которых изменяются при термообработке в широких пределах, при сверхбыстрой закалке в значительной степени увеличивается растворимость легирующих элементов. Последнее наблюдается при так называемой гранульной технологии получения сплавов. При сверхбольших скоростях затвердевания (105—108 К/с) алюминиевые сплавы изменяют структуру, приобретая мелкокристаллическое строение. Аморфное или стеклообразное состояния не достигнуты.

Рассмотрим поведение типичных алюминиевых (модельных) сплавов двойных систем в зависимости от скорости охлаждения в процессе затвердевания. В системе А1—Си (основа мягких дюралюминов) в равновесных условиях содержание меди в твердом растворе алюминия максимально 5,7 % (по массе) 820 К. При комнатной температуре наибольшее содержание — 0,05 % Си. Выше этой концентрации избыточное количество меди находится в виде интерметаллидов 9-фазы (А1,Си). Эвтектика может содержать 33, 2 % Си.

И. И. Новиков и В. С. Золотаревский [26] изучали кристаллизацию алюминиево-медных сплавов, содержащих до 5 % Си при скорости охлаждения 80—350 К/мин, и убедились, что уже при этих весьма малых скоростях охлаждения выравнивающая диффузия в твердом растворе полностью не проходит. При скорости охлаждения 350 К/мин сплавы с суммарным исходным содержанием меди 0,5 ; 1; 2,5 и 5 % обнаружено, что средняя концентрация меди в твердом растворе 0,49; 0,88; 2,23; 3,08 %, а площадь, занимаемая эвтектикой, соответственно 0,008; 0,027; 0,71 и 4,64 % от площади шлифа. Следовательно, средний состав твердого раствора изменился не по равновесному солидусу, а по кривой, лежащей левее его, к неравновесному солидусу. По мере ускорения охлаждения линия среднего состава твердого раствора и граница появления второй фазы сдвигается в сторону алюминия, но при дальнейшем увеличении скорости охлаждения (1000 К/мин) граница появления второй фазы перемещается в обратную сторону (вправо) по направлению к равновесной точке предельной растворимости.

Подобная картина влияния скорости охлаждения наблюдается для сплавов А1—Б1 и А1—Д^, т. е. при относительно малых скоростях охлаждения происходит обеднение твердого раствора в отношении легирующего элемента. Для каждой двойной системы сплавов существует определенная критическая скорость охлаждения, выше которой обеспечивается предельное насыщение алюминия легирующим элементом.

Авторы работы [27] установили, что в сплаве алюминия с 20 % Си концентрация меди в твердом растворе достигает 5,2 % при скорости охлаждения 103 К/с. В сплаве с 2,5 % Сг содержание хрома в твердом растворе при той же скорости охлаждения приближается к 1,6 % при перитектической температуре. Более высокое содержание легирующего элемента в твердом растворе наблюдается в сплавах с марганцем.Так, для той же скорости охлаждения и исходном содержании марганца 4; 6 и 10 % в твердом растворе было соответственно 2,3; 3,3; 5,8 % Мп. Для сплавов А1—А1—концентрация твердого раствора достигала предельного значения, а потом мало изменялась

после достижения уровня максимального легирования. Большая скорость охлаждения позволяет зафиксировать 1,4—1,6 % Si в твердом растворе при исходном его содержании в расплаве 10—12 %. В равновесных условиях в системе А!—Si максимальное содержание кремния в твердом растворе равно 1,65 % при 850 К. При комнатной температуре кремний практически нерастворим. Содержание его в эвтектике при 850 К равно 12,5 %. С алюминием кремний соединений не дает. В системе AI—Mg в равновесных условиях максимальное содержание магния в твердом растворе составляет 17,4 "6 при 723 К и 1,9 % при 300 К. Избыточный интерметаллид — ß-фаза Mg5Al8 (по другим данным Mg2AI3). При 723 К в эвтектике, состоящей из алюминия и ß-фазы, около 34 % Mg. При скоростях охлаждения 103 К/с концентрация магния в твердом растворе достигает 12—13 % в случае исходного его содержания в расплаве 20 %. Авторы [28] предлагают ввести представление о трех критических скоростях охлаждения: fiKp, фиксирующая минимальное содержание легирующего элемента в твердом растворе; V2Kp, при которой средний состав неоднородного твердого раствора достигает предельной равновесной "концентрации легирующего элемента; иЯкр, начиная с которой фиксируется однородный твердый раствор того же состава, что и исходный. Влияние наиболее высоких скоростей охлаждения на кристаллизацию металла изучали В. И. Добаткин и В. И. Елагин [29]. Некоторые данные по концентрации легирующих компонентов в твердых растворах двойных алюминиевых сплавов в зависимости от скорости охлаждения сопоставлены в табл. 19.

Следует заметить, что концентрация легирующего элемента или примеси в твердом растворе зависит не только от процесса кристаллизации, но и от возможного частичного распада этого раствора при охлаждении. Это характерно для твердого раствора меди и кремния в алюминии. Поэтому в твердом растворе слитка содержание второго компонента существенно ниже, чем максимальная равновесная растворимость в твердом состоянии. Для таких элементов,! как цирконий, хром и марганец характерна малая скорость распада Твердого раствора. Поэтому повышенное содержание второго компонента в данном случае наблюдается не только в гранулах, но и в слитках. Указанное обстоятельство, по-видимому, можно объяснить различием коэффициентов диффузии данных элементов в твердой фазе (для магния 10 ~13, для меди 7 • 10"1*, для кремния 2 «Ю-13 против 7 • 10~18 для хрома, 8 • 10~17 для марганца и 7 • 10~17 м2/с для железа) [22]. В гранулах в результате повышенных скоростей охлаждения концентрация твер-' дого раствора полностью контролируется процессом кристаллизации и значительно превосходит равновесную. Это относится не только • к сплавам (модельных) двойных систем, но и к многокомпонентны i сплавам.

Характеоистика выделяющихся при кристаллизации вторых фаз для рассмотренных двойных сплавов приведена в табл. 20.

Кроме указанных фаз, могут быть промежуточные нестабильные I выделения типа зон ГП, а также другие метастабильные фазы (см. гл. I).