1.3.1 В первой группе проб

В первой группе проб показателем горячеломкости является размер трещин при неизменной геометрии отливки. Так как жёсткость пробы постоянна, то размеры трещин могут характеризовать горячеломкость сплава.

Была разработана чрезвычайно простая кольцевая проба, которая в разных модификациях быстро завоевала популярность при исследовании цветных сплавов. Сплав заливается без специальной литниковой системы прямо в открытую полость формы - простейший кокиль со стальным стержнем. На поверхности кольцевой отливки измеряется суммарная длина трещин, являющаяся показателем горячеломкости. Впоследствии эта проба была ещё более упрощена тем, что стали измерять не суммарную длину трещин, а относительную длину основной трещины.

Как показали подробные исследования двойных и тройных систем на основе алюминия, проведённые в конце 40-х годов в Бирмингемском университете, кольцевая проба обладает довольно высокой чувствительностью к небольшим изменениям состава и хорошей воспроизводимостью результатов опытов. Кольцевая проба чрезвычайно проста, производительна, требует сравнительно небольшого расхода металла и позволяет в лабораторных условиях быстро наладить массовые исследования. На рисунке 5 показан кокиль для отливки кольцевой пробы. Для каждой серии сравниваемых сплавов диаметр стального стержня целесообразно подбирать в предварительных опытах так, чтобы наиболее горячеломкий сплав данной серии давал возможно более длинную трещину (но не длиннее, чем периметр радиального сечения кольца), а наименее горячеломкий сплав давал возможно более короткую трещину.

В пределах одной серии сравниваемых сплавов диаметр стального стержня кокиля должен быть постоянным (так же, как внешний диаметр и высота кольца). Тогда проба для всех сплавов этой серии обладает постоянной жёсткостью ( постоянной степенью локализации усадочных деформаций), и сплавы можно сравнивать по длине трещин на поверхности кольца. Необходимо подчеркнуть, что нельзя сравнивать по длине трещин сплавы из разных серий опытов, не учитывая диаметр стержня кокиля, так как при

Рис. 5 Кокиль для кольцевой пробы на горячеломкость

1 - съёмный стакан; 2 - стержень

разных диаметрах стержня кольцевые пробы обладают разной жёсткостью. Чем больше диаметр стержня, тем больше жёсткость пробы. Именно поэтому, приводя сведения о горячеломкости, необходимо указывать диаметр стального стержня, использованного при отливке кольцевой пробы. В большинстве случаев достаточно шести повторных опытов (заливок), чтобы надёжно определить показатель горячеломкости (суммарную длину всех трещин или относительную длину основной трещины). Длину трещины, которая бывает весьма извилиста, удобно измерять с помощью простого приспособления: укреплённое на конце рукоятки зубчатое колесо катится вдоль трещины и подсчитывает число полных его оборотов, а при неполном обороте - число зубьев, коснувшихся поверхности кольца.

Кристаллизационная трещина в принципе может развиваться в длину как в интервале кристаллизации, так и при температуре ниже солидуса. Поэтому естественен вопрос, какова уверенность в том, что на кольцевой пробе измеряется длина трещин чисто кристаллизационного происхождения. Фрактологический анализ многочисленных кольцевых проб из самых разнообразных цветных сплавов наглядно показал, что в подавляющем большинстве случаев на всей своей длине трещины на поверхности кольца имели кристаллизационное происхождение. Кроме того, данные о запасе пластичности в твёрдо-жидком состоянии и результаты измерения длины трещин на кольцевых пробах, как правило, очень хорошо согласуются. Следовательно, за редкими исключениями, (например, сплавы с очень высокой хрупкостью в твёрдом состоянии), на кольцевых пробах измеряется длина именно кристаллизационных трещин. Это не значит, что все получаемые с помощью кольцевой пробы сплавы не склонны к образованию холодных трещин. Рассматриваемая кольцевая проба обладает сравнительно небольшой жёсткостью, и поэтому холодные трещины на ней при изучении цветных сплавов появляются крайне редко. Само образование радиальной кристаллизационной трещины приводит к разрядке усадочных напряжений в кольце и этим уменьшает вероятность образования холодной трещины в нём. В то же время при непрерывном литье, когда в охлаждаемом водой слитке возникают очень большие термические напряжения, в кокильных отливках сложной конфигурации и при сварке, когда наблюдается сильная концентрация усадочных напряжений, типичные холодные трещины могут появиться и у тех сплавов, у которых, согласно кольцевой пробе, проявляется только горячеломкость.

Относительная длина основной трещины на кольцевых пробах изменяется при изменении состава сплава примерно так же, как суммарная длина всех трещин. Одновременно с развитием трещины в длину происходит её раскрытие, увеличение ширины. Длина и средняя ширина изменяются с составом качественно одинаково. Поэтому площадь трещины на поверхности кольца (произведение её длины на среднюю ширину) изменяется с составом качественно так же, как и длина трещины. Но измерение площади трещины существенно повышает трудоёмкость работы с кольцевой пробой. Для большинства исследований вполне достаточна чувствительность кольцевой пробы с измерением длины трещин. На поверхности отливки измеряется длина макротрещины, которая может объединять многочисленные межкристаллитные микротрещины. Чем больше последних, тем длиннее измеряемая трещина. Поэтому длина макротрещины в определённой мере отражает сопротивляемость сплава появлению очагов разрушения. Вполне очевидно, что длина макротрещины отражает также сопротивляемость сплава её развитию. Следовательно, принятая кольцевая проба даёт комплексный показатель горячеломкости, характеризующий как сопротивляемость сплава образованию, так и развитию кристаллизационных трещин. С практической точки зрения эта комплексность весьма ценна, так как для производственника важен не только факт наличия трещин, но и их размеры: короткие и неглубокие трещины можно заварить, и отливка не бракуется. К пробам, в которых показателем горячеломкости служат размеры, иногда относятся как к примитивным и противопоставляют их более сложным и будто бы более научно обоснованным методам оценки горячеломкости, например, по критическому напряжению. В действительности же кольцевая и подобная ей пробы, отличаясь исключительной простотой, не уступают, а часто и превосходят по чувствительности многие более сложные методы оценки горячеломкости, в том числе и метод определения критической нагрузки. Достоверность данных, полученных более сложными методами, часто проверяют по совпадению с результатами определения размеров трещин на более простых кольцевых пробах.

