МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ДИФФЕРЕНЦИАЛЬНОГО ТЕРМИЧЕСКОГО АНАЛИЗА ИССЛЕДУЕМЫХ СПЛАВОВ

 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 определитьтемпературную зависимость относительной теплоты к моменту достижения температуры:

t_i= DQ/Q_пл.= Sⁱ₁ S_i/Sⁿ₁ S_i × 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. × 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.