интервале кристаллизации со средней скоростью порядка 100 град/мин

эвтектика в большинстве систем появляется при содержании лишь десятых долей

процента второго компонента.

Эффективный интервал кристаллизации при добавлении к чистому металлу

второго компонента возрастает, достигает максимума на концентрационной

границе появления эвтектики и затем постепенно уменьшается до нуля в точке

совпадения температуры начала линейной усадки с эвтектической горизонталью.

Горячеломкость тем больше, чем больше эффективный интервал кристаллизации,

и поэтому состав сплава должен совпадать с границей появления эвтектики.

Это положение сыграло важную роль в изучении зависимости горячеломкости от

состава, так как оно позволило связать сопротивляемость сплавов образованию

трещин с диаграммой состояния и, в первом приближении, предсказать область

составов наиболее горячеломких сплавов. Но уже в работе А.А. Бочвара и З.И.

Свидерской отмечалось, что в системе Al – Cu сплав с максимальной

горячеломкостью содержал, по данным микроскопического анализа, небольшое

количество эвтектики. Дальнейшее накопление экспериментальных данных

показало, что во многих системах максимум на кривой «горячеломкость –

состав» несколько сдвинут, по сравнению с

границей появления эвтектики, в сторону большей концентрации легирующего

элемента.

Причину несовпадения максимумов горячеломкости и эффективного интервала

кристаллизации можно понять, если учесть влияние на горячеломкость

пластичности и линейной усадки и зависимости этих свойств от состава

сплава. Рассмотрим в качестве примера систему Al – Cu. Горячеломкость и

концентрационную границу появления эвтектики определяли на одних и тех же

образцах – кольцевых пробах при средней скорости охлаждения в интервале

кристаллизации 350 град/мин. Если использовать алюминий чистотой 99.96%, то

сплав с максимальной

горячеломкостью содержит 0.7% Cu, а граница появления эвтектической

составляющей проходит при 0.2% Cu. У малолегированных сплавов Al – Cu в

нижней части интервала кристаллизации остаётся очень немного жидкой фазы в

виде изолированных включений, не вызывающих межкристаллитного разрушения.

Поэтому у этих сплавов нижняя граница температурного интервала хрупкости

находится значительно выше неравновесного солидуса (эвтектической

температуры), а сам интервал хрупкости значительно уже эффективного

интервала кристаллизации. С увеличением содержания меди интервал хрупкости

расширяется. Вместе с тем, у сплавов, содержащих до 1% Cu, относительное

удлинение внутри интервала хрупкости находится на очень низком уровне и

практически не зависит от состава. Так как повышение содержания меди до 0.7

– 1% не изменяет относительного удлинения в интервале хрупкости, но

расширяет его и увеличивает в нём линейную усадку, то запас пластичности в

твёрдо-жидком состоянии снижается. При увеличении содержания меди свыше 1%

интервал хрупкости ещё продолжает расширяться, но при этом, благодаря

увеличению количества жидкой фазы по границам зёрен, значительно возрастает

относительное удлинение, им запас пластичности повышается.

Таким образом, объяснение несовпадения максимумов горячеломкости и

эффективного интервала кристаллизации сводится к следующему. У сплава

алюминия с 0.2% Cu, расположенного на концентрационной границе появления

эвтектики, эффективный интервал кристаллизации максимален, но температурный

интервал хрупкости меньше, чем у несколько более легированных сплавов.

Поэтому при практически одинаковом удлинении в интервале хрупкости

наименьшим запасом пластичности в твёрдо-жидком состоянии, т.е.

максимальной горячеломкостью, обладает сплав алюминия с 0.7% Cu, содержащий

больше второго компонента, чем сплав с максимальным эффективным интервалом.

Это положение справедливо для большинства систем эвтектического типа

(рисунок 3). Например, в системе Al – Zn максимум горячеломкости приходится

на 6% Zn, а максимум эффективного интервала кристаллизации – на 3% Zn

(граница появления эвтектики определена на шлифах из кольцевых проб).

