термическом цикле сварки, в зоне сварного соединения появ-
ляются неустойчивые структуры, которые под влиянием ряда фак-
торов, основным из которых является температура, переходят в тер-
модинамически более устойчивую структурную модификацию. Это-
сопровождается изменением объема, а следовательно, и деформиро-
ванием сварной конструкции.

В сварном соединении из стали 35 структурно-неустойчивой мо-
дификацией является зона закалки, объем которой с течением вре-
мени, как было показано в гл. 5, 6, 8, уменьшается вследствие изме-
нения параметров кристаллической решетки (процесс перехода мар-
тенсита закалки в мартенсит отпуска).

Результаты исследований, представленные в гл. 5, 6, 8, показы-
вают, что на структурную стабильность зоны закалки оказывает
влияние напряженное состояние. Сжимающие напряжения интенси-
фицирует процесс структурной стабилизации мартенсита закалки.

В связи с тем, что структурная нестабильность зоны закалки
в сварном соединении из стали 35 является главным фактором, вы-
зывающим размерную нестабильность, необходимо было ответить на
вопрос о влиянии УЗО на структурную стабильность этой зоны.

Для этого были проведены экспериментальные исследования, ме-
тодика которых заключалась в следующем. Плоские образцы из
стали 35 размерами 2x10x200 мм, на которые предварительно были
нанесены базы для измерения линейных деформаций с помощью
деформометра конструкции МВТУ им. Баумана на базе 180 мм, тер-
мически сбрабашвали на структуру закалки. Режим термической
240
обработки был следующим: нагрев до 800—810 "С и охлаждение в
в воду. Твердость образцов после закалки составляла 45—50 НР.С
Выбор образцов и метода измерения деформаций были обусловлены
величиной ожидаемых деформаций вследствие структурных превра-
щений. Ориентировочная величина ожидаемых деформаций вследст-
вие структурных превращений была определена на основе результа-
тов исследований, приведенных в гл. 5.

Обработка ультразвуком образцов со структурой закалки осу-
ществлялась экспериментальным волноводом из стали 40X13, к концу
которого был припаян цилиндрический ролик диаметром 10 мм.
Режим обработки был выбран оптимальным с точки зрения сниже-
ния остаточных напряжений.

Результаты исследований приведены на рис. 202. Они свидетель-
ствуют о том, что УЗО способствует практически полной струк-
турной стабилизации обработанных образцов.

Таким образом, в результате экспериментальных исследований,
приведенных в данной главе, установлено, что размерная стабиль-
ность обработанных ультразвуком сварных соединений сталей 35
и 40X13 повышается вследствие положительного влияния УЗО на
факторы, вызывающие размерную нестабильность — остаточные
напряжения и структурную нестабильность.

10.6.	МЕТОДЫ СТАБИЛИЗАЦИИ ТОЧНЫХ СВАРНЫХ КОНСТРУКЦИЙ

10.6.1.	Характеристика сварной конструкции

Сварной узел представляет собой сборку жесткого корпуса с тон-
костенной цилиндрической оболочкой (рис. 203, а), соединяемых
двумя замыкающими круговыми швами, выполненными аргонодуго-
вой сваркой по отбортовке кромок толщиной 0,54-0,5 мм. Материал
деталей сварного узла — сталь 35 шлакового переплава. Ориенти-
ровочные режимы сварки узла: /св — 35 А, — 104-12 В, осв —
-- 30 м/ч.

I

Рис 203. Имитатор сварного узла (а) и связь угловых и линейных деформаций
от сварки с надежностью (б):
/ — корпус; 2 — оболочка; 3 — сварной шов
п

Рис 204 Схема измерения косвенных геометри-
ческих параметрон и их связь с линейным пара-
метром Г, ответственным за точность и качество
сварного узла

Технические условия на изготовление,
хранение, транспортировку и эксплуата-
цию узла предъявляют к последнему жест-
кие требования по долговременной раз-
мерной стабильности в процессе полного
цикла от изготовления до окончания срока
службы по истечении номинального ресур-
са. Максимальные отклонения геометри-
ческих параметров, ответственных за точ-
ность и надежность узла, не должны
превышать 10'6 при температуре окружаю-
щей среды до 100 °С. Номинальный режим
эксплуатации 50 СС. Однако допускаются
кратковременные колебания температуры
амплитудой от —50 до |100 1С. Техно-
логическими условиями категорически за-
прещается: 1) общий нагрев сварного узла

свыше 125 С; 2) воздействие жестких магнитных (электромагнитных)
и динамических силовых полей.

До определенного времени производился выходной контроль по
чисто служебным характеристикам сварного узла. Стабильность во
времени геометрических параметров узла оценивалась по угловому
развороту а торцовых поверхностей (рис. 204). Точность измерения
а ± 0,5", что составляет —25—50 % амплитудного значения дефор-
маций во времени. Проведенные в настоящей работе исследования
показали, что наряду с недопустимо низкой чувствительностью
средств измерения параметра методика его измерения не обеспечивает
определения истинного (экстремального) значения угловых разворо-
тов торцов сварного узла, о чем подробно говорится ниже.

В связи с этим до настоящего времени отсутствовали надежные
данные по формоизменениям сварного узла как в ходе технологиче-
ского процесса изготовления, так и при его стендовых испытаниях
с имитацией форсированного эксплуатационного режима. В резуль-
тате при резком снижении служебных характеристик в ходе стендо-
вых испытаний не удавалось оценить удельный вес факторов, сни-
жающих точность и надежность конструкции. В частности, удельный
вес сварочных формоизменений априорно принимался равным —10 %.

Поэтому изучение послесварочного напряженно-деформирован-
ного состояния, в значительной мере определяющего стабильность
форм и размеров во времени, является первоочередной задачей.

10.6.2.	Послесварочное деформированное состояние сварного узла

Имеющиеся приближенные данные по измерению остаточных сва-
рочных приращений параметров А и ос, ответственных за точность
и надежность узла (см. рис 203, б), свидетельствуют о том, что эго
242
величины порядка —5 мкм и ±30". Однако низкая точность приме-
няемых измерительных средств (±1 мкм и ±0,5"), усугубляющаяся
резким ее снижением при формоизменениях узла, сопровождающихся
искажением базовых поверхностей, позволяет ориентироваться на
эти величины лишь в первом приближении.

Непосредственное измерение параметров Ь и а как в процессе
изготовления узла, так и при имитации эксплуатационного режима,
учитывая требуемую чувствительность (~10-7 — 10~в), при совре-
менном состоянии измерительной техники крайне сложно.

В этой связи была разработана методика регистрации угловых
и линейных деформаций узла по косвенным геометрическим параме-
трам / и <р (см. рис. 204), позволяющим применять высокочувствитель-
ные средства измерения. Ввиду того, что корпус узла отличается
достаточно большой жесткостью и после сварки имеет уровень оста-
точных деформаций порядка 10_®—10~3 мм/мм, не вызывает сомне-
ний, что напряженно-деформированное состояние в макрообъемах
подчиняется основным положениям теории упругости. Отсюда оче-
видно, что при изменении величины возмущающих силовых факто-
ров Л4Ж) после сварки справедливо следующее соотношение:

н/'Д/ -- аЫАЬ	б/а/Да - й(р/Д<р — Р (/хр),	(96)

где а’/, ЛЬ, <1а, <1ц> — приращение геометрических параметров при из-
менении (}х, Мх во времени; Д/, ДЛ, Да, Д<р - - значения исходных
приращений геометрических параметров при /хр - 0; Р (/хр) — функ-
ция времени.

