А – исходный сплав; Б – сплав после обработки водяным паром. Сравнивать между собой показатели горячеломкости разных сплавов нельзя, так как они определялись при использовании стержней разного диаметра

Если жегорячеломкость снижается очень слабо или остаётся неизменной, то линейная усадка также уменьшается незначительно или практически не меняется. Уменьшение линейной усадки при обработке расплава водяным паром (таблица 1) само по себе невелико (максимум 0.2%), но оно соизмеримо как с величиной линейной усадки в интервале кристаллизации, так и с величиной относительного удлинения в интервале хрупкости выше солидуса. Вместе с тем ни разу не наблюдалось, что повышенное газосодержание расплава снижало пластичность сплава в твёрдо-жидком состоянии. Наоборот, при введении водорода в сплав В95 путём погружения в ванну промышленной печи влажного асбеста наблюдалось увеличение относительного удлинения в интервале хрупкости, так как при указанной обработке расплава зерно измельчалось.

Таким образом, причиной снижения горячеломкости при повышении газосодержания расплава является увеличение запаса пластичности в твёрдо-

жидком состоянии в результате уменьшения линейной усадки в интервале кристаллизации.

Неодинаковое влияние обработки паром на горячеломкость разных сплавов объясняется разной протяжённостью переходной области в отливках. Из кольцевых отливок алюминия и сплава АМц газ сравнительно

свободно удалялся при кристаллизации, поэтому повышение газосодержания практически не изменило ни линейной усадки, ни горячеломкости. Сплавы

В95, Al с 4.5% Cu и Al с 0.8% Si характеризуются широкой областью затруднённого выделения газа в отливках, поэтому обработка их расплавов

водяным паром значительно снизила линейную усадку в интервале кристаллизации и горячеломкость. Сплав Д16 при одинаковых условиях обработки паром поглощал значительно меньше водорода, чем другие сплавы (таблица 1); этим объясняется слабое уменьшение его горячеломкости, несмотря на сравнительно широкую переходную область в отливке.

Повышение газосодержания расплава не обязательно сопровождается снижением горячеломкости, так как могут действовать другие факторы. Например, газосодержание обычно возрастает с увеличением перегрева расплава, а горячеломкость при этом не снижается, а наоборот, растёт. Последнее обусловлено тем, что отрицательное воздействие укрупнения зерна перекрывает положительное влияние роста газосодержания на горячеломкость. Аналогичное явление можно встретить и при увеличении продолжительности выстаивания расплава. Интересно, что на отливках из некоторых сплавов наблюдается исчезновение трещин при большом перегреве расплава. Например, на кольцевых пробах из бронзы с 3% Sn при достижении температуры расплава 1280 ° кристаллизационные трещины полностью исчезали, но появлялись газовые раковины. Как видно, сильное газопоглощение перекрыло здесь влияние укрупнение зерна на горячеломкость. Встречаются случаи, когда плотные оливки из разных сплавов бывают сплошь поражены трещинами, а пористые отливки из тех же сплавов получаются без трещин.

Если введение газа в расплав уменьшает горячеломкость, то естественно было ожидать усиления горячеломкости при дегазации расплава. Дегазацию производили методом вакуумирования. Мерную порцию расплава отбирали из лабораторного миксера и переливали в графитовый тигель вакуумной печи. Дегазация производилась в течение 2.5-5 минут при разрежении 0.4-0.6 мм рт. ст. и при температуре, на 100 ° превышающей точку ликвидуса. Наблюдавшееся в смотровое стекло вспучивание зеркала расплава под действием интенсивно выделяющихся газов указывало на то, что дегазация действительно происходила.

Парные кольцевые пробы поочерёдно отливались из исходного и вакуумированного расплавов (по семь-восемь пар колец из каждого сплава).

Средние показатели горячеломкости приведены в таблице 2. Опыты полностью подтвердили предположение об усилении горячеломкости под действием вакуумной дегазации.

Таблица 2. Горячеломкость и линейная усадка алюминиевых сплавов до и после вакуумирования сплава

Одновременно с горячеломкость измеряли линейную усадку. Если при введении газа в расплав линейная усадка снижалась, то после вакуумной дегазации свежерасплавленного она возрастала, что и является причиной уменьшения запаса пластичности в твёрдо-жидком состоянии и роста горячеломкости.

1.1.3. Влияние состава сплавов на горячеломкость

Исследование зависимости горячеломкости от состава в количественной форме впервые было выполнено Вэрэ на примере системы Al – Si. По его данным, при добавлении кремния к алюминию горячеломкость возрастала, достигала максимума при содержании 1.6% Si и при переходе через эту концентрацию скачком падала до нуля. Хотя наличие такого скачка в дальнейшем не было подтверждено, но работа Вэрэ сыграла важную роль: в ней впервые по экспериментальным данным был построен график «горячеломкость – состав», показавший, что при увеличении концентрации второго компонента горячеломкость проходит через максимум и практически исчезает при достижении некоторого критического количества эвтектики. Такая закономерность в качественном виде была подмечена ещё в более ранних работах. По данным Шейера, в системах Al – Cu и Al – Zn наиболее сильно были поражены трещинами кокильные образцы сплавов, содержащих около 1% второго компонента, с увеличением концентрации которого склонность к образованию трещин явно уменьшалась, а при содержании меди свыше 8% и цинка выше 50% трещины совсем не появлялись.

Рассмотрим более детально влияние состава на горячеломкость сплавов

эвтектической системы, проводя сопоставление экспериментальных данных с диаграммой состояния. Так как при литье и сварке всегда развивается дендритная ликвация, то вполне естественно, что неравновесность кристаллизации учитывалась начиная с самых ранних работ, анализировавших зависимость горячеломкости от состава.

От равновесной диаграммы состояния так называемая неравновесная диаграмма отличается сдвинутой в сторону компонента концентрационной границей появления эвтектики и, соответственно, сдвинутой линией солидуса, а также пониженной температурой эвтектической кристаллизации. Переохлаждение эвтектики сравнительно невелико и обычно намного меньше эффективного интервала кристаллизации. Поэтому для анализа горячеломкости оно существенного значения, как правило, не имеет, и далее учитываться не будет. Сдвиг же границы появления эвтектики от точки предельной растворимости в сторону ординаты компонента оказывает решающее влияние на состав сплава с максимальной горячеломкостью и его всегда приходится учитывать. В системах на основе алюминия и магния уже при медленном охлаждении сплавов с печью наблюдается сильный сдвиг границы появления эвтектики от точки предельной растворимости, а при охлаждении образцов в интервале кристаллизации со средней скоростью порядка 100 град/мин эвтектика в большинстве систем появляется при содержании лишь десятых долей процента второго компонента. )