Горячеломкость литейных алюминиевых сплавов

МИНИСТЕРСТВО ОБРА ЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ
ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ АВТОНОМНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ 
ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ 
«НАЦИОНАЛЬНЫЙ ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ «МИСиС»
 
А.В. Поздняков
В.С. Золоторевский 
М.Г. Хомутов
ГОРЯЧЕЛОМКОСТЬ 
ЛИТЕЙНЫХ 
АЛЮМИНИЕВЫХ 
СПЛАВОВ
Монография
Москва  2014

УДК 669.715
 
П47
Р е ц е н з е н т ы:
д-р техн. наук, проф. Б.Ф. Якушин (МГГУ им. Н.Э. Баумана);
канд. техн. наук, доц. Т.А. Базлова
Поздняков А.В.
П47  
Горячеломкость литейных алюминиевых сплавов : моногр. / 
А.В. Поздняков, В.С. Золоторевский, М.Г. Хомутов. – М. : Изд. 
Дом МИСиС, 2014. – 88 с.
ISBN 978-5-87623-868-9
В книге рассмотрена связь показателя горячеломкости с эффективным ин-
тервалом кристаллизации в сплавах на основе алюминия, проведен анализ вли-
яния усадки и структуры в температурном интервале хрупкости на склонность 
сплавов к образованию кристаллизационных трещин. Проведен подробный 
критический анализ наиболее востребованных в настоящее время литейных 
проб на горячеломкость, рассмотрена связь показателя горячеломкости с экс-
периментально определенным эффективным интервалом кристаллизации, пред-
ставлена методика расчетного определения интервала на примере двух-, трех- и 
многокомпонентных сплавов на основе алюминия. Рассмотрены критерии оцен-
ки горячеломкости сплавов. Показана возможность расчетного определения по-
казателя горячеломкости по эффективному интервалу кристаллизации ЭИК в 
экспериментальных и промышленных литейных алюминиевых сплавах.
Для научных и научно-технических работников НИИ и предприятий ме-
таллургической промышленности, а также для бакалавров и магистров, обуча-
ющихся по направлению «Металлургия».
УДК 669.715
ISBN 978-5-87623-868-9
 А.В. Поздняков,
В.С. Золоторевский, 
М.Г. Хомутов, 2014

ОГ
ЛАВЛЕНИЕ
Введение ....................................................................................................4
1. Технологические пробы на горячеломкость 
.......................................6
2. Эффективный интервал кристаллизации и его влияние 
на горячеломкость 
.....................................................................................9
2.1. Понятие эффективного интервала кристаллизации 
...................... 9
2.2. Термодинамические расчеты эффективного интервала 
кристаллизации ...................................................................................... 13
2.3. Связь эффективного и полного интервалов кристаллизации
в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия 
....30
3. Усадка и структура в температурном интервале хрупкости ...........33
3.1. Усадка в интервале кристаллизации ............................................. 33
3.2. Температурный интервал хрупкости ............................................ 37
3.3. Структура сплавов в твердо-жидком состоянии ......................... 46
4. Критерии оценки показателя горячеломкости .................................51
4.1. Критерий пластичности или запас пластичности 
....................... 51
4.2. Критерий скорости деформации ................................................... 54
4.3. Критерий прочности ....................................................................... 59
4.4. Альтернативный критерий  
............................................................ 66
5. Расчет показателя горячеломкости в многокомпонентных
сплавах на основе алюминия .................................................................69
5.1. Термодинамические расчеты эффективного и полного 
интервалов кристаллизации в сплавах многокомпонентных
систем на основе алюминия  
................................................................. 69
5.2. Расчет показателя горячеломкости в сплавах на основе
системы Al–Si–Mg–Cu 
........................................................................... 73
5.3. Расчет показателя горячеломкости в сплавах на основе
системы Al–Mg–Zn ................................................................................ 79
Библиографический список .................................................................. 83