Из выражения (96) следует, что косвенный метод измерения позво-
ляет количественно проследить за изменениями основных параметров
Лиа при известном начальном (послесварочном) приращении послед-
них во времени.

Для измерения косвенных параметров 7 и ср были использованы
оптические методы измерения — интерференционный и теневой.
Первый из них основан на явлении интерференции когерентных
световых лучей, имеющих разность хода, которая в данном конкрет-
ном случае обусловлена отклонением исследуемой зеркальной по-
верхности на торце сварного узла (рис. 204) от идеальной плоскости.
Чувствительность данного метода 6 составляет

6 = 0,05В,	(97)

где В — ширина интерференционной полосы.

В использованном приборе контроля плоскостности (гл. 9) источ-
ник когерентного излучения обеспечивает ширину интерференцион-
ной полосы В — 0,3 мкм. Следовательно, из (97) получаем 6 —
- - 0,05 0,3 - 0,015 - 1,5-10-2 мкм.

Интерферограммы, зафиксированные на фотопленке, расшифро-
вываются с помощью соотношений геометрической оптики. Типовая
фотоинтерферограмма представлена на рис. 205.

Однако учитывая большую трудоемкость расшифровки фотоин-
терферограмм, была разработана методика измерения угловых де-
Рис. 205. Фотоиитерферограмма торца
имитатора после сварки

Рис. 206. Схема деформированного
состояния имитатора после сварки

формаций по <х на базе теневого оптического метода с использованием
прибора ИАБ-455 (см. гл. 9) точностью ±0,1".

Измерения параметров / и ср, проведенные на партии имитаторов
сварного узла, показали, что после сварки происходит значительное
искажение формы корпуса узла (рис. 106), и величины / и ср соответ-
ственно составляют

(Аф! =-2'18", Дф2= 5'05";

А/д — 9 мкм । .	,	#

' 2	( Аср; = ф- 0 58 , Аср? = 214.

Топография торцовой поверхности узла в исследованной зоне
в развернутом виде показана на рис. 207. Хорошо видно, что торцо-
вая поверхность корпуса узла после сварки имеет четко выражен-
ную «седловидность». Степень седловидности, определяемая вели-
чиной А/о, для всех сваренных имитаторов стабильно лежит в районе
от 28 до 32 интерференционных полос, т. е. от 8,4 до 9,6 мкм. Природа

седловидности, по-видимому, связана с наличием связующих торцы

корпуса ветвей, за счет

чего резко отличается
жесткость корпуса по

осям
рис.

Рис.

1—1 и II—II (см.

203, о)

207. Топографическая

развертка кольцевой зеркаль-
ной дорожки (см. рис. 205)
торца имитатора после свар-
ки:

а и б - границы смещения
седловины
Однако если стабильность А/„ высока, то величины ф, и ф2 имеют
значительный разброс (20—30 %), в некоторых случаях и до 70 %.
Причина такой нестабильности была выявлена при анализе развер-
ток топографии (рис. 207) торцов для экстремальных и среднего зна-
чения параметров фх и <р2. Оказалось, что в некоторых случаях после
сварки седловина оказывается смещенной относительно осей /—/ и
//—II торцов корпуса. Смещение в некоторых случаях достигает 30°
и более. Причина такого эффекта, по-видимому, кроется в нарушении
технологического процесса сварки, когда сварка начинается с произ-
вольного места, и в нестабильности зазора по периметру шва. Для
окончательного выяснения причин «ползучести» седловины необхо-
димы специальные исследования, выходящие за рамки проблемы
размерной стабилизации.

Весьма важным выводом из обнаруженного явления является то,
что формальный подход к измерению внешних деформаций сварного
узла без параллельного или предварительного анализа исходного
(послесварочного) деформированного состояния может привести
к неправильным как количественным, так и качественным выводам.

Таким образом, ранее действовавшая методика измерения по а,
не учитывавшая эффекта «ползучести» седловины, пе может ни в ка-
чественном, ни тем более в количественном аспекте считаться доста-
точно корректной.

Практическим следствием, вытекающим из изложенного выше,
следует считать необходимость введения в технологический процесс
контрольной операции по определению величины А/о после сварки.
Если последняя обнаруживает существенное отклонение от номинала,
определенного опытным путем, то очевидна «ползучесть» седловины,
и для определения ее экстремальных осей необходимо построение то-
пографической развертки.

10.6.3.	Стабильность остаточных деформаций
сварного узла в эксплуатационном режиме

В ходе эксплуатации сварной узел подвергается воздействию все-
возможных статических и динамических возмущений кратковре-
менного характера и малой амплитуды. В этой связи специальное
исследование влияния этих эпизодических и невысоких по уровню
возмущений на стабильность размеров нецелесообразно. Существует
заложенная в технические условия на его изготовление стандартная
методика стендовых испытаний. Согласно последней, указанные выше
возмущения имитируются воздействием на сварной узел жестких
температурных режимов, заключающихся в чередовании темпера-
туры окружающей среды в пределах от 4-100 до —50 °С.

Однако основным критерием оценки размерной стабильности,
заложенным в технические условия, является величина деформаций
при 100 °С в течение 20 сут. по параметрам а и Ь с предварительным
воздействием десяти «термоударов» (ф-100-----50 °С).

Измерение параметров ос и Ё до настоящего времени осуществля-
лось с помощью вертикального оптиметра ИКВ-6 и гониометра-спек-
245
Рис. 208 Размерная стабильность имитатора в процессе изготовления и стендовых
испытаний при использовании старой методики регистрации приращений Ь и а:
I — 1 00 °С, II — / — [(— 50) — (-[ 100)]°С; Л — сварка, Б — термоциклирование; В -
длительное хранение

трометра ГС-1М (см. гл. 9) с точностью +0,5 мкм и +0,5" соответст-
венно.

На рис. 208 показано развитие самопроизвольных формоизмене-
ний сварного узла в ходе технологического процесса и стендовых ис-
пытаний по данным, полученным на оптиметре ИКВ-6 и гониометре
ГС-1М. Очевидный разброс значений аи 1и явное отсутствие корре-
ляции между ними является следствием низкой чувствительности
средств измерения и несовершенства (некорректности) методики из-
мерения. Однако приведенные данные в первом приближении позво-
ляют сделать вывод о том, что как в процессе изготовления, так и
при стендовых испытаниях протекают необратимые самопроизвольные
деформации сварного узла, сопровождающиеся увеличением исход-
ных послесварочных значений а и I. Максимальная интенсивность
деформирования приходится на этап стендового испытания в условиях
имитации длительного хранения в формированном температурном
режиме (100 °С, 20 сут). Особо следует отметить, что технологическая
операция стабилизации размеров сварного узла методом термоцик-
лирования не дает должного эффекта.

Однако, как указывалось выше, в количественном аспекте эти
данные некорректны и непригодны для их использования при рас-
чете и проектировании сварного узла прибора.

Экспериментальные исследования, проведенные на имитаторах
сварного узла с применением разработанной методики по измерению
деформаций во времени косвенным методом, дали результаты, пред-
ставленные на рис. 209. Их анализ показывает, что самопроизволь-
ное деформирование имитаторов происходит во всем диапазоне ис-
следований и не заканчивается после вылеживания при 100 °С. В це-
лом развитие деформаций носит монотонный характер без резко вы-
раженных участков максимальной интенсивности процесса. Термо-
246
циклирование практически не влияет на качественный и количествен-
ный характер деформационных кривых.

Особо следует отметить практически нулевой разброс полученных
результатов, что позволяет говорить о высокой надежности методики
измерения.

