4.2 Дилатометрические кривые

Общепринятым способом определения изменения линейных размеров тела является использование коэффициента a, о котором шла речь в предыдущем параграфе, Такой прием оправдан, когда температуры изменяются в относительно небольших пределах и можно пользоваться средним значением a, или когда a вообще меняется мало даже при широком изменении тем­ператур. В случае структурных превращений, сопровождающихся значительным изменением размеров частиц тела, использование только a_ср, как правило, недостаточно. Необходимо привлекать ди­латограммы металлов, снятые при конкретном, соответствующем рассматриваемому случаю изменении температуры во времени.

На рис. 4 представлены типичные дйлатограммы для аусте­нитной стали, не испытывающей структурных превращений в рас­сматриваемом диапазоне температур и для перлитной стали, име­ющей структурные превращения. В металлах, не испытывающих структурных превращений, изменение длины при нагреве и ох­лаждении происходит монотонно и дилатометрическая кривая, как правило, не изменяется при изменении скорости нагрева и охлаж­дения (рис. 4, а).

Рис. 4 Характерные дилатограммы сталей: a — аустенитной; б — перлитной

В сталях перлитного и мертенситного классов изменение дли­ны происходит немонотонно - расширение металла при нагреве прерывается его временным сокращением.

Рис. 5 Дилатограммы стали 15ХНЗМДА при различных скоростях охлаждения: I — 20-К/с; II— 170 К/с (ско­рость нагрева III в обоих случаях 350 К/с)

При охлаждении, нао­борот,— сокращение металла прерывается его удлинением в диа­пазоне температур структурного превращения. Причем изменение скорости охлаждения влияет на положение точек N и К начала Т_н и конца Т_к структурного превращения. Температуры начала и конца структурного превращения смещаются в область более низ­ких температур и тем больше, чем выше скорость охлаждения ме­тала (рис. 5).

В низкоуглеродистых сталях при реальных терми­ческих циклах дуговой и электрошлаковой сварки структурные превращения завершаются в области относительно высоких тем­ператур, обычно выше 870 К. В сталях с более высокой степенью легирования структурные превращения, как правило, заканчива­ются при температурах заметно ниже 870 К и оказывают нередко решающее влияние на величину и характер сварочных деформа­ций и напряжений.

4.3. Механические свойства металлов

На рис. 6 приведены зависимости σ_т для различных сталей от температу­ры. Общая закономерность поведения кривых — это понижение σ_т с повышением температуры. При использовании σ_т в расчетах сварочных деформаций и напряже­ний не следует забывать, что его значения на стадии нагрева и на стадии охлаждения могут быть различны. Это относится главным образом к металлам, термически упрочняемым или свариваемым в наклепанном состоянии. Нагрев металла до высоких температур при сварке, пребывание его в течение некоторого времени при этих температурах могут понизить σ_т по сравнению с исходным состоянием. Но σ_т может и повыситься, если сталь, нагретая до высоких температур, соответствующих перекристаллизации, затем охлаж­далась, т. е. происходила ее закалка. При этом σ_т будет зависеть от многих факторов — химического состава металла, температуры нагрева, скорости охлаждения и др. Таким образом, использова­ние схемы идеального упругопластического тела оказывается прос­тым далеко не, для всех металлов.

При необходимости воспользоваться в расчетах за пределами упругости коэффициентом поперечной деформации μ не следует смешивать его с полным коэффициентом поперечной деформации μ'. Рассмотрим случай одноосного растяжения стержня за пределами упругости. Продольная собственная деформация ε_x будет состоять из составляющих: упругой ε_xупр и пластической ε_xпл. Попе­речные деформации ε_у и ε_z в случае одноосного растяжения бу­дут равны между собой (ε_у = ε_z) и будут включать в себя две час­ти, одну — зависящую от ε_xупр с коэффициентом μ для упругой составляющей, и другую — зависящую от ε_xпл с коэффициентом поперечной деформации 0,5. Тогда

ε_y =ε_z =-με_xупр- 0.5ε_xпл (11)

Полный коэффициент поперечной деформации определится как отношение

(12)

Значение μ’ больше μ, но менее 0.5. При больших пластических деформациях, когда отношение ε_xупр/ε_x мало, а ε_xпл/ε_x близко к единице, значение μ’стремится к 0,5.

Рис. 6. Зависимость относительного предела текучести g(T) =σ_Т /σ₂₉₃ от температуры для различных сталей: а — низкоуглеродистые стали (1 — техническое железо; 2 — сталь 35; 3 — сталь 08КП; 4 — сталь 10 кп; 5 — сталь 15кп; 6 — сталь 20; 7 — сталь 25, 8 — сталь 30; 9 — сталь 35); б — низко- и среднелегированные стали (1 — 40Х; 2 — 25ХГСА; 3 — 35ХМА; 4 — 1X3; 5 — 12Х18Н9Т; 6 — 12Х5МА; 7 — 50ХФА); в — алюминиевые сплавы (1 — АД1; 2 - АМц; 3 — АМгЗ; 4 — АМгб; 5— Д16Т; 6 — АК4; 7 - АКб; 8 — B95)

В приближенных расчетах удобнее использовать схематизиро­ванные диаграммы зависимости σ_т от температуры. Вместо плав­ных кривых с несколькими точками излома или даже ломаных используют зависимости, представленные на рис. 7. Для низко­углеродистых сталей до Т=770 К предел текучести принимают постоянным, а между 770 К и 870 К — изменяющимся по линей­ному закону. Для титановых сплавов более подходит схема линей­ного изменения предела текучести (линии 2 на рис. 7). Пред­положение, что при Т>870 К для стали и Т>970 К для титана σ_т=0, является условностью. На самом деле σ_т≠0, хотя и мал.