Получение устойчивой мелкозернистой структуры путём снижения

температуры расплава, ограничения продолжительности его выстаивания и

введения модификаторов является весьма простым и хорошо

[pic]

Рис.2 Зависимость показателя горячеломкости (ПГ) сплава меди с 3% Sn и 0.5%

Fe от размера зерна (? ), полученного в разных плавках.

зарекомендовавшим себя на практике способом снижения горячеломкости. Однако

следует заметить, что измельчение зерна не всегда помогает устранить брак

по кристаллизационным трещинам в производственных условиях. Так, например,

при полунепрерывном литье слитков благоприятное действие измельчения зерна

проявляется преимущественно на алюминиевых сплавах со средней и низкой

горячеломкостью.

1.1.2. Влияние газосодержания сплавов на горячеломкость

Имеющийся производственный опыт не позволяет сделать строгих выводов о

влиянии газосодержания расплава на горячеломкость, так как в цеховых

условиях при фасонном и заготовительном литье цветных сплавов контроль

газосодержания обычно не производят. Кроме того, одновременно с изменением

содержания газа могут изменяться другие факторы, влияющие на горячеломкость

и не всегда учитываемые. Представления металлургов о влиянии газосодержания

на горячеломкость чаще основываются не на систематических исследованиях, а

на традиционном отношении к газу как к вредному компоненту в сплаве. Это

является одной из причин распространённого убеждения, что газ, попадающий в

расплав, усиливает горячеломкость. Вместе с тем отдельные исследования

говорят об обратном.

Исследования проводили на алюминиевых сплавах марок B95, Д16 и АМц,

техническом алюминии марки А00 и двойных сплавах алюминия с медью и

кремнием. Газосодержание расплава определяли приближённо, по методу

Дардела, основанному на регистрации остаточного давления, при котором в

вакуумной установке на поверхности жидкой пробы под лупой при увеличении в

5 раз появляется первый газовый пузырёк. Можно считать что из алюминиевого

под вакуумом выделялся только водород, содержание которого определяли по

номограмме.

Сразу же, после измерения газосодержания, из свежерасплавленного металла

под температурой 720-740° отбирали мерную порцию для определения

горячеломкости по кольцевой пробе. Диаметр стального стержня кокиля

подбирали для каждого сплава так, чтобы можно было установить, в каком

направлении изменяется горячеломкость при введении газа в расплав. Затем из

исходного металла отбирали порцию расплава, которую обрабатывали водяным

паром в отдельном тигле, находящемся в другой печи. Проходя через

алюминиевый расплав, водяные пары разлагались, и расплав обогащался

водородом. Из обработанного водяным паром расплава отбирались по одной

пробе на газосодержание и на горячеломкость. После этого повторно отбирали

пробы на газосодержание и на горячеломкость из остатка исходного расплава,

не обработанного паром; затем вновь отбирали порцию расплава для обработки

паром и т. д. Средние результаты по 10-12 чередующимся пробам из исходного

и обработанного паром расплавов представлены в таблице 1. После обработки

водяным паром

горячеломкость сплавов В95, Al с 4.5% Cu и Al с 0.8% Si резко уменьшилась,

у дюралюмина Д16 слабо снизилась, а у сплава АМц и алюминия марки А00

практически не изменилась. Ни у одного из исследованных сплавов не было

обнаружено даже намёка на усиление горячеломкости после обработки водяным

паром, в то время как проба на газосодержание во всех случаях показывала

значительное увеличение количества водорода в расплаве.

Из таблицы 1 видно, что если при увеличении газосодержания расплава

резко снижается горячеломкость, то одновременно заметно уменьшается

линейная усадка.