Подводя итоги, можно констатировать, что максимальная вели-
чина деформаций во времени имитаторов сварного узла по а и I за
20 сут вылеживания при ±100 °С составляет:

(^=-0'30", (/ф2 = — 0'11";

I , , I Л'1П' л Г г Л'Лл"	0,3 МКМ,

I сйр[ = 4-0 12 , йф2 = ±0 04	'2

где афьг и а'ф1.2 — угловые деформации торцов 1 и 2 по осям I и II
(рис. 204) узла соответственно.

Однако для использования полученных результатов в количест-
венном отношении с целью оценки размерной стабильности сварного
узла необходимо от косвенных параметров перейти к а и Ь. Для
этого воспользуемся соотношением (96) и данными по измерению а и
Ь от сварки. Как указывалось выше, приращения параметров а и Ь
после сварки имитаторов составляют

Да - ±30"; ДВ — —5 мкм.

Из (96) имеем

- а[ (ДЬ/Д/),	(98)

где аЬ — приращение параметра В за 20 суг вылеживания при
100 С,С; <7/—приращение косвенного параметра / за 20 сут при
100 СС; ДЛ, Л/ — приращения параметров Ь и / после сварки.

Из (98) получаем

аЬ - а[ (—5/Д/).	(99)

В соотношениях (98) и (99) неизвестными величинами являются
и Д/, поскольку из-за конструктивных особенностей имитаторов

Рис 209. Размерная стабильность имитатора при использовании разработанной
методики регистр.-!пни деформаций но времени:

I — 100 °С; II — [( - &0)	(-] 100)] °С, А - сварка, Ь — термоииклиронание, В - дли

те^ьцое хранение
и сварных узлов на торце 1 непосредственное измерение косвенного
параметра / невозможно. Однако учитывая, что

I а/ = ад-дад,
а из (96)

( АД/АД, = А^/Лч'2,

определим из (100) АД и с/Д:

АД (-138/ -305) (~ 9)- - 4,1 мкм;

с/Д - (-30'- -11) ( 0,3) - - 0,8 мкм.
Отсюда

А[ - --0,8 мкм -|-(—0,3) мкм — -1,1 мкм;

А/ — -4,1 мкм -|-(-9) мкм --	13,1 мкм.

Окончательно из (98) и (99)

АЬ ( -1,1) ( 5)/- 13,1 - - 0,42 мкм	(101)

Учитывая, что АЬ - АЬУ \-АЬ>, определим величины АРГ и АЬ>,
т. е. приращения Л на торцах 1 и 2 в отдельности. Из (96) очевидно,
что

йЬ,1АЦ - а^/АК =	- 30 11 = 2,7.	(102)

Из (101) и (102) находим АЬг и АЬ/

3,7 АР, ~ АЬ - - 0,42 мкм;

АЬ2 — —0,42/3,7 — —0,11 мкм;

«7.! =- —0,42 — ( 0,11)-----0,31 мкм;

АЛ( - АЛ (АД/АД) - —1,6 мкм;

кЬ, - _ 5 _ (—1,6)	3.4 мкм.

Приращение параметра а через 20 сут при 100 °С можно опреде-
лить из соотношения (96)

АЬ!\Р аа/ка.

Учитывая, что Ла + 30’,

Аа - АЬ Аа/ЛЛ (—0,42) (±30 -5) - ±2,5".

Определим значение Р (/) для I - 26 сут из соотношения (96):

Р1 (20) = 30 —138 -- 0,22,

Л (20) --	11,' 305 ~ 0,035;

Р (20) -= - 0,42/ 5 - 0,08.
Окончательно деформационные характеристики узла равны:

(20)	-= ±2,5"; ЛЬ (20) -= - 0,42 мкм;

Да — ±30";	= —5 мкм.

Величина Р (/хр) представляет собой по аналогии с плоским об-
разцом ДРуС/РуС -- Д(р/(рСв, т. е в нашем случае Р (/хр) - ДЛ4Х/Л4Х,
где Мх — изгибающий момент, возникающий в сварном соединении
узла при сварке и изменяющийся во времени.

Очевидно, что йЬ (20) = 1,4 с!/., (20).

В целом можно сделать заключение о том, что как сварочные, так
и послесварочные деформации узла, дифференцированные по торцам
/ и 2, крайне неравномерны. Амплитуда внешних деформаций узла
за 20 сут при 100 °С превышает уровень предельно допустимого
значения.

10.6.4.	Методика определения остаточных напряжений
в круговых швах сварной оболочки

Методика измерения остаточных напряжений в круговых швах
оболочки построена на том же принципе, что и для плоских сварных
образцов, т. е. на удалении напряженных слоев и пересчета упругих
деформаций в силовые факторы и напряжения. Удаление напряжен-
ных слоев в данном случае осуществляли в специальном приспособле-
нии алмазным кругом с интенсивным охлаждением обрабатываемого
объекта эмульсионной жидкостью (СОЖ). Ширина снимаемых слоев
металла составляла в среднем 0,1 мм и измерялась с помощью опти-
метра ИКВ-6.

Регистрация упругих деформаций (перемещений) осуществлялась
двумя методами: тензометрированием с помощью малобазных (1 мм)
датчиков сопротивления, приклеенных в зоне, прилежащей к свар-
ному шву, и теневым оптическим методом с регистрацией угловых
перемещений в зоне сварного соединения по углу разворота микро-
зеркальных оптических датчиков, притертых на поверхности обо-
лочки (рис. 210). Точность регистрации линейных деформаций мето
дом тензометрирования из-за существенных вариаций (до ±5-10~5)
малобазных тензодатч 'ков составляла ~ 10-4, а при измерениях углов
V теневым методом ±0,1".

Учитывая, что

V - <Ых,	(103)

где V — угловая деформация оболочки; с/со — перемещение оболочки;
(1х - база измерения, и

еф -= ы/Р,	(104)

где рф — деформация в окружном направлении; У — радиус цилин-
дрической оболочки, из (103) и (104) при (1х - 1 мм; /? — 40 мм и
V 0,1" точность измерения линейных деформаций о> составит
Рис 210 Схема расположения тензо-
датчиков и оптических зеркальных
площадок на цилиндрической оболочке
имитатора

Рис 211 Изменение угловых и линей-
ных деформаций оболочки в процессе
срезки напряженных слоев:

1 — угол 1^; 2 — угол 3 — при тен-
зометрировании

~10~3 мкм, а относительных деформаций е ~ 10"8	10“7, т. е. на

три порядка выше, чем при тензометрировании. Причем при теневом
методе точность возрастает по мере уменьшения диаметра микрозер-
кального оптического датчика. При величине последнего в нашем
случае ~0,2—0,3 мм можно ориентироваться на точность ~ ±0,5",
т. е. по о) ± 5-10'3 мкм и по е ± 10-7.

Кривые изменения угла V в зависимости от ширины снимаемого
слоя с1х представлены на рис. 211. Там же показаны изменения при
тензометрировании. Анализ кривых показывает, что теневой метод
дает более стабильные результаты по сравнению с тензометрирова-
нием, имеющим существенный разброс.

Расчетная схема для определения силовых факторов I), М и М
в кольцевом снимаемом слое представлена на рис. 212. Согласно этой
схеме имеем тонкостенную оболочку с наложенными на ее правом
краю граничными условиями (геометрическими). Для определения
остаточных напряжений принимаем следующую расчетную схему:
тонкостенная цилиндрическая оболочка стыкуется с кольцом.

