Исследование горячеломкости литейных сплавов на основе систем Al-Si, Al-Cu, Al-Si-Cu

p> 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.
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, 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.

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). Суммарное количество двойной и тройной эвтектик желательно выбирать таким, чтобы температура перехода из жидко-твёрдого в твёрдо-жидкое состояние находилась не в области первичной кристаллизации, а в интервале выделения двойной эвтектики. Тогда сплав будет иметь сравнительно небольшой температурный интервал хрупкости и высокое удлинение в нём.

Рассмотренным выше 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. Рассчитывать на снижение горячеломкости за счёт уменьшения термического коэффициента линейного сжатия не приходится, так как последний, как

[pic]

Рис. 4 Тройная система с двойным соединением, образующимся по перитектической реакции.

правило, можно значительно уменьшить, лишь очень сильно изменив состав сплава.
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.

Страницы: 1, 2, 3, 4