Применение кольцевой пробы позволило многим исследователям накопить обширный экспериментальный материал о зависимости горячеломкости цветных сплавов от состава и структуры, причём полученные данные прекрасно согласуются с производственным опытом, а также с результатами подсчёта условного запаса пластичности в твёрдо-жидком состоянии. Недостатком кольцевой пробы является малая её жёсткость, не позволяющая исследовать литейные сплавы со сравнительно небольшой горячеломкостью, например, большинство силуминов. Недостатком всех проб с постоянной жёсткостью является узость диапазона определяемой горячеломкости. Если проба недостаточно жёсткая, то она не позволяет различить по величине горячеломкости малогорячеломкие сплавы, так как они вообще не дадут трещин. Если же проба слишком жёсткая, то она не позволяет классифицировать сплавы с высокой горячеломкостью, так как в этом случае трещины приводят к полному разрыву по всему сечению отливок. Поэтому при работе, например, с кольцевой пробой необходимо для данной сплавов подбирать диаметр стержня, т.е. ширину кольцевой отливки при постоянном внешнем её диаметре, так, чтобы проба могла «различать» по величине горячеломкости все эти сплавы. Последнее условие вообще невозможно выполнить, если в исследуемую группу входят сплавы с очень высокой и очень низкой горячеломкостью. Тогда приходится сравниваемые сплавы разделять на две подгруппы и применять к ним пробу с повышенной и пониженной жёсткостью.

1.3.1.1 Стандартная кольцевая проба на горячеломкость

Стандартная кольцевая проба на горячеломкость (рисунок 6) представляет собой отливку в виде плоских колец, заполняемых от одного литника (1). Кольцо (2) толщиной 5 мм имеет во всех пробах один и тот же внешний диаметр, равный 107 мм. Для изготовления формы использовалась формовочная смесь, состоящая из кварцевого песка с 6% бентонита и 3% воды.

Внутренняя поверхность колец оформляется во всех случаях металлическими стержнями (3). Таким образом, в отливке создаются условия, благоприятные для образования усадочных напряжений вследствие механического торможения линейной усадки со стороны стержня. Кроме того, для образования термических напряжений применяют холодильники (4), которые увеличивают перепад температур в отливке. В результате этого возникающие деформации локализуются в одном месте - месте подвода металла к отливке, где заканчивается процесс кристаллизации. В этом месте и образуется трещина, если вынужденная деформация превысила значение предельной деформационной способности сплава.

Холодильники и стержни изготовлены из стали. Одна из сторон холодильника, которая соприкасается с отливкой, была покрыта слоем кварцевого песка со связующим веществом толщиной 1 мм. Ширина колец в радиальном направлении может изменяться от 5 до 47.5 мм с помощью металлических стержней различных диаметров. Критерием горячеломкости служит максимальная ширина кольца (в мм), при которой появляется трещина. Чем больше эта критическая ширина кольца, тем больше сплав предрасположен к образованию горячих трещин.

1.3.2 Во второй группе проб

Во второй группе проб показатели горячеломкости отражают и размеры трещин, и размеры образца. Одновременный учёт обеих этих характеристик производится для того, чтобы сделать пробы более чувствительными и, вместе с тем, способными охватить более широкий диапазон горячеломкости.

Особый интерес представляет проба Хала. В отличие от всех известных проб, она может быть использована для оценки горячеломкости тугоплавких сплавов на основе титана, циркония, ниобия и т. п. Характерные особенности этой пробы: плавка во взвешенном состоянии малых навесок (2.4 см³ ) и заливка металла в медную форму в атмосфере гелия или аргона (рисунок 7).

В образце, который имеет вид шпильки с головками, из-за усадки металла и расширения медной формы возникают растягивающие деформации. С увеличением внешнего диаметра изложницы, т.е. с увеличением её массы, она меньше нагревается при заливке металла и меньше растягивает образец. Следовательно, жёсткость пробы возрастает с увеличением длины шпильки

Рис.6 Кольцевая проба на горячеломкость.

