Если прямолинейный металлический стержень, имею­щий длину /0 при температуре Т0, равномерно нагреть до темпера­туры 7, то он получит некоторое приращение А/г длины, пропор­циональное приращению температуры и первоначальной длине:

Д/г — о/0 (Тг — Т0).

Тогда

или

/^/оИ+а^-ГД (VII. 1)

где а — коэффициент пропорциональности, или температурный коэффициент линейного расширения;

а = W1.2)

Большой практический интерес представляют относительные линейные е и объемные bv температурные деформации:

^т _ °1г (7 Т0) _ гр ч

I ---- ------ 1----- ~ а Iу 1 — 1 о)'

*о *п

Если тело изотропно, то

= [1+«(Г1-Г0)]3-1.

При возведении в куб двучлена следует учесть только члены, не со­держащие а и содержащие а в первой степени, так как ос­тальные члены ничтожно малы. Тогда

tv = За (7 — Т0), т. е. (VII.3)

tv — 3s.

Приведенные выражения справедливы только в узких интервалах температур Тг~ Т0, где а можно считать вели­чиной, не зависящей от тем­пературы. На самом деле температурный коэффициент линейного расширения зави­сит от температуры и, кроме того, резко изменяется при всех структурных и фазовых превращениях в металле. В качестве примера рассмот­рим характер объемных из­менений при охлаждении ме­талла ванны для случая свар­ки малоуглеродистой стали. В жидкой ванне, находящейся при температуре Те, условно вы­делим весьма малый объем металла У0. Будем считать, что темпера­тура в объеме падает со временем, оставаясь равномерно распреде­ленной по объему. В процессе охлаждения еу будет изменяться, как показано на рис. 161. Здесь кривая еу (Т) построена для объема металла, находящегося в соответствии с температурой в различных агрегатных состояниях. Для каждого из этих состояний коэффи­циенты термического расширения различны.

В первый момент времени после достижения максимальной тем­пературы металл ванны охлаждается, все еще находясь в расплав­ленном состоянии. При этом объем жидкого металла уменьшается. В интервале температур Тл—Тс металл кристаллизуется. В выде­ленном объеме есть твердые кристаллы и жидкий маточный раствор. При переходе металла из жидкого состояния в твердое обьем его уменьшается скачкообразно.

Дальнейшее охлаждение металла ванны до температуры окру­жающей среды происходит в твердом состоянии. Переход y-Fe -> a-Fe в интервале АТауст аустенитных превращений солровожда-
ется заметным увеличением объема, вследствие чего на кривой в этой области температур наблюдается двойной перегиб. После заверше­ния распада аустенита в ходе дальнейшего охлаждения металла сокращение объема почти подчиняется линейному закону. Нужно иметь в виду, что при больших скоростях охлаждения, которые обычно наблюдаются в условиях сварки, распад аустенита может значительно запаздывать и прохо­дить при температурах, более низ­ких, чем это следует из равновес­ных диаграмм состояния.

Для других металлов характер кривых свободной температурной деформации в связи со свойствен­ными этим металлам фазовыми и структурными превращениями может быть несколько иным, одна­ко общая картина деформаций при нагреве или охлаждении всегда довольно сложна.

Коэффициенты линейного рас­ширения для разных металлов раз­личны и зависят от температуры (рис. 162). Коэффициент линейного расширения железа изменяется при введении легирующих элемен­тов. Так, содержание в стали марганца и никеля повышает коэф­фициент линейного расширения, тогда как увеличение концентра­ции хрома снижает его. Металлы с меньшим коэффициентом линей­ного расширения при прочих равных условиях дают после сварки

меньшие деформации.

Величина и характер уп­руго-пластических деформа­ций, возникающих в сварном соединении в процессе свар­ки и последующего охлажде­ния, являются главными фак­торами, определяющими воз­можность появления горячих трещин. Чтобы выяснить про­цесс возникновения деформа­ций, рассмотрим случай не­равномерного охлаждения тонкой пластины после наплавки на нее валика. Температурное поле в этом случае изображено на рис. 163.

