Горячеломкость – склонность металлов и сплавов к хрупкому
межкристаллитному разрушению при наличии жидкой фазы по границам зёрен.
При литье и сварке горячеломкость сплава проявляется в образовании так
называемых «горячих» трещин в слитках, фасонных отливках и сварных швах.
Горячие трещины – один из наиболее распространённых и трудно устранимых
видов брака. Если оплавление границ зёрен при горячей обработке давлением,
термообработке и эксплуатации изделий можно более или менее легко
предотвратить, очищая метал от легкоплавких примесей, вводя в него малые
добавки для связывания этих примесей в тугоплавкие соединения или, наконец,
просто ограничивая температуру нагрева точкой солидуса границ зёрен, то при
литье и сварке плавлением переход через интервал кристаллизации всегда
неизбежен. Поэтому горячеломкость чаще всего проявляется в двух последних
процессах.
Резко выраженная горячеломкость сплавов при литье и сварке сильно
осложняет, а часто делает и практически невозможным внедрение в серийное
производство новых сплавов с ценными эксплуатационными свойствами. В связи
с этим необходим такой научно обоснованный подход к разработке новых и
улучшению существующих сплавов, при котором наряду с получением высокой
прочности, жаропрочности и других эксплуатационных свойств обеспечивалась
бы высокая сопротивляемость сплавов образованию горячих трещин.
  Для определения свойств сплава, находящегося в твёрдо-
жидком состоянии, обычно непригодны методики и установки, используемые для
изучения сплавов в твёрдом или жидком состоянии. Необходимо применять
методики и приборы, специально предназначенные для изучения тех свойств
сплава в твёрдо-жидком состоянии, совокупность которых определяет его
горячеломкость.
На склонность сплава к образованию кристаллизационных трещин, как и
склонность к любому другому разрушению, решающее влияние должны оказывать
механические свойства в температурном интервале образования этих трещин.
Поэтому при анализе горячеломкости основное внимание необходимо обратить на
изучение механических свойств и закономерности пластической деформации и
разрушения сплавов в твёрдо-жидком состоянии. Но анализ горячеломкости, в
общем случае, нельзя свести к изучению только механических свойств:
горячеломкость, проявляющаяся при литье и сварке, зависит так же от
термического сжатия, линейной усадки в интервале кристаллизации.
ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ
1.1. ВЛИЯНИЕ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ НА ГОРЯЧЕЛОМКОСТЬ ПРИ ЛИТЬЕ СПЛАВОВ
1.1.1. Влияние формы и размеров зерен на горячеломкость
Измельчение зерна – это один из хорошо известных способов устранения брака
по горячим трещинам в слитках, фасонных отливках и сварных швах. Уменьшение
размеров зёрен и особенно переход от столбчатой структуры к равноосной в
литом сплаве, во-первых, сужают температурный интервал хрупкости и повышают
относительное удлинение в нём, а, во-вторых, снижают температуру начала
линейной усадки в эффективном интервале кристаллизации. Повышение
относительного удлинения и уменьшение линейной усадки при измельчении зерна
действуют в одном направлении: оба эти фактора, усиливая друг друга,
увеличивают запас пластичности сплава в твёрдо-жидком состоянии и тем самым
снижают горячеломкость.
Влияние формы и размеров зерна на горячеломкость в чистом виде не всегда
можно выявить, так как одновременно с их изменением под воздействием тех
или иных факторов может измениться и микростроение границ зёрен, а также
интервал кристаллизации, темп кристаллизации и газосодержание.
Наиболее просто выявление формы и размеров зёрен на горячеломкость
выявляется при изменении перегрева расплава. С увеличением перегрева
расплава зерно укрупняется и равноосная структура стремится перейти в
столбчатую, в результате чего запас пластичности в твёрдо-жидком состоянии
снижается, а горячеломкость возрастает (рисунок 1).
Увеличение продолжительности выстаивания расплава также может привести к
значительному укрупнению зерна и усилению горячеломкости. Увеличение
продолжительности выстаивания в электропечи с 20 минут до 10 часов
укрупнило зерно и привело к появлению трещин в слитке полунепрерывного
литья из сплава АК6. Испытания на разрыв образцов, вырезанных из слитков,
выявили сильное снижение удлинения в твёрдо-
[pic]
Рис.1 Зависимость показателя горячеломкости (ПГ) сплава алюминия с 4% Cu
от размера зерна ( ? ) при разном перегреве расплава.
жидком состоянии и расширения интервала хрупкости при выстаивании расплава.