1 - литник; 2 - кольца переменной ширины; 3 - металлический стержень; 4 - холодильник

А и уменьшением внешнего диаметра формы С. Каждая форма характеризуется условным номером N, соответствующим определённым значениям А и С:

N………………………………. 4 5 6 7 8 9

А, дюйм………………………. 2³/₄ 2⁹/₁₆2³/₈ 2³/₁₆ 2 1¹³/₁₆

С, дюйм..................................... ³/₄³/₄ ³/₄ ³/₄ ³/₄ ³/₄

N................................................. 10111213 141516

А, дюйм..................................... 1⁵/₈1⁵/₈1⁵/₈1¹/₂ 1³/₈1¹/₄1¹/₈

С, дюйм...................................... ³/₄ 1 1¹/₄ 1¹/₄1¹/₄1¹/₄1¹/₄

На поверхности образца, Поворачиваемого в специальном держателе, По отсчетному лимбу измеряется угловая величина концентрических трещин (осевой их составляющей пренебрегают). Результаты измерений для каждого сплава представляются в виде графика "относительная длина трещин (%) - номер литейной формы». Чем больше этот номер, тем меньше растягивающие деформации и короче трещины. За показатель горячеломкости выбирается номер формы, при котором относительная длина трещины равна 40%.

Проба Хала (CPT-Test - cast-pin tear test) обладает удовлетворительной чувствительностью и позволяет производить сравнительно быстрые и недорогие испытания тугоплавких сплавов на горячеломкость.

1.3.3 В третьей группе проб

В третьей группе проб показателем сопротивляемости образования трещин является критическая нагрузка на затвердевающий образец. Здесь можно выделить две подгруппы: пробы с заранее приложенной постоянной нагрузкой и пробы, в которых усадка тормозится непрерывно возрастающей нагрузкой (пружиной).

В пробах с постоянной нагрузкой вся она быстро передаётся на образец, когда начинается линейная усадка. В то же время в производственных отливках усадочные напряжения возникают постепенно по мере развития затруднённой усадки. Поэтому вполне логично использование проб, в которых усадка тормозится пружиной и нагрузка непрерывно возрастает от нуля до некоторой критической величины в момент образования трещины. Этот момент отмечается по появлению максимума на кривой «усилие

Рис.7 Медная форма для пробы Хала

сопротивления усадке - время», так как при образовании трещины усилие окончательно (при полном разрыве) или временно падает. В основе этих методов лежит схема опыта Бриггса и Гезелиуса (рисунок 8), измерявших усилие, которое возникало при торможении усадки образца пружиной. Образец в виде стержня заливается в песчаную форму, в полость которой с двух торцов вставлены шпильки. Одна шпилька жёстко укреплена в опоке, а другая соединена с пружиной. Затвердевающий металл «схватывает» шпильки, и образец с одного торца оказывается жёстко связанным с опокой, а с другого - соединённым через шпильку с пружиной, делающей усадку затруднённой.

Нагрузка на образец измеряется по прогибу пружины с помощью механического индикатора, проградуированного в единицах силы.

Результаты исследований с помощью приборов, в которых усадка тормозится пружиной, в сильной степени зависит от жёсткости пружины. Чем жёстче пружина, тем быстрее после окончания заливки образуется трещина и тем меньше в этот момент нагрузка. Следовательно, абсолютное значение критической нагрузки зависит не только от свойств сплава, но и от жёсткости пружины. Особенно важно то, что жёсткость пружины по-разному сказывается на критической нагрузке, определённой на разных сплавах. В результате можно получить разную зависимость сопротивляемости образованию трещин от состава. Так, при увеличении жёсткости пружины, в ряду сплавов Fe - C сталь с 0.2% С из наименее горячеломкой становится наиболее горячеломкой.

Было замечено, что при наличии у сплава предусадочного расширения, в производственных отливках стержень, расширяющийся при заливке металла, оказывает сопротивление усадке как только она начинается, а в установке с пружиной нагрузка прикладывается к образцу с опозданием. Обусловлено последнее тем, что в период предусадочного расширения пружина из положения oa изгибается в положение oc , а после начала усадки, когда она возвращается в исходное положение, образец не нагружен (рисунок 3). Образец нагружается только после того, как пружина проходит через исходное положение oa и отклоняется в положение ob. Из-за холостого хода пружины критическая нагрузка зависит от величины предусадочного расширения, и результаты испытаний иногда расходятся с производственным

опытом и оценкой горячеломкости по пробам, относящимся к первым двум группам.

Одним из показателей горячеломкости является относительное количество треснувших отливок. Такой способ неудобен в лабораторных условиях, так как достоверные данные можно получить лишь при большом количестве повторных заливок. В то же время в заводских условиях, когда под контроль попадают сотни производственных отливок, статистический метод оценки горячеломкости по относительному числу треснувших отливок даёт очень хорошие результаты.



Рис.8 Схема опыта с торможением усадки пружиной

Была также сделана попытка оценить горячеломкость по величине минимальной твёрдости стержневой смеси, начиная с которой в кольцевой отливке появляются трещины. Эта методика не нашла применения, так как оказалась малочувствительной и неудобной в исполнении.

Вот ещё один пример измерения горячеломкости. Образцы в виде брусов отливались в песчаную форму, в полости которой с торцов были вставлены шпильки. С одного торца шпилька, «схватываемая» затвердевающим металлом, жёстко соединяла каждый образец с опокой, а с другого торца шпилька свободно проходила через отверстие в опоке. На конце этой шпильки с внешней стороны опоки была насажена гайка, и зазор между ней и опокой позволял проходить свободной усадке образца. Величина этого зазора, а следовательно, и степень затруднения усадки устанавливались заранее и были различными для разных образцов. Горячеломкость оценивалась по критической величине зазора, соответствующей появлению трещин. Рассмотренная проба оказалась малочувствительной и в дальнейшем не нашла применения.