При рассмотрении упругого сопряжения кольца и оболочки
па правом краю вводим силовые факторы 0, М, Ы. Из уравнения
равновесия для кольца определяем, что /V < ф; это позволяет пре-
небречь фактором IV.

Расчет тонкостенной цилиндрической оболочки производим по
безмоментной теории, основываясь на следующем.

1.	Нормаль к срединной поверхности до и после деформации
остается нормалью.

2.	Составляющая напряжений аг -- 0, т. е. имеем плоско-на-
пряженное состояние.

Поскольку оболочка длинная (1)Ь - 18 >3), из расчета на-
пряженно-деф’рмировапного состояния последней с учетом крае-
250
вого эффекта при принятой нагрузке получаем следующие фор-
мулы:

VI = [- Iх'3/(1 - р2)/Е]। ₽/8 ([2) 3(1 — ц2)/3] х

х 1(ОМ(0) СО8 Р16-01) — (<УЙ/СО8Р|) [ 81П РП б’-Р*};	(105)

г2 = - (и 3(1—Р?)/Е) /7?/б {[2|/ 3 (1 - р2)/3] РМ(0) соз р2 е~₽! —

— СГЙ (соз р2 + 81П р2) е-р2}>

где Щ;2 — экспериментально полученные значения угловых дефор-
маций;

Р1,2 =' —Ь(х0 ’ -Г),а); Ь { I 3(1 - р2)/( /?б « 1,285/[ А’б; р. - 0,3.

Из эксперимента известны геометрические факторы V], 2 (см.
рис. 211) Таким образом, в уравнениях (105) неизвестными являются
о,м (о) и о*. Решая относительно них систему уравнений (105), опре-
деляем значения Олцо) и о*. Эти величины связаны с силовыми фак-
торами Л1(О) и ф0 следующими соотношениями:

Л4(о) = »м(о)6/6; (?о = о*б/(2р З - р2 > /?Л),	(106)

где — радиус оболочек, см; б - толщина оболочки, см; И — ши-

рина снимаемого слоя, см.

Таким образом, определив силовые факторы на правом краю
оболочки, тем самым мы определили силовые факторы, действующие
на кольцо (рис 212).

Расчет кольца основан на гипотезе об одноосном напряженном
состоянии. Максимальные напряжения в кольце <иршах определяются
из уравнения (106) 121:

°Фтах -	+ ( Л4(о)/7) Л/2,

где	Е - /тб; — /т3б/12; Я > б, или

Рис 212. Расчетная схема определения оста-
точных напряжений в сварном шве цилиндри-
ческой оболочки (.V <с фо, о,, а; 0, ВЬ > 3)

М(о)/Г.

Расчетно-эксперименталь-
ная эпюра остаточных на-
пряжений Оф (у) в сварных
швах оболочки представлена
на рис. 213. Анализ напря-

Рис. 213 Участок эпюры остаточ-
ных напряжений в пиковой зоне
женного состояния сварных швов оболочки свидетельствует о том,
что пиковые значения остаточных напряжений в зоне полной и не-
полной закалки мало отличаются по величине от имеющих место
в плоском образце. Незначительное снижение уровня напряжений
связано, вероятно, с различной жесткостью оболочки и плоского
образца.

Изложенная выше расчетно-экспериментальная методика опре-
деления остаточных напряжений в круговых (кольцевых) швах тон-
костенных цилиндрических оболочек на базе теневого оптического
метода регистрации упругих угловых деформаций отличается по
сравнению с тензометрированием большей чувствительностью (на
порядок) и точностью (на два порядка).

10.6.5.	Размерная стабилизация сварных конструкций

Применение локальной термической обработки для стабилизации
форм и размеров сварных конструкций было предложено в работе
126], где разработан метод размерной стабилизации сварных узлов
среднеуглеродистых конструкционных сталей, основанный на термо-
пластической местной низкотемпературной обработке зоны сварного
шва путем наложения стационарного температурного поля с /гпах —
250 'С и градиентом (ШЛу, равным ~25 “СУмм.

Исследования, проведенные на плоских образцах сечением
100X1,5 мм из стали 35, показали что 2-ч выдержки при данной тем-
пературе достаточно для снижения остаточных напряжений на 60 %
и повышения размерной стабильности. Однако в нашем случае эф-
фекта в 60 % явно недостаточно, поскольку остаточные напряжения
при этом снизятся до — (100— 150) МПа, а деформации во времени
в 3—4 раза, т. е. для плоского образца за 30 сут вылеживания при
100 °С составят ~30—40 мкм, а для реального сварного узла ~
~0,15 мкм, что недостаточно для обеспечения необходимого запаса
надежности.

Степень распада мартенсита, па наш взгляд, также недостаточна,
поскольку средняя величина сжимающих напряжений при этом до-
стигает 800 МПа, что существенно ниже величины, необходимой для
гетерогенного распада мартенсита при данной температуре (см. гл. 8).
Основным же расчетно-методическим недостатком является то, что
необоснованно величина о02 для зоны полной закалки принята рав-
ной 300 МПа (что соответствует значению о0,2 зоны отпуска), т. е.
существенно занижена.

На рис. 140 показаны кривые деформирования плоского образца
из стали 35 после МНТО (по режиму: 250 °С, 2 ч) — кривая 3 и без
обработки — кривая 1. Очевидно, что стабилизирующий эффект
невысок по сравнению с импульсной МТО (ИМТО).

Кроме того, процесс стабилизации МНТО трудоемок и пожаро-
опасен. А если учесть реальную возможность падения давления в сети
охлаждающей жидкости, то вполне вероятен перегрев узла свыше
100 °С. Помимо этого, измерения температурного поля при радиа-
ционном нагреве в процессе МНТО узла показали существенную
252
нестабильность максимальных температур по периметру обрабаты-
ваемых сварных швов.

Метод стабилизации сварных соединений наложением динамиче-
ского температурного поля за счет значительно более высоких тем-
пературных градиентов (при /„ -> 0 (1И(1у шах), находящихся при
конечной величине /н = 0,5ч-1,0 с на уровне 400—200 °С/мм, что
более чем на порядок превышает температурные градиенты стацио-
нарного поля, а также за счет повышенных температур в принципе
может обеспечить практически полную стабилизацию мартенсита
закалки и перевести сжимавшие напряжения в растягивающие до
+аП,2-

При температуре ванны 550 СС и глубине погружения в нее кромки
0,5—1,0 мм температурные поля для момента времени Лн -- 0,5 с и
/2н = 1,0 с (см. рис. 138, 139) хорошо аппроксимируются следую-
щими зависимостями:

/ = 550е_(^+12>/2 при /2Н -= 1,0 с;	(107)

I = 550е-<У+,2)/°'7 при /1н = 0,5 с.	(108)

Из уравнения температурных напряжений, возникающих в гон-
кой пластинке при нагреве — см. (91а)

+й

оя = аЕ — / (у) -|- 1/2/г | I (у) Лу '

-Н

Зу/2П^ ] 1{у)у(1у.

-н

После подстановки (107) и (108) получаем
сгя(/н= 1) = 0,23[—550<?-^+12>/2 I 46	13,4г/];	(109)

(/„ = 0,5) = 0,23 [— 55Оа-(^2)/о-’-^ 16 3,8г/] (ПО)

На рис. 214 представлены эпюры временных температурных на-
пряжений ах при /1Ц = 0,5 с и г2п = 1,0 с, построенные по (109) и
(ПО). Суммируясь с остаточными сварочными напряжениями
(рис. 214), ох (/) обеспечивают создание в зоне мартенситной струк-
туры временных сжимающих напряжений величиной до о,11ах —

Рис. 214. Перераспределение внутренних напряжений в сварном соединении в про-
цессе ИМТО
— —1600 МПа (/1Ц -- 0,5 с) и <т|||ах - —1300 МПа (/,„ — 1 с). Сред-
ний же уровень по зоне полной закалки составляет в обоих случаях
-800 МПа. Однако при - 1,0 с за счет существенного выравни-
вания температурного поля по сравнению с 11а = 0,5 с средняя тем-
пература в зоне полной закалки составляет 400 °С по сравнению
с 280 °С при /]н -- 0,5 с.

