Исследование горячеломкости литейных сплавов на основе систем Al-Si, Al-Cu, Al-Si-Cu (стр. 4 из 11)

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, количество и форму распределения легкоплавкой составляющей. Примеси, входящие в твёрдый раствор, мало ликвирующие к границам зёрен и незначительно расширяющие интервал кристаллизации, на горячеломкости практически не сказываются. Изменение температуры солидуса сплава и количества легкоплавкой составляющей, рассмотренное выше на нескольких примерах, - это главное направление влияния примесей на горячеломкость. Но могут быть встречаться и другие случаи, из которых наиболее важно изменение формы и размера зерен и формы выделений интерметаллидов. Так, повышение содержания примеси алюминия в бронзе Бр. ОЦСН3-7-5-1 с 0.01 до 0.1% увеличило показатель горячеломкости по кольцевой пробе с 65 до 100%, так как оно способствовало образованию столбчатой структуры. Очень интересно действие изменения примеси железа в сплаве АМц. При добавлении 0.2% Fe в сплав алюминия с 1.5% Mn включения Al₆Mn измельчаются, нижняя граница интервала хрупкости поднимается до температуры солидуса, сам интервал хрупкости сужается с 20 до 6°, в результате чего показатель горячеломкости по кольцевой пробе при диаметре стержня 30 мм снижается со 100 до 40%.

1.2. ПУТИ СНИЖЕНИЯ ГОРЯЧЕЛОМКОСТИ СПЛАВОВ

Громадный производственный опыт и проводившихся во многих странах лабораторные исследования влияния химического состава и других факторов на склонность сплавов к образованию горячих трещин позволили в последние два десятилетия выявить основные направления снижения горячеломкости. Ниже на основе этого накопленного опыта с учётом данных о природе горячих трещин и закономерностей влияния состава и структуры на пластичность и линейную усадку в твёрдо-жидком состоянии кратко рассматривают пути снижения горячеломкости сплавов (но не отливок, так как в последнем случае пришлось бы рассматривать разнообразные мероприятия по устранению трещин в изделиях, носящие чисто технологический характер).

Горячеломкость сплава зависит от пластичности и линейной усадки его в твёрдо-жидком состоянии и от способности расплава залечивать возникающие трещины. Снижать горячеломкость сплава можно через повышение его пластичности в твёрдо-жидком состоянии, уменьшение линейной усадки кристаллизации и через усиление залечивания трещин расплавом. Из этих трёх факторов пластичность наиболее сильно реагирует на изменения состава и структуры сплава, а способность расплава залечивать трещины – наиболее слабо. Поэтому самые действенные металлургические способы снижения горячеломкости основаны на повышении пластичности сплава в твёрдо-жидком состоянии и частично на снижении линейной усадки в интервале кристаллизации.