Ни одна из существующих проб не может быть признана универсальной и пригодной для решения любых задач, связанных с изучением горячеломкости при литье. Такой универсальной пробы, по всей видимости, вообще невозможно разработать, хотя бы потому, что в одном опыте принципиально нельзя воспроизвести условия разных способов литья (в песчаную форму, в кокиль, непрерывного и т.д.) При решении разных задач выдвигаются разнообразные и часто прямо противоположные требования к пробе на горячеломкость.

1.4 ХАРАКТЕРИСТИКА НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

1.4.1 Сплавы на основе системы алюминий - кремний

Сплавы Al - Si являются наиболее распространёнными литейными алюминиевыми сплавами. Это связано с хорошим комплексом литейных свойств. Эвтектическая точка (11,7% Si) на диаграмме состояния (рисунок 9) смещена к чистому Al, поэтому основой эвтектики a+Si является a-----твёрдый раствор. Если выделение кремния в эвтектике находится в виде крупных образований, то пластичность сплава резко ухудшается с увеличением доли эвтектики в структуре.

Модифицирование натрием (используются также Li, K, Sr) резко измельчает включения кремния в эвтектике, в результате повышается комплекс пластических свойств, что, в свою очередь, приводит к отсутствию склонности к образованию горячих трещин. Небольшое количество хрупкого кремния в эвтектике и модифицирование структуры позволяют использовать сплавы с наилучшим комплексом литейных свойств (сплав АЛ2 (АК12)). Доэвтектические сплавы с 5-9% Si и другими добавками также находят широкое применение (АЛ4 (АК9ч), АЛ9 (АК7ч)).

В двойных сплавах Al - Si, получивших название простые силумины, вследствие отсутствия интерметаллидов эффект упрочнения от выделения вторичных фаз очень незначителен и не имеет практического значения. В связи с этим двойные сплавы относятся к числу термически не упрочняемых и обладают невысокими прочностными свойствами.

Примеси железа в сплавах Al - Si образуют сложное соединение b (Al - Fe - Si) в виде хрупких пластин, которые резко снижают пластичность. Отрицательное влияние железа эффективно снижает добавка 0.2 - 0.5% Mn.

В присутствии марганца вместо b--(Al - Fe - Si) образуется фаза a--(Al - Fe - Si - Mn) в виде компактных равноосных полиэдров, в меньшей степени влияющих на пластичность.

Механические свойства силуминов заметно отличаются при различных способах литья, например, при литье в песчаную форму механические свойства хуже, чем при литье в кокиль или при литье под давлением. Объясняется это тем, что более высокая скорость кристаллизации приводит к измельчению структурных составляющих.

Сплав АЛ2(АК12) (11.7% Si) - единственный промышленный двойной сплав системы Al - Si. Он характеризуется невысокими механическими свойствами, которые в зависимости от условий литья и размеров сечения отливки сильно колеблются.

Эвтектический состав сплава (10 - 13% Si) - обеспечивает ему отличный комплекс литейных свойств: наиболее высокую жидкотекучесть среди всех алюминиевых сплавов, отсутствие склонности к образованию трещин и



Рис.9 Диаграмма состояния Al - Si

пористости. Из сплава получают плотные, герметические отливки с концентрированной усадочной раковиной. Линейная усадка не превышает 0.8%. Сплав широко используется для всех способов литья в различные формы, применяется в модифицированном состоянии, без термической обработки. АЛ2(АК12) характеризуется высокой коррозионной стойкостью. Сплав АЛ2(АК12) применяют особенно широко для литья под давлением, а также для производства крупногабаритных отливок.

1.4.2 Сплавы на основе системы алюминий - медь

Для анализа структурообразования в литейных сплавах Al - Cu используется участок диаграммы состояния от Al до первого химического соединения q----(CuAl₂) (рисунок 10).Отметим ряд особенности диаграммы состояния:

1. Значительная предельная растворимость в твёрдом состоянии (C_p = 5.65% Cu) и её быстрое уменьшение с понижением температуры определяют возможность упрочняющей термической обработки сплавов (закалка + старение). Упрочняющей фазой являются дисперсные вторичные выделения CuAl₂. Часть меди сохраняется в твёрдом растворе и дополнительно упрочняет сплав по растворному типу. Повышенная прочность и жаропрочность - основные достоинства сплавов Al - Cu.

2. Эвтектическая точка сдвинута к интерметаллиду (C_э = 33%), поэтому эвтектика более чем на половину (по объёму) состоит из хрупкого и твёрдого соединения CuAl₂. В результате сплавы эвтектического состава (с наилучшими литейными свойствами) совершенно не пригодны к использованию из-за высокой хрупкости. Кроме того, значительное содержание меди приводит к заметному увеличению плотности: от 2.7 для чистого Al до 3.3 г/см³ для сплава с 10% Cu. Указанные обстоятельства ограничивают концентрацию добавок меди в литейных сплавах с нижней стороны 1.0 - 1.5% (для обеспечения достаточного растворного упрочнения), с верхней стороны 6 - 8% (во избежание излишней хрупкости из-за образования CuAl₂).

3. Невысокая температура плавления эвтектики (t_э = 548 °С) в сочетании с большим значением С_р приводит к образованию в промышленных сплавах широкого интервала кристаллизации (D--t_кр »_--100 °C).

Такие сплавы отличаются пониженной жидкотекучестью, склонностью к пористости и образованию горячих трещин, в них сильно развита ликвация; неравновесная эвтектика проявляется уже при 1.5 - 2.5% Cu. Таким образом, на примере сплавов Al - Cu мы встречаемся с характерной ситуацией, когда для получения требуемого комплекса механических свойств приходится пожертвовать литейными технологическими свойствами.