Следовательно, для полного распада мартенсита стали 35 при
400 °С величина статического нагружения должна составить
—700 МПа, а при 300 С —800 МПа. Таким образом, получается сле-
дующая картина. В зоне полной закалки при /1П — 0,5 с происходит
частичное снижение тетр а тональности мартенсита (примерно на
50 %), а при /2н — 1.0 с мартенсит полностью распадается на фер-
ритопементитную смесь. Уровень временных напряжений при этом
резко падает в обоих случаях: при 61н -- 0,5 с за счет малой жест-
кости образца примерно на 200 МПа, а при /2н — 1,0 с - - примерно
на 400 МПа. Результирующая после снятия температурного поля и
охлаждения эпюра напряжений в сварном соединении показана на
рис. 214, В зоне полной закалки остаточные напряжения при /1п
=0,5 с составляют ориентировочно —100 МПа, а при 12п — 1,0 с пере-
ходят в растягивающие величиной около -|-100 МПа. Эксперимен-
тально полученные эпюры напряжений подтверждают хорошую схо-
димость расчетных и экспериментальных результатов. Незначитель-
ная (~10 %) разница в количественном отношении, вероятно,
обусловлена кратковременностью воздействия температурных
полей.

На рис. 140 представлены кривые деформирования плоских свар-
ных образцов из стали 35 после обработки импульсной МТО. Наи-
лучший стабилизирующий эффект достигается при - 0,5 с.
При 62н —- 1,0 с деформации во времени изменяют свой знак и доста-
точно высоки по уровню. Это можно объяснить тем, что при высоких
скоростях нагрева (в данном случае достигает 320 К/с) второе
превращение при отпуске (распад остаточного аустенита) подавляется.
В результате после обработки при /2н = 1,0 с в зоне неполной и
в меньшей мере полной закалки остается суммарно ~3— 5 % оста-
точного аустенита, на который наложено поле растягивающих на-
пряжений, интенсифицирующих его дальнейший распад, который
сопровождается увеличением удельного объема. При /1н — 0,5 с
после обработки в зоне существования остаточного аустенита дейст-
вуют сжимающие напряжения —50 100 МПа, что подавляет
его дальнейший распад при вылеживании.

Для реализации разработанного метода размерной стабилизации
на сварном узле была спроектирована и изготовлена лабораторная
установка (рис. 215), основными узлами которой являются кольцевая
ванночка 3 с расплавом селитры (КМО3 + 1ЧаМО3), которая нагре-
вается радиационным способом нихромовой спиралью 2, расположен-
ной в керамическом футере и питающейся от сети переменного тока
67 ~ 36 В через лабораторный трансформатор мощностью 2 кВт.
Контроль за температурным режимом осуществляется посредством
тарированных хромель-алюмелевых термопар диаметром 0,3 мм с по-
254
Рис. 215 Схема лабораторной уста-
новки для ИМТО круговых швов ими-
татора сварного узла:

1 — сварной узел; 2 — нихромовая спи-
раль; 3 — кольцевая ванночка с распла-
вом солей; 4, 6 — кольцевой холодиль-
ник; 5 -- круговой холодильник; 7 — зо-
лотниковое устройство

Рис 216. Кривые изменения угла и
при срезке напряженных слоев свар-
ного соединения имитатора после

ИМТО-

/ — торец 1 без обработки, 2 - торец 2
без обработки, 3 - торец / — ИМТО'
400 °С, 1 с, 4 - торец 2 — ИМТО- 400 °С,
0,5 с, 5 - торец 2 -- ИМТО 550 °С, 0.5 с;

6' - торец / - ИМТО. 550 °С, I с

мощью переносного потенциометра ПН-63 класса 0,05. Погрешность
измерения не превышает ±2 %.

При выборе режима термообработки учитывался тот факт, что
уровень сжимающих напряжений в швах на торцах I и 2 узла асим-
метричен и несколько ниже по сравнению с плоскими образцами.
В этой связи были опробованы следующие режимы стабилизации:

Режим	I:	торец /: /тах	—	550 СС,	- 0,5 с;

торец 2: /П1ах	- -	400 СС,	- 0,5 с.

Режим	II: торец /: /гаах	--	550 °С, /п - 1,0 с;

торец 2: /,пах	400 °С,	1,0 с.

Режим III: торец Г. 1тт -- 400 СС, 1п - 1,0 с;

торец 2: /,пах -= 400 ГС, — 0,5 с

Рис. 217. Влияние ИМТО на стабиль-
ность параметров к и а имитатора

Рис. 218 Влияние ИМТО на распре-
деление микротвердости в сварном
соединении имитатора

/ - после сварки. 2 - ИМТО. 400 °С,
0,5 с, 3 - ИМ ГО. 550 °С, 0,5 с
пых напряжений в сварных

Рис 219 Влияние ИМТО па стабильность гео*
метрического параметра а при 100 °С-
/ - без обработки: 2 — Vзлы-свидетели: 3 — ИМТО
(400 °С, Л — '1 с, = 0,5 с)

На рис. 216 представлены кривые
Аг/ (И), полученные при срезке напря-
женных слоев, подвергнутых ИМТО и
необработанных имитаторов узла. Оче-
видно, что после ИМТО уровень остаточ-
швах резко снижается и при обработке

по режиму I = 550 °С, 7„ - 1,0 с сжимающие напряжения <тф пере-
ходят в растягивающие. Подтверждением тому служат кривые де-

формирования во времени (рис. 217), из которых следует, что наиболее
близким к ошималыюму из исследованных режимов является режим
III, при котором деформации во времени снижаются на 90 %, а при
режиме II деформации меняют знак на противоположный. Об эф-
фективности ИМТО свидетельствуют также результаты измерения
твердости (рис. 218).

Опытная проверка результатов на партии из десяти сварных уз-
лов при реализации режима III показала, что колебания основного

геометрического параметра а, связанного с надежностью узла, соста-
вили для нетермообработанных узлов за 20 сут более ±2", а для уз-
лов, стабилизированных путем ИМТО, ±0,5", что соответствует по-
грешности измерения, о чем свидетельствуют кривые деформирова-
ния узлов-свидетелей, не имеющих сварных швов (рис. 219). Это
позволило рекомендовать метод ИМТО к внедрению в производство
точных сварных конструкций.

Перспективы решения проблемы. Подводя итоги проведенных
за последние 30 лет экспериментально-теоретических исследований
проблемы размерной нестабильности сварных соединений и конст-
рукций из достаточно широкого круга конструкционных сплавов,
можно сделать следующие выводы.

Многие аспекты природы явления размерной нестабильности
сварных соединений мало- и среднеуглеродистых, низколегирован-
ных и аустенитных хромоникелевых сталей изучены достаточно глу-
боко и разносторонне, хотя, безусловно, далеко не полностью. В част-
ности, изучению поведения тонкой структуры и полей напряжений
высших родов в различных зонах сварного соединения с течением
времени посвящено крайне ограниченное число работ, а именно ак-
тивностью этих процессов и определяется в конечном счете стабиль-
ность во времени полей напряжений I рода и геометрии сварного

соединения и конструкции в целом.