Точно определить состав наиболее горячеломкого сплава можно только прямыми

опытами. Но в практическом отношении немаловажно, что по микроструктуре

можно ориентировочно оценить сравнительно узкую область составов, где

следует ожидать появления максимума горячеломкости. Это – область сплавов с

концентрацией легирующих элементов несколько большей, чем на границе

появления эвтектики в данных неравновесных условиях кристаллизации,

область, где сплавы содержат не более десятых долей процента неравновесной

эвтектики.

[pic]

Рис.3 Несовпадение максимумов эффективного интервала кристаллизации и

горячеломкости в системе эвтектического типа

Рассмотрим, в каком интервале концентраций вообще появляется

горячеломкость.

Сплавы, находящиеся в области составов от «критической» точки до

эвтектической, казалось бы, вообще не должны быть горячеломкими, так как

эффективный интервал у них равен нулю, а кристаллизация эвтектики,

протекающая при постоянной температуре, сама по себе не должна вызывать

образования усадочных трещин. В действительности же на сложных фасонных

отливках можно встретить кристаллизационные трещины и в этой группе

сплавов. Из-за градиента температур усадка одних частей отливки, успевших

полностью затвердеть, вызывает растяжение соседних более горячих участков,

находящихся ещё в стадии кристаллизации эвтектики. Растяжение участков, где

имеется остаточная жидкая фаза, может привести к образованию

кристаллизационных трещин. Таким образом, сплавы с нулевым эффективным

интервалом кристаллизации могут проявлять горячеломкость, т.е. не

существует абсолютно негорячеломких сплавов.

Состав сплава с максимальной горячеломкостью в каждой системе весьма

постоянен: он практически не зависит от степени перегрева расплава,

скорости охлаждения и геометрии отливки. С повышением температуры кокиля

наблюдается лишь незначительная тенденция к смещению максимума

горячеломкости в сторону менее легированных сплавов. Минимальная

концентрация второго компонента, при которой экспериментально фиксируемая

горячеломкость исчезает, наоборот, зависит от условий литья. Интервал

концентраций, в котором обнаруживается горячеломкость, расширяется с

увеличением степени перегрева расплава, увеличением скорости охлаждения и

увеличением диаметра кольцевой пробы. Последние два фактора делают пробу

более жёсткой, так как увеличивают градиент температур и усиливают

локализацию усадочных деформаций, и поэтому способствуют выявлению

горячеломкости до больших концентраций легирующего элемента. Увеличение

перегрева расплава действует в том же направлении, так как расширяет

область составов сплавов, в которых образуются столбчатые кристаллы.

Объясняя причину снижения горячеломкости при увеличении количества

эвтектики в сплаве, на первое место часто ставят способность эвтектической

жидкости залечивать образующиеся трещины. С этим нельзя согласиться, так

как эвтектика не обладает какой-то особой, резко отличной от

неэвтектической жидкости способностью заполнять возникающие трещины.

Снижение горячеломкости при увеличении количества эвтектики в сплаве

происходит благодаря росту запаса пластичности в твёрдо-жидком состоянии, а

последний увеличивается как в результате повышения удлинения в интервале

хрупкости, так и уменьшения линейной усадки. Главной причиной этого

является увеличение количества жидкой фазы, кристаллизующейся в последнюю

очередь при постоянной температуре. Такой фазой может быть не только

эвтектика, но и жидкость перитектического состава и фаза, кристаллизующаяся

в точке минимума на диаграмме плавкости непрерывного ряда твёрдых

растворов. Другой фактор, благоприятно сказывающийся на пластичности и

линейной усадке в твёрдо-жидком состоянии – измельчение зерна, в

особенности сужение зоны столбчатых кристаллов, происходящее при увеличении

количества эвтектики в сплаве.

1.1.4. Влияние зональной ликвации на горячеломкость

При изучении системы Al – Cu было обнаружено, что кроме обычного максимума

горячеломкости при 0.7% Cu, расположенного вблизи концентрационной границы

появления эвтектики, существует ещё один максимум при 4% Cu.