Рис.10 Часть диаграммы состояния Al - Cu

Сплав (АЛ7) (Cu 4.5%) упрочняется по растворному типу, а также за счёт дисперсных выделений фазы CuAl₂. Кроме того, примеси железа и кремния образуют нерастворимые железосодержащие фазы, выделяющиеся в виде ободков по границам дендритных ячеек. Термическая обработка заключается в закалке от 515°С в горячей воде и искусственном старении при 150°С в течение 2 - 4 часов. Сплав АЛ7 имеет повышенную усадку (1.4%), склонен к образованию горячих трещин и поэтому не рекомендуется для литья в кокиль. Он применяется для литья средне нагруженных деталей, небольших по размеру.

Сплав АЛ19 (АМ5) (Cu 4.9%; Mn 0.8%; Ti 0.2%). Марганец и титан образуют сложные интерметаллидные фазы: Ti (Al₁₂Mn₂Cu) и TiAl₃ (примеси железа жёстко ограничены). Эти фазы совместно с CuAl₂ формируют твёрдый каркас по границам дендритных ячеек и придают сплаву повышенную жаропрочность. Термическая обработка отличается более высокими температурами (закалка от 545°С, старение при 175°С).

Сравнительно высокое содержание меди в сплаве (до 5.5%) приводит к образованию в литом состоянии неравновесной тройной эвтектики. В связи с этим нагрев при закалке проводят ступенчато - с выдержкой при 530°С для рассасывания неравновесной эвтектики. Это типичный приём при термической обработке ряда литейных сплавов, склонных к сильной дендритной ликвации.

Ниже приведены значения длительной (100ч.) прочности некоторых Al литейных сплавов при температуре 300°С (таблица 3):

Таблица 3.

Сплав	АЛ8	АЛ2(АК12)	АЛ4(АК9ч)	АЛ7	АЛ5(АК5м)
? 100, Мпа	15	25	30	30	65

По этим показателям сплавы системы Al - Cu значительно превосходят сплавы системы Al - Si.

Все сплавы Al - Cu имеют пониженную по сравнению с другими алюминиевыми сплавами коррозионную стойкость и нуждаются в тщательной защите от коррозии путём нанесения лакокрасочных покрытий.

1.4.2 Сплавы системы алюминий - кремний - медь

Эта система не имеет тройных соединений, а фазы a--, CuAl₂ и Si образуют тройную эвтектику состава 63.50% Al, 31.5% Cu, 5% Si с температурой плавления 525°С, что очень часто встречается в промышленных сплавах (АЛ6, АЛ12). Сплавы типа силумин независимо от количества потребляемого кремния сохраняют в a--- твёрдом растворе достаточно много меди (от 4.75 до 5.5%), в то время как содержание кремния в тройном a--- твёрдом растворе колеблется от 0.1% до 1.5%. Наиболее типичными представителями тройных сплавов системы Al - Si - Cu является сплав АЛ6, который широко используется для изготовления приборов и агрегатов. АЛ6 обладает лучшими механическими свойствами, но худшими литейными, чем нормальный силумин. Применяется в литом состоянии без термической обработки.

ГЛАВА 2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

2.1 МЕТОДИКА ПРИГОТОВЛЕНИЯ ОПЫТНЫХ СПЛАВОВ

Для приготовления опытных сплавов использовалась электрическая печь сопротивления шахтного типа мощностью 10 КВт с выемным графито - шамотовым тиглем ёмкостью 10 марок. В качестве шихтовых материалов использовались:

1. Al чушковой марки А99

2. Силумин чушковой Сил 00

3. Электролитическая медь марки М 00

4. Лигатура двойная Al - Ti или соль K₂TiF₆

5. Лигатура двойная Al - Zr или соль K₂ZrF₆

Сначала в тигель загружался Al и после его расплавления, при температуре 760° С, последовательно вводились медь и силумин. В случае применения модификаторов, в первую очередь вводились соответствующие лигатуры или соли, при температуре 780° С. Состав полученных сплавов контролировался химическим анализом. Температура заливки металла составляла 700° С. Контроль температуры осуществлялся с помощью термопары хромель - алюмель (ХА).

Металл разливался в заранее приготовленные формы специальных технологических проб для определения горячеломкости.

2.2 ИССЛЕДОВАНИЕ ГОРЯЧЕЛОМКОСТИ СПЛАВОВ СИСТЕМ Al - Si, Al - Cu, Al - Si - Cu ПО ПОКАЗАНИЯМ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПРОБ

Для оценки горячеломкости сплавов системы Al - Si были выбраны концентрации 0.25, 0.5,1.0, 1.5, 2.0, 3.0, 5.0 % Si. Были выплавлены соответствующие составы исследуемых сплавов и отлиты технологические пробы. Общий вид отливки по кольцевой пробе показан на рисунке 11.

На рисунке 12 представлена кривая изменения горячеломкости сплавов системы Al - Si в зависимости от содержания второго компонента. Видно, что максимум горячеломкости соответствует сплаву, содержащему 0.25% Si. При дальнейшем увеличении концентрации кремния горячеломкость снижается и при содержании более 2% становится равной нулю. Снижение горячеломкости происходит благодаря уменьшению линейной усадки в интервале кристаллизации (вследствие увеличения количества жидкой фазы, кристаллизующейся при постоянной температуре). Увеличение количества эвтектики в сплаве создаёт также благоприятные условия для интердендритного питания и, следовательно, для залечивания возникающих трещин жидкостью эвтектического состава.