Недостаточно исследовано влияние на размерную стабильность
конструктивных, технологических и эксплуатационных факторов,
которые могут в значительной мере влиять на количественные и даже
качественные параметры исходного (статического) структурного и
напряженно-деформированного состояния (СНДС) и последующую
динамику его поведения во времени. Этим и объясняется сложность,
трудоемкость и не всегда высокая точность существующих методов
аналитического и расчетно-экспериментального прогнозирования
размерной нестабильности.

Трудность решения проблемы усугубляется и тем, что номенкла-
тура конструкционных материалов постоянно расширяется, а тре-
бования к стабильности геометрии ответственных сварных конструк-
ций неуклонно растут. В этой связи представляется крайне актуаль-
ной задача разработки универсальных оперативных и надежных
методов и средств исследования, прогнозирования, диагностики и
контроля собственно размерной стабильности сварных соединений
и конструкций. Первым шагом в этом направлении, на наш взгляд,
является разработка метода и аппаратуры для экспресс-анализа раз-
мерной стабильности, описанных в разделе 9.4.2 данной книги. В на-
стоящее время метод и средства для его реализации существенно усо-
вершенствованы, опробованы и внедрены как в лабораторную прак-
тику, так и в производство на ряде предприятий.

Использование метода в исследованиях сварных соединений раз-
личных конструкционных сталей и титановых сплавов, проведенных
на кафедре сварки Завода-втуза при ЗИЛе совместно с А. И. Аку-
ловым, В. А. Гаврилиным и Л. Д. Столяровой, позволило получить
новые результаты, дополняющие существующие представления о
природе явления размерной нестабильности. Кроме того, оценено
влияние различных конструктивно-технологических факторов (кон-
структивной и технологической жесткости, режимов сварки и после-
дующей термообработки и др.) на размерную стабильность, разра-
ботаны эффективные и оперативные способы предупреждения, устра-
нения, а также прогнозирования размерной нестабильности. При
этом, что крайне важно, резко сокращается (до суток и менее) про-
должительность исследовательского этапа и повышается надежность
контроля и прогнозирования.

Положительной стороной данного метода является его универ-
сальность и применимость практически к любым конструкционным
сплавам и типоразмерам конструкций. Использование метода откры-
вает широкие возможности для реализации в исследованиях и на
практике принципиально нового подхода к проблеме обеспечения
размерной стабильности. Дело в том, что до настоящего времени
при поиске путей обеспечения размерной стабильности внимание
главным образом уделялось послесварочному технологическому
циклу.

При разработке мероприятий и методов обработки в основном ис-
ходили из того, что в результате воздействия сварочного термоде-
формационного цикла в сварном соединении имеет место определен-
ное СНДС, и, следовательно, его стабильность задана в конкретных
условиях эксплуатации. Задача сводилась к воздействию на СНДС
с целью его стабилизации. Решение ее в большинстве случаев свя-
зано с созданием специального оборудования и введением в техноло-
гический процесс дополнительных операций.

Досварочный этап проработан лишь в части прогнозирования раз-
мерной нестабильности конструкций по уже заложенному параме-
трами технологического процесса СНДС сварного соединения. Это
связано с проведением значительного объема экспериментальных
исследований параметров СНДС на сварных стендах и макетах реаль-
ных конструкций, не всегда позволяющих смоделировать в условиях
эксперимента конкретное реальное СНДС, крайне чувствительное
к изменению многочисленных конструктивно-технологических фак-
торов. В результате, как указывалось, эффективность прогнозиро-
вания зачастую снижается из-за недостаточной точности или слож-
ности для инженерных расчетов.

Использование метода экспресс-анализа размерной стабильно-
сти, резко сокращающего (на один—два порядка) время снятия де-
формационной кривой (деформограммы) образца, макета или реаль-
ной конструкции, на стадиях исследовательской, проектно-конструк-
торской и технологической подготовки производства в принципе поз-
воляет оперативно оценивать размерную стабильность основного
металла в различных состояниях поставки, оптимизировать конст-
руктивное исполнение сварных соединений и параметры всего техно-
логического процесса производства, включая межоперационный вы-
ходной контроль, и прогнозировать размерную стабильность. При
этом периодически снимаемые в условиях производства деформо-
граммы позволяют оценивать стабильность параметров технологи-
ческого процесса и при необходимости осуществлять его корректи-
ровку.

Однако в реальных производственных условиях по той или иной
причине не всегда удается в достаточно широком диапазоне варьи-
ровать проектно-конструкторскими и технологическими факторами,
и размерная стабильность конструкции после сварки может ока-
заться недостаточной. Поэтому необходимость совершенствования
существующих методов послесварочной стабилизации и разработки
принципиально новых, а значит, и углубленного изучения природы
явления нестабильности СНДС, безусловно, очевидна. Тем более,
что на основе имеющегося теоретического фундамента можно осуще-
ствить более быстрый и эффективный переход от устранения размер-
ной нестабильности после сварки к ее предупреждению. Сегодня
радикальным является комплексный подход к решению этой про-
блемы, включающий все стадии подготовки производства.

На Заводе-втузе при ЗИЛе совместно с МВТУ им. Н. Э. Баумана,
а также в ИЭС им. Е. О. Патона и других организациях в настоящее
время проводятся работы по дальнейшему изучению природы явле
ния и разработке методов прогнозирования и повышения размерной
стабильности. Получены новые результаты по стабильности СНДС
сварных соединений титановых сплавов на макро- и микроуровнях
(по напряжениям II рода, плотности дислокаций и другим параме-
трам), разработаны новые методы прогнозирования и стабилизации.
Начаты исследования, направленные на разработку перспективных
методов предупреждения размерной нестабильности сварных соеди-
нений. Предварительные результаты свидетельствуют о высоких по-
тенциальных возможностях этого направления. В частности, хоро-
ший эффект стабилизации достигается при использовании дополни-
258
тельной жесткости при сварке, на что указывалось ранее в исследо-
ваниях А. В. Мордвинцевой и Г. А. Николаева.

В заключение необходимо отметить, что отдельные результаты
исследований, представленные в книге, получены авторами совместно
с аспирантами и сотрудниками МВТУ им Н. Э. Баумана, Завода-
втуза при ЗИЛе и предприятий: К- Д- Басиевым, Г. Ю. Макушиным,
Е. А. Румянцевым, А. С. Авериным, В.Г. Андросовым, В. И. Гаврю-
севым, Л. Г. Эткиным.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1.	Бакши О. А., Рудаков А. С., Шахматов В. М. О стабильности сварочных
деформаций. В кн.: Вопросы сварочного производства: Труды Челябинского поли-
технического института, вып. 16. Москве—Свердловск: Машгиз, 1959, с. 5—13.

2.	Биргер И. Л. Остаточные напряжения. М.: Машиностроение, 1968. 247 с.

3.	Борздыка А. М., Гецов Л. Б. Релаксация напряжений в металлах и спла-
вах. М.: Металлургия, 1978. 255 с.

4.	Винокуров В. А. Сварочные деформации и напряжения. М.: Машинострое-
ние, 1968. 236 с.

5.	Винокуров В. А. Отпуск сварных конструкций. М : Машиностроение,
1971. 215 с.

6.	Гаврюсев В. И. Геометрическая стабильность металлических приборных
конструкций и технологические методы ее повышения. Л. ЦНИИ «Румб», 1981.
145 с.