Микроструктурный анализ показал, что и в разрывных образцах и в кольцевых

пробах сердцевина сильно обеднена медью, а поверхностные слои обогащены ею

по сравнению с нормальной структурой сплава с 4% Cu. В других

алюминиевомедных сплавах обратная ликвация не была выявлена. Появление

второго максимума горячеломкости объяснили развитием обратной ликвации.

Зональная ликвация наиболее развивается в сплавах, значительно более

легированных, чем сплав с максимальным эффективным интервалом

кристаллизации. В отсутствии её такие сплавы должны обладать сравнительно

небольшой горячеломкостью. Зональная ликвация приводит к образованию в

отливке участков, обеднённых легирующим элементом до концентраций,

соответствующих составам сплавов с высокой горячеломкостью. Неоднородность

микроструктуры отливки обуславливает также большой разброс значений

горячеломкости в разных опытах.

1.1.5. Влияние примесей на горячеломкость

Примеси оказывают разнообразное и часто очень сильное действие на

горячеломкость. Роль примесей неоднократно обсуждалась применительно к

самым разным сплавам. Ниже на нескольких примерах кратко рассмотрены

основные случаи влияния примесей на горячеломкость в связи с изменением

свойств сплавов в твёрдо-жидком состоянии.

Примеси воздействуют на горячеломкость главным образом через изменение

пластичности. Они могут расширить и сузить интервал хрупкости, увеличить и

уменьшить относительное удлинение в нём. На развитии линейной усадки в

интервале кристаллизации примеси обычно не сказываются.

Рассматривая действие вредных примесей, расширяющих интервал

кристаллизации, необходимо иметь в виду, что уменьшение горячеломкости

происходит не только при снижении, но и при повышении их концентрации в

сплаве. Одни и те же примеси, в зависимости от того, в каком металле или

сплаве они находятся, могут как усиливать, так и снижать горячеломкость.

Продемонстрируем это на примере двойной системы Al – Cu. Алюминий марки

AВ00 (99.96% Al) практически не склонен к образованию кристаллизационных

трещин, а алюминий марки A00 (99.7% Al) весьма горячеломок. Обусловлено это

тем, что при кристаллизации алюминия чистоты 99.7% по границам зёрен

образуется тонкий слой жидкой фазы, обогащённой кремнием и железом. Этот

слой создаёт интервал хрупкости в твёрдо-жидком состоянии величиной около

14°, в котором и возникают кристаллизационные трещины. Противоположно ведут

себя сплавы системы

Al – Cu. Сплавы, приготовленные на более грязном алюминии, менее

горячеломки. У них толще прослойки жидкой фазы в интервале хрупкости и

поэтому несколько выше относительное удлинение по сравнению со сплавами,

приготовленными на чистом алюминии.

У сплавов, приготовленных на алюминии чистоты 99.96%, максимум

горячеломкости наблюдается при содержании меди 0.7%, а если использовать

алюминий чистоты 99.7% - при содержании 0.3% Cu. Как видно, в последнем

случае требуется меньше легирующего элемента, чтобы достигнуть критического

количества легкоплавкой составляющей (максимума горячеломкости), так как

исходный металл уже содержит некоторое его количество.

Аналогично сказывается чистота алюминия на горячеломкости сплава АЛ19.

При использовании алюминия марки АВ000 (99.99% Al) показатель

горячеломкости этого сплава по кольцевой пробе при диаметре стержня 48 мм

составляет 95%, а при работе на алюминии марки А00 (99.7% Al) – 70%.

Соответственно, в первом случае средняя ширина жидких межзёренных прослоек

при 590° равна 3.4 мкм, а во втором – 4.9 мкм (оба значения получались

заниженными, так как измерения проводили на закалённых шлифах ).

Одни примеси в сплаве могут усиливать, а другие в том же сплаве

уменьшать горячеломкость, так как они по-разному влияют на солидус,

Страницы: 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8