Рис.11 Отливка технологической пробы на горячеломкость



Рис.12 Изменение горячеломкости сплавов системы Al - Si

На том же рисунке (12) приведено значение горячеломкости сплава, содержащего 0.25% Si с добавкой модификатора, в качестве которого использовался Zr в количестве 0.1%. Видно, что введение модификатора не оказывает влияния на снижение горячеломкости.

На рисунке 13 представлено изменение горячеломкости сплавов системы Al - Cu в зависимости от содержания меди. Максимальной горячеломкостью обладает сплав, содержащий 0.5% Cu.

Модифицирование сплава данного состава так же, как и в предыдущем случае, не приводит к снижению горячеломкости.

При увеличении содержания меди в этой системе после точки максимальной горячеломкости снижение горячеломкости протекает более умеренно, чем в системе Al - Si. После некоторого снижения, при содержании меди, равном 4%, вновь наблюдается увеличение горячеломкости, и лишь при концентрациях меди выше 4% имеет место заметное снижение горячеломкости. Появление второго максимума горячеломкости объясняется в данном случае развитием обратной ликвации (микроструктурный анализ показал, что в кольцевых пробах сердцевина сильно обеднена медью, а поверхностные слои обогащены ею по сравнению с нормальной структурой сплава).

В тройной системе Al - Si - Cu (рисунок 14) при увеличении концентрации кремния и меди существенное снижение склонности к образованию горячих трещин после достижения максимума горячеломкости (42.5 мм) обуславливается главным образом влиянием кремния (образованием эвтектической составляющей). Уже при содержании обоих легирующих элементов в количествах выше 3%, горячеломкость снижается до такого уровня (15-22.5 мм), который позволяет гарантированно получать свободные от горячих трещин сложные по конфигурации отливки методами литья в постоянные металлические формы.

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. Появление эвтектики и распределение её по границам кристаллитов в виде тонких прослоек существенно охрупчивает сплав, снижая его механические свойства, и, следовательно, его способность сопротивляться возникающим напряжениям. Кроме того, у сплавов с наибольшим эффективным интервалом кристаллизации линейная усадка в этом интервале получает максимальное



Рис.13 Изменение горячеломкости сплавов системы Al - Cu

Рис.14 Изменение горячеломкости в сплавах системы Al - Si - Cu

развитие и вызывает максимальные напряжения. У исследуемых сплавов максимальной горячеломкостью обладают сплавы следующих составов:

Al - Si 0.25, Al - Cu 0.5, Al - Si 0.25 - Cu 0.25. Величина горячеломкости этих сплавов различается незначительно и находится в пределах 37.5 - 42.5 мм по показаниям используемой кольцевой технологической пробы.

Модифицирование наиболее горячеломких сплавов титаном и цирконием либо не оказывает, либо оказывает незначительное влияние на снижение горячеломкости этих сплавов. Некоторое снижение горячеломкости (сплав тройной системы) можно объяснить тем, что при измельчении зёрен увеличивается количество стыков между ними, а это в свою очередь увеличивает прочность их связи. Кроме того, соединение зёрен между собой происходит при большем количестве твёрдой фазы, следовательно, линейная усадка получает более позднее развитие и к концу кристаллизации достигает меньшей величины, чем у немодифицированного сплава. Тем не менее, эти два фактора, очевидно, не способны в значительной мере компенсировать возникающие высокие по своему значению усадочные напряжения при кристаллизации этих сплавов.

Изучение микроструктуры показало, что характер возникновения и развития горячих трещин всех исследуемых сплавов примерно одинаков, особенно при малых концентрациях легирующих элементов. Горячие трещины развиваются по прослойкам эвтектической составляющей сплава, располагающимся по границам зёрен. При высоком содержании легирующих элементов микроструктура отличается количеством и формой распределения эвтектики. В качестве примера на рисунке 15 приведена микроструктура сплавов системы Al - Si - Cu в местах образования и развития горячих трещин. На рисунке 15 а и 15 б представлена микроструктура сплава Al - Si 0.25 - Cu 0.25 соответственно немодифицированного (а) и модифицированного (б). Структура этих сплавов характеризуется незначительным содержанием легкоплавкой составляющей. Модифицированный сплав имеет более мелкое зерно и более тонкое распределение эвтектики по границам зёрен. Такое распределение эвтектики при небольшом её количестве не может благоприятно сказаться на горячеломкости и является основной причиной незначительного действия модифицирования на снижение горячеломкости. Дальнейшее увеличение содержания кремния и меди в сплаве до 1% не приводит к существенному изменению структуры (рисунки 15 в и 15 г). Однако следует отметить, что с дальнейшим увеличением содержания кремния и меди в сплаве появляется всё больше эвтектической составляющей. Увеличение количества жидкой фазы к концу кристаллизации приводит к затруднённой усадке, что в свою очередь приводит к увеличению пластичности сплава в этом интервале кристаллизации. К тому же, создаются благоприятные условия для залечивания трещин эвтектической жидкостью. На рисунках 15 д и 15 е видны участки частично залеченных трещин, а на рисунке 15 ж - полностью залеченная крупная горячая трещина.

