= [l+a(T1-T0)]3-l.

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

еу = За (7\ — Т0), т. е.(VII.3)

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 T¡,, условно выделим весьма малый объем металла К0. 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 (7) 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 сопровожда-

Рис. 161. Схема относительного изменения объема стали при охлаждении.

Рис. 162. Зависимость коэффициента линейного расширения для технически чистого железа от температуры.

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 а-Ю6,1["С значительно запаздывать и прохо- 22 [ дить 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 К; ширину его примем равной а"х. 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

Рис. 163. Схема температурного поля.