Усиление горячеломкости при увеличении продолжительности выстаивания
расплава иногда связывают с повышением газосодержания. Но, во-первых, опыты
показывают, что в зависимости от природы сплава, его исходного
газосодержания и атмосферы печи выстаивание может не только повысить, но и
повысить газосодержание. Именно это наблюдалось в только что упомянутом
примере со сплавом АК6. Опыты проводились в цеховых условиях. Шихта
состояла из отходов прессового цеха, загрязнённых маслом, и
свежерасплавленный металл имел повышенное газосодержание. Десятичасовое
выстаивание расплава понизило содержание водорода с 0.30 до 0.19 см3 /100
г, увеличило плотность слитков с 2.786 до 2.797 и уменьшило среднюю толщину
границ зёрен на поверхности проб, отлитых на зеркальную плиту, с 6.8 до 4.6
мкм. Во-вторых, если газосодержание и повышается, то горячеломкость должна
падать, а не расти. Так как обычно горячеломкость при увеличении
продолжительности выстаивания возрастает, то это означает, что или
выстаивание понижает газосодержание, или же выстаивание повышает
газосодержание, но благоприятное влияние этого фактора на горячеломкость
перекрывается отрицательным действием укрупнения структуры.
Из-за неизбежных колебаний температуры расплава, разного содержания
примесей и неконтролируемых включений и по другим причинам в разных плавках
одного сплава получается различная структура. Горячеломкость многих
сплавов чутко реагирует на колебания размера зерна, получаемые в разных
плавках (рисунок 2).
Получение мелкозернистой структуры для снижения горячеломкости часто
достигается модифицированием сплава малыми добавками, например введением
титана в алюминиевые сплавы. Следует заметить также, что введение
модификатора может не только измельчить зерно, но и изменить количество и
характер распределения жидкой фазы по границам зёрен, а последний фактор
иногда оказывает решающее и не обязательно благоприятное влияние на
горячеломкость.
Снижение горячеломкости при вибрации в период кристаллизации частично
происходит благодаря измельчению зерна, однако удельный вес этого фактора
трудно установить, так как вибрация одновременно усиливает залечивание
трещин.
На размер зерна, как известно, сильное влияние оказывают примеси и
легирующие элементы. Отливки из чистых металлов обычно имеют столбчатую
структуру, а при повышении содержания примесей и легирующих элементов
зерно чаще всего измельчается. Но при этом, как правило, сильно изменяется
структура границ зерен, и роль размера зерна становится второстепенной.
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.
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.
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
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.
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. 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.
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.......

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.
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.
Повысить пластичность и снизить линейную усадку в интервале
кристаллизации путём изменения состава и структуры сплава – это значит:
1. Сузить температурный интервал хрупкости за счёт повышения его нижней
границы и (или) снижения верхней границы.
2. Поднять уровень относительного удлинения во всём интервале хрупкости,
в том числе и уровень минимального удлинения.
3. Сузить эффективный интервал кристаллизации за счёт снижения
температуры начала линейной усадки и (или) повышения точки солидуса.
4. Уменьшить темп нарастания линейной усадки при понижении температуры в
эффективном интервале кристаллизации.
Можно выделить четыре пути снижения горячеломкости сплавов.
1.2.1. Первый путь снижения горячеломкости – выбор оптимального
состава по основным компонентам при разработке новых и улучшении
существующих сплавов. Выбирая легирующие элементы и устанавливая их
концентрации, желательно обеспечить малый темп кристаллизации в верхней
части интервала «ликвидус – солидус» и большой темп в нижней части этого
интервала, чтобы получить возможно большее количество жидкой фазы к концу
кристаллизации. Этим достигается, во-первых, снижение температурной границы
между жидко-твёрдым и твёрдо-жидким состояниями, а параллельно с ней обычно
опускается и верхняя граница интервала хрупкости. Во-вторых, увеличение
относительного количества жидкой фазы к концу кристаллизации способствует
развитию здесь межзёренной деформации при затрудненной усадке и,
следовательно, повышает удлинение в интервале хрупкости. Наиболее простой
способ достижения этой цели состоит в увеличении количества составляющей
кристаллизующейся в последнюю очередь при постоянной температуре. Такой
составляющей является эвтектика, перитектическая составляющая, твёрдый
раствор, кристаллизующийся в точке минимума на диаграмме состояния, и
чистый металл. Снижение горячеломкости путём увеличения количества
эвтектики широко используется при разработке алюминиевых и магниевых
сплавов. Увеличение количества перитектической составляющей можно
использовать для снижения горячеломкости многих медных сплавов. В системах
с непрерывным рядом твёрдых растворов из-за дендритной ликвации
кристаллизация часто заканчивается в точке минимума на кривой ликвидуса или
в точке плавления более легкоплавкого компонента. Изменение состава сплава
в сторону этих точек должно увеличить количество жидкой фазы вблизи
солидуса и снизить горячеломкость. Этот способ снижения горячеломкости
может быть использован при разработке сплавов, относящихся к системам с
непрерывным рядом твёрдых растворов, например сплавов на основе Ni, Nb, Pt
и др.