а) б)

в) г)

д) е)

ж)

Рис.15 Микроструктура сплавов системы Al - Si - Cu c горячими трещинами: а) Si - 0.25, Cu - 0.25;б) Si - 0.25, Cu - 0.25 с модификатором; в) Si - 0.5, Cu - 0.5;г) Si - 1.0, Cu - 1.0; д) Si - 2.0, Cu - 2.0;е) Si - 3.0, Cu - 3.0; ж) Si - 4.0, Cu - 4.0

2.3 МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ДИФФЕРЕНЦИАЛЬНОГО ТЕРМИЧЕСКОГО АНАЛИЗА ИССЛЕДУЕМЫХ СПЛАВОВ

Для подтверждения данных, полученных методом исследования опытных сплавов по кольцевой пробе, был использован метод дифференциального термического анализа, который позволяет проанализировать изменение темпа кристаллизации сплавов и связать его с изменением состава сплавов.

Установка для дифференциального термического анализа (Д Т А) ( рисунок 16) состоит из нагревательной электрической печи с тепловым экраном, обеспечивающим идентичность помещённого в нём образца и эталона. Горячие спаи простой и дифференциальной термопар крепились на образце с помощью прижимного устройства, которое обеспечивало хороший контакт на протяжении всего интервала кристаллизации. Сигнал от термопар поступал на зеркальные гальванометры типа М17. Отклонение зеркальца фиксировалось по записи на фотобумаге светового зайчика. Основное преимущество данной системы - её малая инерционность. Использовались термопары группы ХА, диаметр 0.5 мм, холодные спаи которых были термостатированы в сосуде Дьюара с тающим льдом. Полная идентичность горячих спаев обеспечивалась их изготовлением по общему срезу. Особенностью данной методики ДТА является регулировка чувствительности гальванометров, которая обеспечивала очерчивание дифференциальной кривой единой площади (рисунок 17). Это позволило оценить теплоту плавления образца:

Q_пл. = Sⁿ_i=1 S_i

и определить температурную зависимость относительной теплоты к моменту достижения температуры:

t_i = DQ/Q_пл.= Sⁱ₁ S_i/Sⁿ₁ S_i Ч 100%

В качестве эталона использовалась электролитическая медь, не испытывающая фазовых превращений в диапазоне исследуемых температур.Масса эталона (m_эт.) рассчитывалась из условия равенства теплосодержащего эталона и образца:

m_эт. = m_обр. Ч--C_обр. /C_эт.

где m_обр. - масса образца исследуемого сплава, С_обр. и С_эт. - удельная теплоёмкость образца и эталона.

Расчёт относительной теплоты (DQ/Q_пл.) и темпа плавления m (DQ/Dt_i) вёлся по площадям дифференциальной кривой термограммы, которые были

Рис. 16 Принципиальная схема пирометра Н.С. Курнакова

1 - дифференциальный гальванометр; 2 - простой гальванометр; 3 - сосуд Дьюара; 4 - дифференциальная термопара; 5 - простая термопара; 6 - образец; 7 - эталон.



Рис.17 Термограмма опытной плавки сплава системы Al - Si - Cu

получены при ДТА (рис.17). Под относительной теплотой понимается процентное отношение теплоты, поглощённой к моменту достижения в образце температуры t_i(DQ_i), к общему количеству теплоты, поглощённому при расплавлении образца (Q_пл.). Относительная теплота DQ/ Q_пл. определялась из отношения площади, описанной дифференциальной кривой к моменту достижения температуры t_i(Sⁿ_i=1 S_i) и площади, описанной дифференциальной кривой при полном расплавлении образца (достижение температуры t_liq) (Sⁿ_i=1 S_i). Под темпом плавления m понималось отношение изменения теплоты (DQ_i), поглощённой в интервале температур, к величине этого интервала. Для упрощения расчётов величина Dt_i выбиралась постоянной и составляла 10° C. По полученным результатам были построены температурные зависимости изменения относительной теплоты и темпа плавления, которые можно интерпретировать как кинетику образования жидкой фазы в кокильном образце при его расплавлении или как кинетику выделения твёрдой фазы при затвердевании сплава в условиях литья в кокиль. Именно этими данными и следует руководствоваться в процессе проверки результатов исследования вышеуказанных сплавов методом кольцевой пробы.

2.4 АНАЛИЗ ПАРАМЕТРОВ КРИСТАЛЛИЗАЦИОННОГО ПРОЦЕССА

Для анализа кристаллизационного процесса был выполнен ДТА сплавов системы Al - Si с содержанием Si: 0.25, 0.5, 1.0, 3.0 и 5.0 %. Основные параметры кристаллизационного процесса указаны в таблице 4:

Таблица 4. Параметры кристаллизационного процесса сплавов системы Al - Si

№	Содержание Si,%	Теплота кристаллизации	tsol, °C	tliq, °C	tкр.
1	0.25	-352.2	627.4	643.2	15.8
2	0.5	-341.6	627.0	642.8	15.8
3	1.0	-360.3	551.6	638.6	87.0
4	3.0	-347.0	550.0	625.6	75.6
5	5.0	-302.7	549.0	612.9	63.9

Дальнейший анализ приведённых данных показал:

1. Сплавы, содержащие 0.25 и 0.5% Si, имеют узкий интервал кристаллизации (~16°C). На кривых ДТА для этих сплавов не зафиксировано эвтектическое превращение, т.е. тепловое превращение связано только с кристаллизацией a-твёрдого раствора кремния в алюминии. Параметры кристаллизационного процесса этих двух сплавов практически одинаковы.

