нымн анализа процесса кристаллизации по диаграммам в равновесных условиях.

Для более точного определения величины снижения температуры оплавления и затвердевания вторичных фаз в сплаве 1201 проведено металлографическое исследование структуры образцов, подвергавшихся нагреву в условиях, имитирующих термический цикл сварки. Скорость нагрева, близкая к сварочной, достигалась в ванне расплавленного олова. Образцы охлаждались на воздухе, темп охлаждения был ниже, чем у реального сварного соединения. Под микроскопом (при увеличении в 600 раз) можно видеть, что оплавление начинается рядом с грубыми включениями интерметаллидов, при этом оплавившаяся фаза (рис. 13) окружает включение, которое с увеличением температуры или выдержки полностью преобразуется в эвтектику вследствие взаимодействия с твердым раствором. Температура плавления двойной эвтектики в равновесных условиях, как известно, составляет 547 °С, тройной (алюминий — медь — кремний) — 525 °С Не все включения одновременно подвергаются оплавлению, раньше других оплавляются включения, расположенные по границам зерен. При более высоких температурах и длительных выдержках происходит формирование прослоек по границам зерен.

Расширение температурного интервала кристаллизации легкоплавких фаз и снижение неравновесного солидуса в сплавах с повышенным содержанием примесей увеличивает их склонность к образованию горячих трещин как в шве, так и в зоне сплавления.

На рис. 14 и 15 представлены термические кривые кристаллизации модельных сплавов системы А1—Си и А1—Си—А^, условно совмещенные по точкам начала кристаллизации. На сплавах, содержащих до 2,2 % Си и при кристаллизации со скоростью до 80 К/мин имеется

Рис. 14. Термограммы кристаллизации модельных сплавов системы А1—Си:

/. 3— 1,2 % Си; 2— 2.2 % Си; 4 — 6 % Си; б — 9.Б % Си.

Рис. 15. Термограммы кристаллизации модельных сплавов системы А1—6 % Си:

/—1,25 % Мй; г-0,5 % Mg; 3—0,25 % Мд; 4—0,08 % Ме; 4—0, % Мг.

один пик на термической кривой. По литературным данным избыточные фазы появляются уже при 0,2 % Си и скорости охлаждения 80—100 К/с.

Для сплава с 6 % Си на термической кривой четко проявляется пик, соответствующий кристаллизации эвтектики. С увеличением содержания меди до 9,5 % кристаллизация сплава также протекает в 2 этапа. При малых содержаниях магния (до 0,08 %) кристаллизация сплава практически не отличается от кристаллизации двойного сплава А1— Си. С увеличением содержания магния наблюдается сначала небольшой сдвиг пика, соответствующий затвердеванию двойной эвтектики, и слабо заметное появление третьего пика, соответствующего кристаллизации более сложной и низкотемпературной эвтектики (кривые 4 и 5 на рис. 14). С увеличением содержания магния в сплаве до 1,25 % наблюдается заметный сдвиг в сторону более низких температур и разграничение кристаллизации эвтектических составляющих. Сопоставление данных термического анализа со схемой кристаллизации по равновесной диаграмме состояний А1— Си—М§ позволяет предположить, что при малых содержаниях магния (до 1 %) кристаллизация сплавов протекает в такой порледовательности: ж -»- А1 + + А12Си (547 °С) двойная эвтектика, ж А1 + А12Си + Щк\гС\х (507 °С) — тройная эвтектика, для сплавов с более высоким содержанием магния (более 1 %) — образование твердого раствора, двойной и более низкотемпературной, чем эвтектики:

ж - А1 + МёА12Си (518 °С); ж + /\^А12Си - А1 + М&А1„Си (467 °С); ж М&А1„Си + А1 + МаД1„ (449 °С).

ТермОЭДС, МВ

Рис. 16. Термограммы плавления и кристаллизации сплавов

АМгб и 1420: I, б — сплав 1420, лист Ь — 6 мм; 2,

6— сплав 1420, плит." Ь — 25 мм; 3,

7— сплав 1420, штамповка; 4. 8— сплав АМгб, Ь — 6 мм; 1 — 4 — плавление: 5 — 8 — кристаллизация.

в первом случае, тройной

(1.11) (1.12) (1.13)

Таким образом, добавки в количестве 0,25—1,25 % способствуют расширению интервала кристаллизации из-за образования в сплаве более сложных двойных и тройных эвтектик.

Выполнены сравнительные термографические исследования по уточнению температуры солидус и ликвидус и интервала кристаллизации листов и плит сплавов 1420 и АМгб в одинаковых условиях