Выделим в сечении х некоторый достаточно малый элемент, па­раллельный оси У; ширину его примем равной dx. Поскольку наибольший интерес представляют деформации в процессе охлаж­дения шва, когда в нем возникают напряжения растяжения и возможно образование трещин, за начало процесса примем мо­мент прохождения сварочной ванной сечения х. После того как

/

расплавленная ванна прошла выбранное сечение, в нем начи­нается процесс выравнивания температур путем теплоотвода в изделие и теплообмена с окружающей средой. /

Если рассмотреть тепловое состояние выделенного элемента в некоторые два момента времени (, и /2, то распределение темпера­тур по его длине будет выражаться функциями от у (рис. 164):

Т = fi (у); Т2 = /2 (у). (VI 1.4)

Свободная температурная деформация Дг, которая в резуль­тате охлаждения в отсутствии связей могла бы иметь место в выде­ленном элементе на длине I — 2у0 замера, выразится таким обра­зом:

у, у,

Дг = 2 j aTfx (и) dy—2 aTf2 (у) dy, о 6

(VII.5)

где ат — коэффициент линейного расши­рения, зависящий от темпера­туры.

Если бы во время охлаждения шва точки элемента с координатами-)-у0 и —у0 были жестко заделаны и остались непод­вижными, то температурное сокращение элемента длиной 1=2у0 вызвало бы такую же величину упруго-пластической деформации б в нем, т. е. Дг=8. Некоторая часть этой деформации будет упругой — бу„р, а ос­тальная — пластической 6ПЛ:

8 = 8упр + 8[Ш. (VII.6)

Однако в процессе остывания шва длина I = 2у0 рассматривае­мого элемента меняется, чаще всего уменьшается под влиянием усадки окружающих слоев металла на некоторую величину бн, наблюдаемую при замерах. Тогда упруго-пластическая деформация элемента найдется как алгебраическая разность:

8 = ДГ-8Н. (VII.7)

В выражение (VII.7) можно подставить значение Дг из уравне­ния (VII.5). Тогда оно примет вид

У* у,

8 = 2] оTfx (у) dy— 2 ] arfi (у) dy — 8„. (VII.8)

о о

Если выбрать у0 настолько малым, чтобы на участке I = 2у0 можно было без существенных погрешностей считать температуру постоянной [Т => / (у) = const|, то выражение (VII.8) значительно упростится:

8 = 2а1Т1у0 — 2а2Т2у0 — 8Н;

8 — 2у0 (а, Тх - а2Т2) 8Н.

Разделив все члены на 2г/„ и положив ахТг — агТ2 = ет, можно перейти, к относительным деформациям:

V е — ет — вш (VI1-9)

где е — относительная упруго-пластическая деформация элемента; ет — относительная свободная деформация при охлаждении эле­мента от 7 до 7Y,

е„ — относительная деформация элемента, наблюдаемая при заме­рах на базе / = 2у0.

Очевидно, по аналогии с абсолютными деформациями — выраже­ние (VI 1.6) — можно записать

£ = ^упр Н епп, (VII. 10)

епл—соответственно упругая и пластическая составляю­щие относительной деформации.

£пл — Єт Єп Cyiip - (VII. 11)

Рассуждения проводились только для двух моментов времени — tx и Если нужно найти полную картину изменения пластических деформаций в течение всего процесса охлаждения шва, то все члены равенства следует представить в виде функций от времени или темпе­ратуры:

Єщ, (Т) = ет (Т) - еи (Т) - еупр (Т). (VII. 12)

Тогда, чтобы найти изменения пластической деформации в шве в за­висимости от температурь), нужно знать три функции правой части этого выражения.

Функция ет (Т) — дилатометрическая кривая — строится опыт­ным путем, для чего на специальном приборе — дилатометре — замеряют удлинение образца в условиях его свободной температур­ной деформации. Семейство дилатометрических кривых ет (Т), полученных при охлаждении образцов из различных сталей, при­ведено на рис. 165: 1 — сталь 20; 2 — СтЗ; 3 — сталь 40; 4 — сталь ШХ15; 5 — 25ХН4; 6 — 35СГ; 7 — 5ХВС; 8 — ХВ; 9 — 1Х18Н9Т; 10—ЗОХГСА. Кривые для сталей, претерпевающих аустенитное превращение, имеют в интервале температур распада аустенита двойной перегиб, так как переход y-Fe - ч» o-Fe сопровождается увеличением объема. Кривые для сталей с устойчивым аустенитом, например для IX18H9T и ЗОХГСА, не имеют этого перегиба.