Таблица 1. Горячеломкость и линейная усадка алюминиевых сплавов с

разным содержанием водорода в расплаве

| |Содержание Н2|Горячеломкость| | |

| | |, |Полная линейная|Интервал |

| |При |% |усадка, % |кристал- |

|Сплав |720°,см3/100г| | |лизации, С |

| | | | | |

| | | | | | | | |

| |А |Б |А |Б |А |Б | |

|В95 |0.45 |>0.8 |90 |0 |1.75 |1.55 |150 |

|Al с 4.5% Cu |0.42 |>0.8 |70 |15 |1.88 |1.65 |100 |

|Al с 0.8% Si |0.06 |>0.8 |86 |50 |1.74 |1.54 |77 |

|Д16 |0.15 |0.31 |66 |55 |1.69 |1.62 |132 |

|АМц |0.46 |>0.8 |90 |90 |1.97 |1.95 |1 |

|А00 (99.7% |0.04 |0.65 |33 |27 |1.95 |1.84 |0 |

|Al) | | | | | | | |

А – исходный сплав; Б – сплав после обработки водяным паром. Сравнивать

между собой показатели горячеломкости разных сплавов нельзя, так как они

определялись при использовании стержней разного диаметра

Если же горячеломкость снижается очень слабо или остаётся неизменной, то

линейная усадка также уменьшается незначительно или практически не

меняется. Уменьшение линейной усадки при обработке расплава водяным паром

(таблица 1) само по себе невелико (максимум 0.2%), но оно соизмеримо как с

величиной линейной усадки в интервале кристаллизации, так и с величиной

относительного удлинения в интервале хрупкости выше солидуса. Вместе с тем

ни разу не наблюдалось, что повышенное газосодержание расплава снижало

пластичность сплава в твёрдо-жидком состоянии. Наоборот, при введении

водорода в сплав В95 путём погружения в ванну промышленной печи влажного

асбеста наблюдалось увеличение относительного удлинения в интервале

хрупкости, так как при указанной обработке расплава зерно измельчалось.

Таким образом, причиной снижения горячеломкости при повышении

газосодержания расплава является увеличение запаса пластичности в твёрдо-

жидком состоянии в результате уменьшения линейной усадки в интервале

кристаллизации.

Неодинаковое влияние обработки паром на горячеломкость разных сплавов

объясняется разной протяжённостью переходной области в отливках. Из

кольцевых отливок алюминия и сплава АМц газ сравнительно

свободно удалялся при кристаллизации, поэтому повышение газосодержания

практически не изменило ни линейной усадки, ни горячеломкости. Сплавы

В95, Al с 4.5% Cu и Al с 0.8% Si характеризуются широкой областью

затруднённого выделения газа в отливках, поэтому обработка их расплавов

водяным паром значительно снизила линейную усадку в интервале

кристаллизации и горячеломкость. Сплав Д16 при одинаковых условиях

обработки паром поглощал значительно меньше водорода, чем другие сплавы

(таблица 1); этим объясняется слабое уменьшение его горячеломкости,

несмотря на сравнительно широкую переходную область в отливке.

Повышение газосодержания расплава не обязательно сопровождается

снижением горячеломкости, так как могут действовать другие факторы.

Например, газосодержание обычно возрастает с увеличением перегрева

расплава, а горячеломкость при этом не снижается, а наоборот, растёт.

Последнее обусловлено тем, что отрицательное воздействие укрупнения зерна

перекрывает положительное влияние роста газосодержания на горячеломкость.

Аналогичное явление можно встретить и при увеличении продолжительности

выстаивания расплава. Интересно, что на отливках из некоторых сплавов

наблюдается исчезновение трещин при большом перегреве расплава. Например,

на кольцевых пробах из бронзы с 3% Sn при достижении температуры расплава

1280 ° кристаллизационные трещины полностью исчезали, но появлялись газовые

раковины. Как видно, сильное газопоглощение перекрыло здесь влияние

укрупнение зерна на горячеломкость. Встречаются случаи, когда плотные

оливки из разных сплавов бывают сплошь поражены трещинами, а пористые

отливки из тех же сплавов получаются без трещин.

Если введение газа в расплав уменьшает горячеломкость, то естественно

было ожидать усиления горячеломкости при дегазации расплава. Дегазацию

производили методом вакуумирования. Мерную порцию расплава отбирали из

лабораторного миксера и переливали в графитовый тигель вакуумной печи.

