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.

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