2. В сплавах с содержанием Si 1.0% и выше зафиксирована кристаллизация эвтектической составляющей, причём чем больше в сплаве кремния, тем больше эвтектики. Поэтому интервал кристаллизации этих сплавов значительно больше, так как в этом случае участвуют два превращения - кристаллизация твёрдого раствора и эвтектики, протекающая для этих составляющих при различных температурах. Обращает на себя внимание тот факт, что с увеличением содержания кремния с 1.0 до 5.0% интервал кристаллизации уменьшается с 87 до 64°--С. Это связано с тем, что с увеличением кремния ликвидус сплавов существенно снижается, а солидус остаётся практически неизменным, так как кристаллизация этих сплавов завершается кристаллизацией эвтектики (a + Si) при постоянной температуре.

По кривым ДТА были рассчитаны и графически интерпретированы кривые изменения темпа кристаллизации опытных сплавов (рисунок 18). Для сплавов 0.25 и 0.5% Si темп кристаллизации увеличивается практически линейно и достигает максимальных и больших по абсолютной величине значений у температуры солидус. Аналогично должна развиваться и линейная усадка в интервале кристаллизации, что в сумме с наличием тонких прослоек жидкого металла между кристаллами, ослабляющих их связь, приводит к увеличению горячеломкости.

Характер изменения темпа кристаллизации сплавов с содержанием кремния от 1.0 до 5.0% существенно отличается. Достигнув максимума в начале кристаллизации, когда линейная усадка ещё не получила своего развития, темп кристаллизации затем плавно снижается с приближением к температуре солидус. И только у сплавов, содержащих 3.0 и 5.0% Si, вблизи температуры солидус темп кристаллизации вновь несколько увеличивается. Но это происходит практически при неизменной температуре кристаллизации эвтектической составляющей, когда линейная усадка приостанавливает своё развитие и вновь начинает увеличиваться только после полного затвердевания сплава. Такой характер кристаллизации должен благоприятно сказываться на снижении горячеломкости, что подтверждается результатами исследований этого сплава с помощью кольцевой пробы.

Рис.18 Изменение темпа кристаллизации сплавов системы Al - Si

ВЫВОД

В данной работе была изучена проблема исследования горячеломкости сплавов систем Al - Si, Al - Cu , Al - Si - Cu. В частности, было исследовано влияние химического состава этих сплавов на образование горячих трещин, были наглядно показаны составы самых горячеломких сплавов и построены кривые зависимости горячеломкости от состава.

Указано влияние на горячеломкость количества эвтектической жидкости в сплаве, в данном случае увеличение количества эвтектической жидкости приводит к росту запаса пластичности в твёрдо-жидком состоянии (из-за повышения удлинения в интервале хрупкости и уменьшения линейной усадки), а так же к увеличению интердендритного питания, что приводит к явлению залечивания горячих трещин.

Также выявлено, что попытка модифицирования наиболее горячеломких сплавов не приносит желаемых результатов, практически не влияя на снижение горячеломкости.

С целью подтверждения результатов, полученных с помощью кольцевой технологической пробы на горячеломкость, было произведено исследование изменения темпа кристаллизации. Построены графики, позволяющие судить о зависимости темпа кристаллизации от состава сплавов и показана взаимосвязь темпа кристаллизации с образованием горячих трещин. В данном случае результаты исследования с применением метода ДТА (дифференциального термического анализа) полностью подтвердили результаты по горячеломкости, полученные с помощью кольцевой пробы.

ЛИТЕРАТУРА

1. Новиков И.И. «Горячеломкость цветных металлов и сплавов» - Изд-во Наука, Москва 1966г.

2. Новиков И.И., Золоторевский В.С., Портной В.К. Сб. «Алюминиевые сплавы», вып.1 Литейные сплавы. - Оборонгиз, 1963г.

3. Макарин В.С., Никитин С.Л. Образование горячих трещин в отливках/Методические указания к лабораторной работе по курсу «Теоретические основы литейного производства». - типография МАТИ, 1986г.

4. Новиков И.И., Корольков Г.А., Семёнов А.Е. Литейное производство 1958г, №1,7

5. Новиков И.И., Корольков Г.А., Золоторевский В.С. - Сб. МИЦМиЗ «Металлургия и технология цветных металлов», вып.33, Металлургиздат, 1960г.

6. Бочвар А.А., Жадаева О.С. Юбилейный сборник трудов Моск. Ин-та цветных металлов и золота, вып.9, Металлургиздат, 1940г.

7. Новиков И.И., Золоторевский В.С., Лисовская Т.Д. Сб. « Исследование сплавов цветных металлов» вып.4, Изд-во АН СССР,1963г.

8. Корольков А.И. Литейные свойства металлов и сплавов - Москва, Наука, 1967г.

9. Новиков И.И., Корольков Г.А. Способ устранения горячих усадочных трещин при кокильном литье цветных сплавов, А.С. 109264 от 31 мая 1957г.

10. Добаткин В.И. Слитки алюминиевых сплавов, Металлургиздат, 1960г.

11. Могилёв В.К., Лев О.И., Колобнев И.Ф. Справочник литейщика - Москва, 1974г.

12. ГОСТ 1583-89 Сплавы алюминиевые литейные. Технические условия. Изд-во стандартов. Москва, 1993г.

13. Никитина М.Ф., Никитин С.Л. Литейное производство, №2, 1983г.

Размещено на Allbest.ru

...