На пластичности многокомпонентных сплавов в твёрдо-жидком состоянии
сказывается не только составляющая, кристаллизующаяся в последнюю очередь
при постоянной температуре (например, тройная эвтектика), но и
составляющая, образующаяся внутри интервала кристаллизации (например,
двойная эвтектика). способом снижения горячеломкости, к сожалению,
далеко не всегда удаётся воспользоваться, так как он может ухудшить
эксплуатационные свойства. Напомним, что составы высокопрочных и
жаропрочных сплавов часто находятся в области, где горячеломкость очень
высока, а допускаемое количество эвтектической или перитектической
составляющей в деформируемых и многих литейных сплавах строго ограничено.
Другой способ снижения горячеломкости состоит в том, чтобы при
разработке сплава попытаться изначально поднять его солидус, не повышая
ликвидуса и температуры начала линейной усадки. Для этого совсем
необязательно сильно изменять химический состав. Например, в тройной
системе (рисунок 4) с соединением AmBn, образующимся по перитектической
реакции, кристаллизация всех сплавов треугольника AmBn – B – C
заканчивается в эвтектической точке Е, а сплавов треугольника A – AmBn – C
– в перитектической точке Р. Температура плавления тройной эвтектики
может находиться значительно ниже температуры четырёхфазного
перитектического равновесия. При очень небольшом увеличении концентрации
компонента А в сплавах, находящихся вблизи линии AmBn – С,
они из треугольника AmBn – B – C попадают в треугольник A – AmBn – C
(например, сплав меняет свой состав от точки 1 до точки 2). При этом
тройная эвтектика исчезает, и солидус сплава сильно повышается, а
температура ликвидуса и температура начала линейной усадки практически не
изменяются; в результате сильно сужаются эффективный интервал
кристаллизации и интервал хрупкости.
Могут использоваться и другие варианты значительного сужения интервала
хрупкости при сравнительно небольшом изменении состава. Например,
легирование сплава магния с 4.5% Zn добавкой 0.8% Zr повышает солидус с 344
до 550°. Одновременно верхняя граница интервала хрупкости снижается на 30°
благодаря тому, что цирконий сильно измельчает зерно. В результате,
небольшая добавка циркония, мало изменяющая микроструктуру, сужает интервал
хрупкости в 25 раз.
Ещё одну возможность снижения горячеломкости можно использовать при
разработке новых сплавов – введение добавок, которые расширяют приграничную
зону твёрдого раствора, обогащённую легирующими элементами. Такие добавки
увеличивают толщину жидких прослоек по границам зёрен в интервале
хрупкости, повышая относительное удлинение в нём без заметного увеличения
количества эвтектики. Именно так действует добавка 0.3% Mn и 0.1% Ti к
сплаву алюминия с 7% Cu. Сплав алюминия с 7% Cu, 0.3% Mn и 0.1% Ti имеет
условный запас прочности в твёрдо-жидком состоянии ЗП = 0.52%, а у сплава с
7% Cu ЗП = 0.35%. Этот способ снижения горячеломкости весьма перспективен,
так как он не связан со значительным увеличением количества эвтектической
или перитектической составляющей. Но, к сожалению, пока трудно
предсказывать, какие элементы и в каком количестве необходимо вводить,
чтобы расширить приграничную ликвационную зону в первичных кристаллах
твёрдого раствора.
Все рассмотренные выше способы снижения горячеломкости основаны на
сужении эффективного интервала кристаллизации и интервала хрупкости и
повышении относительного удлинения в интервале хрупкости.
1.2.2. Второй способ снижения горячеломкости – регулирование содержания
основных компонентов в пределах допусков ГОСТа или технических условий.
Здесь применимы те же приёмы, что и при разработке нового сплава, но рамки
изменения химического состава строго ограничены. Однако и в тесных границах
ГОСТа, регулируя содержание основных компонентов, можно значительно
увеличить количество жидкой фазы и нижней части эффективного интервала
кристаллизации, существенно снизить температуру начала линейной усадки или
же поднять температуру солидуса.
Для каждого стандартного сплава, если при литье его наблюдается чистый
брак по кристаллизационным трещинам, необходимо установить оптимальный в
пределах допусков по ГОСТу состав, соответствующий минимуму горячеломкости.
Этот путь снижения горячеломкости ещё недостаточно широко используется, и
здесь имеются скрытые резервы уменьшения брака по усадочным трещинам в
производстве слитков и фасонных отливок.
1.2.3. Третий путь снижения горячеломкости – регулирование содержания
примесей в сплаве. Изменение содержания примесей может сильно повлиять на
нижнюю границу интервала хрупкости и величину относительного удлинения в
нём, практически не сказываясь на верхней границе интервала хрупкости и
температуре начала линейной усадки.
Наиболее вредны легкоплавкие примеси, образующие по границам зёрен
плёнки большой протяжённости, так как они резко расширяют температурный
интервал хрупкости. Давно известен способ снижения горячеломкости удалением
легкоплавких примесей из сплава. Если полностью избавиться от такой примеси ........