7.	Грабский М. В. Структурная сверх пластичность металлов. М.: Металлур-
гия, 1975. 270 с.

8.	Грузд А. А., Зубченко О. И., Казимиров А. А. Снижение сварочных напря-
жений в пластинах вибраций — Автоматическая сварка, 1972, № 5, с. 13—15.

9.	Гуляев А. П. Металловедение. М,- Металлургия, 1977. 646 с.

10.	Ильин Р. С., Федотов Г. И., Федии Л. А. Лабораторные оптические при-
боры. М.: Машиностроение, 1966. 496 с.

11.	Ильичев В. Я- Стабильность аустенита в некоторых сплавах при низко-
температурной деформации.—МиТОМ, 1966, № 10, с. 69—73.

12.	Казимиров А. А., Недосека А. Я., Грузд А. А. Деформации и напряжения
в сварочных соединениях алюминиевого сплава 01915. — Автоматическая сварка,
1970, № 4, с. 15—18.

13.	Коттрелл А. X. Строение металлов и сплавов /Пер. с англ. М.: Метал-
лургиздат, 1961. 280 с.

14.	Коцюбинский О. Ю. Стабилизация размеров чугунных отливок. М.: Маши-
ностроение, 1974. 296 с.

15.	Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Эитин Р. И. Превращения в железе и
стали М.: Паука, 1977. 236 с.

16.	Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры и металлических
систем./Пер. с англ. М.: Атомиздат, 1978 . 280 с.

17.	Мииьков И. С., Могильнер М. Н., Полное В. Г. Влияние обработки вибра-
ционным нагружением на размерную стабильность сварных узлов. — Сварочное
производство, 1980, № 2, с. 26—27.

18.	Мордвинцева А. В. Деформации сварных конструкций со временем. — В кн.:
Вопросы прочности и технологии сварки. Вып. 37, МВТУ им. Н. Э. Баумана. М :
Машгиз, 1955, с. 54—63.

19.	Мордвинцева А. В. Превращение остаточного аустенита — основная при-
чина деформирования сварных конструкций. — МиТОМ, 1956, № 7, с. 48—54.

20.	Нархов А. В. Перераспределение углерода на начальных стадиях распада
мартенсита углеродистых сталей. — ФММ, 1975, т. 40, вып. 6, с. 1234—1239.

21.	Николаев Г. А. Расчет сварных соединений и прочность сварных конструк-
ций. М.- Высшая школа, 1965 451 с.

22.	Побежимова Т. Н. Изменение остаточных напряжений при эксплуатации
прокатных валков.—МиТОМ, 1975, № 1, с 72—75.

23.	Прохоров Н. Н. Физические процессы в металлах при сварке. Т. 2. М.:
Металлургия, 1976 . 599 с.
24.	Равицкая Т. М. Об образовании вторичных структур в процессе эксплуата-
ции изделий.—Известия ЛН СССР. Металлы, 1975, № 1, с. 221—223.

25.	Рунов А. Е. Контроль и корректирование количества ферритной фазы
в наплавленном металле сварных соединений аустенитных сталей. — Сварочное
производство, 1969, № 6, с. 27—29.

26.	Сагалевич В. М. Методы устранения сварочных деформаций н напряжений.
М.- Машиностроение, 1974. 248 с.

27.	Хеикин М. Л., Локшин И. X. Размерная стабильность металлов и сплавов
в точном машиностроении и приборостроении. М.: Машиностроение, 1974. 254 с.

28.	Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1972. 409 с.

29.	Веггу Р. 6., Вауепрог! А. Т., НапеусошЬе Р. XV. К. 1п,- ТЬе гпесЬашзгп
о! рЬазе 1гап8ГогтаНоп8 1п сг181а1Ипе зоИбз. — Ь., 1пзЕ о! Ме(а1з, 1969, р. 288.

30.	Напзск Н. ЙЪег бел Е1пПи85 дет 8сЬхуе188е1§епзраппипйеп аиГ <Пе 81аЫП-
1а1 бег 8С11хсе188(еп КопзкикНопеп. «ЧЧзз. 7. — ТесЬп., НосЬзсЬ. О. Сиепске Ма§6е-
Ьи㧻, 1976, 20, .4. 1, 8. 31—36.

31.	1п§гагп А. 6., Нозкшз, Магу Е. М1сго<Итепз1опа1 1пз1аЫИ1у о! те!а1з. —
Тоо1 апб МапуГасЕ Еп^ , 1969, 62, К. 2, р. 40—43.

32.	Мапп^ег К. Е. 1Лп<1ег81ап(11п§ (Нтепзюпа! 1пз4аЫ111у. — Гласит. апб
Сегйг. 8узЕ, 1973, 46, 14. 5, р. 65—66.

33.	Маг! л дет К. Е. В1тепз1опа1 1пз1аЫИ1у — ап 1п1гобисНоп. ВеЕ Ме1а1з
ТпГогт., СепЕ ВаЕеПе Мет. 1п8Е Мет., 14. 253 (31еаг1п§ Ьоизе Ге<1. 8сЕ апб ТесЬп.,
1пГогт 14. АВ721198 Со1итЪи8, ОЫо, 1971, 15 р. 111.

34.	Рах1ол М. М., 81гаа18ипд Л. Ь., СПЬег! Е. К. А пе\у <Нтеп81опа1 1пз1аЫ111у
рЬепотепоп 1п аиз1епШз 81а1п1езз 81ее1з. — Тгапз. Атег., 14ис1. 8оз., 1971, 14, К. 1,
р. 165.

35.	8Иаз 6. Н., К1ерр Н. Л., Вппбеп Ь. А зирогб з1аЫ112аГогте11ар1езе зи<1а1е
8иЬ асНтеб ипог БоИсИап е8сЫ1ап1е. — Ви1. зП. зЕ 1есЬп. 1пзЕ роЩеЬп. Т1т1зоага,
зег. тес , 1978 (1979), 23, 14. 1, 13—14.

36.	81ап1еу Е. Лаке. (ЛИгазолкз. ИпкеЛ 81а1ез Ра(еп1 СИНсе 14. 3274033. С1.
148—12.9 Ра1еп1 8ерЕ 20, 1966.

37	У1Ьга(оп зкезз-геПеУ1п§.—ХУеШт^ алс! Ме1а1 ГаЬНсаНоп, 1968, К'. 6,
р. 272-275.
ОГЛАВЛЕНИЕ

Введение.................................................................. 3

Глава 1. Размерная стабильность металлических конструкций и их свар-
ных соединений ........................................................... 7

1	1. Деформации	во	времени	различных материалов. ............. 7

1.2. Деформации	во	времени	сварных соединений........ 12

1 3. Факторы,	определяющие размерную нестабильность................. 16

1 4. Деформации	во	времени	при наличии внешних возмущений	.	.	24

1.5. Методы стабилизации форм и размеров сварных соединений ....	26

Глава 2. Закономерности процесса самопроизвольного деформирования
сварных соединений ...................................................... 30

2.1.	Методика исследования размерной нестабильности.................. 30

2.2.	Влияние механической обработки на размерную стабильность ос-
новного металла .................................................... 35

2	3. Исследование деформаций кольцевых образцов.................... 38

2.4.	Деформации сварных соединений среднеуглеродистых сталей . .	42

2.5.	Деформации сварных соединений аустенитных сталей ............... 45

Глава 3. Стабильность фазоструктурного состава ...	......... 49

3.1. Физические методы исследования ...............................   49

3 2. Методика исследования стабильности фазоструктурного состава . .	50

3.2.1. Методы измерения электрического сопротивления и микро-
твердости ....................................................... 50