Функцию супр (Т) в области низких температур (до 600—700 °С) можно найти аналитически, используя справочные данные о зна­чениях модуля упругости Е (Т) и предела текучести от (Т) для раз­личных температур:

e„m

е^(Т) = ~Гу (VII. 13)

В области высоких температур (800 °С и более) величина упру - гоґо компонента деформаций становится настолько малой, что

она не выражается. Опытное определение этой функции также свя­зано с рядом трудностей:

1. Близость сварочной дуги затрудняет установку измеритель­ных приборов. Между тем наибольший интерес представляет замер функции е„ (Т) в самом металле шва, так как именно в нем имеют место максимальные пластические деформации и чаще всего обра­зуются трещины.

2. Особенно важно замерить е„ (Т) поперек шва, поскольку в практике сварки часто встречаются продольные горячие трещины, образовавшиеся вследствие поперечных деформаций. Однако в по­перечном сечении шва температуры распределены весьма неравно­мерно, и поэтому, чтобы получить достоверные результаты, нужно замерять деформации на очень малых базах.

3. В условиях сварки скорости охлаждения, а следовательно и скорости деформации, довольно высоки, что затрудняет фиксиро­вание показаний.

Результаты экспериментального определения функции е„ (Т) при охлаждении от температуры 1400 °С приведены на рис. 166: / — прц b = 20 мм; 2—Ь — 75 мм; 3 — b = 150 мм. Для построе­

400

200

Є2.0 1.6 1.2 0.6 0.4 0

Рис. 167. Схема упруго-пласти­ческих деформаций в металле шва при его охлаждении.

ния кривых тугоплавкие ножки измерительного прибора вводи­лись непосредственно за дугой в сварочную ванну, где они фикси­ровались при кристаллизации ванны и перемещались по мере формоизменения металла шва.

Чтобы оценить величины упруго­пластических деформаций в металле шва, нужно сравнить еИ (Т) и ет (Т).

Разность Су.-пл между ними (рис. 167) показывает характер нарастания упру­го-пластических деформаций в металле шва. При этом нужно учитывать, что в температурном интервале аустенит­ных превращений дважды меняется знак пластических деформаций.

В качестве примера на рис. 168 по­казан характер внутренних продоль­ных деформаций в зоне шва во время на­плавки валика на кромку пластины. При этом кривая / приведена для b — 20 мм;

2 — для b =* 40 мм; 3 — Ь — 60 мм;

4 — Ь = 80 лш и 5 — для b — 180 мм.

Изложенные соображения позволяют сделать вывод о том, что в температурном интервале образования кристаллизационных

чения, значительно нару­шающие порядок располо­жения атомов. Как уже указывалось, по границам зерен обычно скапливаются и дислокации всех видов. В соответствии с таким ха­рактером строения дефор­мация металлов проте­кает также двумя путями:

1) кристаллы деформи­руются в результате пере­мещения атомных блоков или групп (сдвиг, двойни - кование), вследствие чего возникает пластическая деформация;

2) в зонах нарушения упорядоченного кристаллического строе­ния, на границах зерен, активизируются диффузионные процессы. Деформация в этом случае осуществляется за счет перемещения отдельных атомов диффузионным путем и носит название диффу­зионной деформации.

Практически оба процесса всегда сопутствуют один другому, однако при нормальных температурах основное значение имеет де­формация сдвига, а с повышением температуры преимущественное развитие получают деформации диффузионного характера.

Разрушение металлов под действием деформаций может происхо­дить либо по зернам, либо по границам между ними — в зависи­мости от того, какой тип деформации преобладает. В первом случае разрушение сопровождается пластической деформацией, во втором чаще всего наблюдается хрупкое разрушение.

Исследования мгновенной прочности и пластичности металлов при температурах, близких к температуре солидус, показали, что здесь кривая прочности (рис. 169) состоит из двух участков — СА и АВ, соответствующих вязкому и хрупкому характеру разруше­ния. Для каждого металла достигается такая критическая темпера­
тура, при которой вязкое разрушение уступает место хрупкому и прочность металла резко падает.