Дегазация производилась в течение 2.5-5 минут при разрежении 0.4-0.6 мм рт.

ст. и при температуре, на 100 ° превышающей точку ликвидуса. Наблюдавшееся

в смотровое стекло вспучивание зеркала расплава под действием интенсивно

выделяющихся газов указывало на то, что дегазация действительно

происходила.

Парные кольцевые пробы поочерёдно отливались из исходного и

вакуумированного расплавов (по семь-восемь пар колец из каждого сплава).

Средние показатели горячеломкости приведены в таблице 2. Опыты полностью

подтвердили предположение об усилении горячеломкости под действием

вакуумной дегазации.

Таблица 2. Горячеломкость и линейная усадка алюминиевых сплавов до и после

вакуумирования сплава

| |Горячеломкость, % |Полная линейная усадка, % |

| | | |

|Сплав | | |

| |Исходный |Вакуумированный|Исходный |Вакуумированный|

| |сплав |сплав |сплав |сплав |

|В95 |60 |74 |1.61 |1.73 |

|Д16 |44 |86 |- |- |

|Al c 0.7% Si |16 |47 |1.81 |1.88 |

|Al c 3.5% Cu |58 |100 |- |- |

Одновременно с горячеломкость измеряли линейную усадку. Если при

введении газа в расплав линейная усадка снижалась, то после вакуумной

дегазации свежерасплавленного она возрастала, что и является причиной

уменьшения запаса пластичности в твёрдо-жидком состоянии и роста

горячеломкости.

1.1.3. Влияние состава сплавов на горячеломкость

Исследование зависимости горячеломкости от состава в количественной форме

впервые было выполнено Вэрэ на примере системы Al – Si. По его данным, при

добавлении кремния к алюминию горячеломкость возрастала, достигала

максимума при содержании 1.6% Si и при переходе через эту концентрацию

скачком падала до нуля. Хотя наличие такого скачка в дальнейшем не было

подтверждено, но работа Вэрэ сыграла важную роль: в ней впервые по

экспериментальным данным был построен график «горячеломкость – состав»,

показавший, что при увеличении концентрации второго компонента

горячеломкость проходит через максимум и практически исчезает при

достижении некоторого критического количества эвтектики. Такая

закономерность в качественном виде была подмечена ещё в более ранних

работах. По данным Шейера, в системах Al – Cu и Al – Zn наиболее сильно

были поражены трещинами кокильные образцы сплавов, содержащих около 1%

второго компонента, с увеличением концентрации которого склонность к

образованию трещин явно уменьшалась, а при содержании меди свыше 8% и цинка

выше 50% трещины совсем не появлялись.

Рассмотрим более детально влияние состава на горячеломкость сплавов

эвтектической системы, проводя сопоставление экспериментальных данных с

диаграммой состояния. Так как при литье и сварке всегда развивается

дендритная ликвация, то вполне естественно, что неравновесность

кристаллизации учитывалась начиная с самых ранних работ, анализировавших

зависимость горячеломкости от состава.

От равновесной диаграммы состояния так называемая неравновесная

диаграмма отличается сдвинутой в сторону компонента концентрационной

границей появления эвтектики и, соответственно, сдвинутой линией солидуса,

а также пониженной температурой эвтектической кристаллизации.

Переохлаждение эвтектики сравнительно невелико и обычно намного меньше

эффективного интервала кристаллизации. Поэтому для анализа горячеломкости

оно существенного значения, как правило, не имеет, и далее учитываться не

будет. Сдвиг же границы появления эвтектики от точки предельной

растворимости в сторону ординаты компонента оказывает решающее влияние на

состав сплава с максимальной горячеломкостью и его всегда приходится

учитывать. В системах на основе алюминия и магния уже при медленном

охлаждении сплавов с печью наблюдается сильный сдвиг границы появления

эвтектики от точки предельной растворимости, а при охлаждении образцов в

Страницы: 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8