3 2 2. Метод определения магнитной восприимчивости............... 53

3.3. Результаты исследования стабильности фазоструктурного состава 54

3	3.1. Сварные соединения малоуглеродистых сталей............... 54

3	.3 2. Сварные соединения аустенитных сталей................... 57

Глава 4. Стабильность полей остаточных сварочных напряжений ....	60

4 1 Расчетно-экспериментальные методы определения остаточных на-
пряжений ........................................................ 60

4.1	.1. Метод непрерывного стравливания напряженных слоев ме-
талла	........................................... 61

4.1	2. Метод электрохимического	фрезерования напряженных слоев	68

4.2	Стабильность остаточных напряжений в сварных соединениях ...	71

4.2.1.	Сварные	соединения	малоуглеродистых	сталей .............. 71

4 2.2. Сварные соединения среднеуглеродистых сталей ...	.	72

4.2 3 Сварные соединения аустенитных сталей...................... 75

Глава 5. Физические процессы, определяющие размерную нестабиль-
ность, и их взаимосвязь.................................................. 77

5.1.	Анализ причин, вызывающих деформации во времени................. 77

5.1.1.	Сварные соединения малоуглеродистых сталей................ 77

5.1.2.	Сварные соединения низколегированных сталей............... 79

5.1.3.	Сварные соединения среднеуглеродистых сталей	...	.	80

5.1.4.	Сварные соединения аустенитных сталей..................... 83

5.2.	Размерная стабильность характерных структурно-напряженных
зон сварного соединения ............................................ 83
5	.2 1. Сварные соединения аустенитных сталей ................. 84

5	2.2 Сварнье соединения среднеу,леродистых сталей .	.	92

5	3. Взаимосвязь фазовою состава и поля остаточных напряжений .	100

Глава 6. Природа размерной нестабильности сварных соединений	103

6	1. Существующие представления о природе явления .	...	103

6	2. Изучение природы явления на микроскопическом уровне . .	105

6 2 1. Сварные соединения малоуглеродистых сталей.............. 105

6.2 2. Сварные соединения аустенитных сталей.................... НО

6 3. О природе явления на субмикроскопическом уровне............... 112

6 3 1 Общие физические предпосылки .	.	.	.	. .	112

6 3 2. Анализ напряженно-деформированного состояния атомно
кристаллической решетки .	. .	........... 113

6.3 3. Физико-механическая модель напряженно-деформированного
состояния атомно-кристаллической решетки ...	116

6 3 4. Стабильность (физико-механической модели................ 118

6.3.5. Кинетика взаимодействия полей напряжений высших родов 120

6 3 6. Влияние полей напряжений I рода на стабильность струк-
туры . .	................................. 126

Глава 7. Прогнозирование размерной нестабильности...................... 130

7.1.	Расчетно-экспериментальное прогнозирование ....	.	130

7	.1.1. Оценка стабильности сварных соединений на основе инте-
гральных характеристик процесса деформирования во вре-
мени . .	..................... ...	.	.	130

7	1 2 Оценка стабильности по дифференцированным деформа-
ционным характеристикам зон сварного соединения	.	.	.	135

7.2.	Экспериментально-аналитическое прогнозирование .	.	.	138

7	.2.1. Оценка стабильности на основе теории ползучести	.	.	.	138

7	2 2 Оценка размерной нестабильности с позиции физики ме-
таллов ....	............ ................. 151

Глава 8. Влияние конструктивно-технологических факторов на стабиль-
ность сварных соединений	...	156

8.1.	Сварные соединения малоуглеродистых сталей ................... 156

8.2.	Сварные соединения среднеуглеродистых сталей ................. 158

8	2.1.	Конструктивная жесткость сварного	соединения........... 158

8.2.2.	Технологические факторы................................. 166

8.2.3.	Внешние статические возмущения.......................... 168

8.2.4.	Внешние динамические возмущения......................... 175

8 3. Сварные соединения из аустенитных сталей ..................... 177

8.3.1.	Конструктивная жесткость ............................... 177

8.3.2.	Состояние поставки, химический состав	и	режимы сварки .	179

8.3.3.	Внешние возмущения...................................... 182

Глава 9. Пути повышения размерной стабильности сварных конструкций 187

9.1.	Досварочные мероприятия и методы.............................. 187

9.2.	Методы и мероприятия по предупреждению размерной нестабиль-
ности в процессе производства...................................... 194

9.3.	Послесварочные пути повышения размерной стабильности ....	196

9.3.1.	Обкатка сварных соединений ............................ 197

9.3.2.	Высокоскоростное деформирование........................ 198

9.3.3.	Использование энергии вибрационных колебаний............ 199

9.3.4.	Термическая обработка .................................. 200

9.4.	Диагностика размерной стабильности высокоточных сварных кон-
струкций .......................................................... 201

9.4.1.	Общая характеристика различных методов исследований . .	203

9.4.2.	Диагностика размерной нестабильности ................... 208
Глава 10. Методы и оборудование для размерной стабилизации сварных
соединений и конструкций	...	215

10.1 Хнализ эффективности существующих методов стабилизации свар-
ных соединений................................................ 215

10 2 Требования к методам размерной стабилизации .	.	217

10 3. Термические методы стабилизации ............................. 219

10	3.1. Термоциклическая обработка . .	.	.	219

10	3.2 Низкотемпературный отпуск .	...	. .	221

10.3	3. Локальное глубокое охлаждение.................... .	230

10.4	. Виброобработка сварных соединений малоуглеродистых сталей .	232

10.5	. Влияние УЗО на стабильность сварных соединений	236

10.5 1. Влияние УЗО на размерную стабильность	.	236

10.5.2. Влияние УЗО на остаточные напряжения	238

10 5.3. Влияние УЗО на структурную стабильность	240

10 6 Методы стабилизации точных сварных конструкций	.	241

10.6.1.	Характеристика сварной конструкции . .	.	.	241

10.6.2.	Послесварочное деформированное состояние сварного узла 242

10.6.3.	Стабильность остаточных деформаций сварного узла в экс-
плуатационном режиме.......................................... 245

10.6.4.	Методика определения остаточных напряжений в круго-
вых швах	сварной оболочки............................. 249

10	6.5. Размерная	стабилизация	сварных конструкций.....	252

Список литературы...................................................... 260

Производственное издание

ВАЛЕРИЙ МИХАЙЛОВИЧ САГАЛЕВИЧ,
ВИКТОР ФЕДОРОВИЧ САВЕЛЬЕВ

СТАБИЛЬНОСТЬ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ И КОНСТРУКЦИЙ

Редактор Г. А. Самойленко

Художественный редактор Е. А- И л ь и н

Переплет художника Л. Н Наумова

Технический редактор И Н. Р а ч е н к о в а

Корректоры Л П Сизова, А. М. Усачева

ИБ № 5010

Сдано в набор 10.10 85. Подписано в печать 04 02.86 Т-06710.

Формат 60Х90*/1в Бумага типографская № 1. Гарнитура литературная. Печать
высокая Усл. печ л. 16,5. Усл. кр.-отт. 16,5. Уч -изд л 19,56

Тираж 8500 экз. Заказ 260. Цена 1 р 40 к

Ордена Трудового Красного Знамени издательство «Машиностроение»,
107076, Москва, Стромынский пер , 4

Ленинградская типография № 6 ордена Трудового Красного Знамени
Ленинградского объединения «Техническая книга» им. Евгении Соколовой
Союзполиграфпрома при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли.

193144, г. Ленинград, ул. Моисеенко, 10