Сталь, как и многие другие сплавы, кристаллизуется в интер­вале температур Тл — Тс. При Т > Тп сплав полностью переходит в жидкое ^состояние, а при Т < Тс полностью затвердевает. В ин­тервале T. nV— Тс сплав представляет собой двухфазную систему, со­стоящую из. твердых кристаллов, окруженных жидким маточным раствором (рис. 170, а).

Если кристаллы развились настолько, что образовали сплош­ной прочный каркас, то такая система в процессе деформации мо­жет разрушаться вязко, так как пластичность кристаллов в ука­занных температурах высока. Если же система представляет собой кристаллы, разъединенные жидкими прослойками, деформация происхо­дит в основном за счет перемещения кристаллитов и перераспределения жидких прослоек между ними (рис.

170, б). Прочность такой системы оп­ределяется по существу величиной поверхностного натяжения жидкости и поэтому очень мала.

При деформации твердо-жидкой системы возможно образование не - сплошностей по двум основным при­чинам:

1)объем жидкой фазы в момент деформации оказался недоста­точным для заполнения увеличившихся объемов полостей между зернами;

2)скорость деформирования была настолько велика, что пере­распределение жидкой фазы произойти не успело.

Образовавшаяся в том или в другом случае несплошность слу­жит зародышем трещины.

Таким образом, каждый металл имеет интервал температур, в котором его прочность и пластичность очень малы,— так назы­ваемый температурный интервал хрупкости (ТИХ). Обычно это низкотемпературная часть интервала 7"л—Тс; ^ некоторых случаях— температуры несколько ниже Тс.

Не следует, однако, думать, что находящийся в двухфазном состоянии металл совсем не обладает пластичностью. Величина деформационной способности такого металла хотя и невелика, но соизмерима с величиной наблюдаемых в шве пластических деформа­ций. Определяется деформационная способность такими факторами:

1) состоянием объемов твердой и жидкой фаз;

2) размерами и формой кристаллитов (измельчение кристалли­тов повышает пластичность).

3) скоростью деформации (при повышении скорости деформации пластичность снижается, так как перемещающиеся кристаллиты заклиниваются).

От величины ТИХ зависит сопротивляемость металла Образо­ванию кристаллизационных трещин. С увеличением ТИХ/возник­новение последних более вероятно, так как при этом растет величина относительной пластической деформации, которую претерпевает

металл, находящийся в хрупкоы/состоянии (рис. .171). Сравнение кривых /прочности, например для сталей 10Г2 иТІІХІб (см. рис. 1691, позволяет предположить, что сталь ШХ15 более склонна к образованию кристаллизационных трешин, поскольку она до более низкой температуры имеет хрупкий характер разрушения. Практика полностью подтверждает это предполо­жение. /

Определяется величина ТИХ главным образом металлургическими факторами: химическим составом металла; составом и свойствами межкристаллических про­слоек; размерами и формой кристаллитов. Наибольшее влияние на увеличение ТИХ оказывают легкоплавкие эвтектики, рас­полагающиеся в результате ликвации по границам зерен. Такие эвтектики при кристаллизации металла затвердевают в последнюю очередь и тем самым смещают нижнюю границу ТИХ в область более низких температур. Некоторое влияние на величи­ну ТИХ оказывает и сопротивление кристаллов сдвиговым дефор­мациям. С увеличением сопротивле­ния ТИХ увеличивается (см. рис. 169).

Температурный интервал перехода от хрупкого разрушения к вязкому для некоторых сталей, а также зна­чения критических напряжений, при которых наблюдается этот переход, приведены в табл. 39.

Следует отметить, что по мнению ряда авторов в некоторых случаях горячие трещины могут образовы­ваться и в отсутствии жидких про­слоек в момент разрушения металла.

Так, низкая деформационная способ­ность металла в температурном интервале хрупкости аустенитных швов объясняется возникновением микротрещин внутри кристал­литов в результате полигонизации[17] и скопления несовершенств. Такое представление не противоречит излагаемой здесь гипотезе о прочности в процессе кристаллизации при сварке.