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

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 (CuAl

2) (рисунок 10).Отметим ряд особенности диаграммы состояния:

1. Значительная предельная растворимость в твёрдом состоянии (Cp

= 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 (Cэ =

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/см

3 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 (tэ = 548 °С)

в сочетании с большим значением Ср приводит к образованию в

промышленных сплавах широкого интервала кристаллизации (D tкр » 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.

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:

Qпл. = Sni=1 Si

и определить температурную зависимость относительной теплоты к моменту

достижения температуры:

ti = DQ/Qпл.= Si1 Si/Sn1 Si × 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:

mэт. = mобр. × Cобр. /Cэт.

где mобр. – масса образца исследуемого сплава, Собр.

и Сэт. – удельная теплоёмкость образца и эталона.

Расчёт

относительной теплоты (DQ/Qпл.) и темпа плавления m

(DQ/Dti) 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(DQi), к общему количеству теплоты, поглощённому при

расплавлении образца (Qпл.). Относительная теплота DQ/ Qпл.

определялась из отношения площади, описанной дифференциальной кривой к моменту

достижения температуры ti(Sni=1 S

i) и площади, описанной дифференциальной кривой при полном расплавлении

образца (достижение температуры tliq) (Sni

=1 Si). Под темпом плавления m понималось отношение изменения

теплоты (DQi), поглощённой в интервале температур, к величине этого

интервала. Для упрощения расчётов величина Dti 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

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.

Страницы: 1, 2, 3