ВВЕДЕНИЕ
В производстве алюминиевых сплавов исходной заготовкой в 
большинстве случаев остается слиток для деформируемых сплавов 
и фасонная отливка – для литейных. Одним из наиболее распростра-
ненных видов брака при производстве отливок и слитков является об-
разование кристаллизационных трещин. Склонность к образованию 
кристаллизационных трещин является литейным свойством сплава, 
называемым горячеломкостью. Горячеломкость – склонность ме-
таллов и сплавов к хрупкому межкристаллитному разрушению при 
наличии жидкой фазы по границам зерен [1–11]. Такое разрушение 
широко распространено при литье и сварке c плавлением в слитках, 
фасонных отливках и сварных швах, оно встречается также при го-
рячей обработке давлением, термической обработке и эксплуатации 
изделий при повышенных температурах. 
Горячие трещины – один из наиболее распространенных и трудно 
устранимых видов брака. Если оплавление границ зерен при горячей 
обработке давлением, термообработке и эксплуатации изделий можно 
более или менее легко предотвратить, очищая металл от легкоплавких 
примесей, вводя в него малые добавки для связывания этих примесей 
в тугоплавкие соединения или, наконец, просто ограничивая темпе-
ратуру нагрева точкой солидуса, то при литье и сварке с плавлением 
переход через интервал кристаллизации всегда неизбежен. Поэтому 
горячеломкость чаще всего проявляется в двух последних процессах.
Известно, что горячие трещины при литье большинства промыш-
ленных цветных сплавов являются кристаллизационными – они зарож-
даются и развиваются в «эффективном» интервале кристаллизации, 
понятие о котором было введено А.А. Бочваром [1, 12, 13]. В этом тем-
пературном интервале кристаллиты образуют каркас с распределен-
ной внутри него жидкой фазой, и сплав обладает основным свойством 
твердого тела сохранять ранее приданную ему форму. Такое состояние 
сплавов было условно названо твердо-жидким [14]. Выше некоторой 
температуры в интервале кристаллизации жидкая фаза полностью от-
деляет друг от друга кристаллиты, и сплав обладает основным свой-
ством жидкого тела – повышенной текучестью. Это состояние сплава в 
отличие от твердо-жидкого, было условно названо жидко-твердым [14].
Противоречивость проблемы горячих трещин обусловлена главным 
образом тем, что горячеломкость – свойство технологическое и, как 

всякое технологическое свойство, оно является комплексным, слож-
носоставным, зависящим от протекания в металле одновременно не-
скольких «элементарных» процессов. Любая технологическая проба на 
горячеломкость, как бы хорошо она ни была приспособлена к условиям 
конкретной производственной задачи, не может в чистом виде выявить 
те элементарные процессы и соответственно те «составные» свойства 
сплава, комплекс которых определяет его горячеломкость [15]. 
На склонность сплава к образованию кристаллизационных тре-
щин, как и склонность к любому другому разрушению, важное вли-
яние должны оказывать механические свойства (прочность и пла-
стичность) в температурном интервале образования этих трещин. 
Но анализ горячеломкости, в общем случае, нельзя свести к изуче-
нию только механических свойств: горячеломкость, проявляющаяся 
при литье и сварке, зависит также от термического сжатия, линей-
ной усадки в интервале кристаллизации. На горячеломкость влияют 
также состав сплавов, форма и размер зерен, толщина и сплошность 
межзеренных жидких прослоек, газосодержание [15, 16].
За последние десятилетия было предложено несколько критериев 
оценки склонности сплавов к образованию кристаллизационных тре-
щин: критерии прочности, пластичности и скорости деформации и 
другие альтернативные критерии [7, 15, 16, 17–40]. Все перечислен-
ные критерии определяются либо экспериментальным, либо экспе-
риментально-расчетным путем. Выбор необходимого критерия (или 
разработка нового) зависит от специфики технологии литья, нали-
чия необходимых свойств и параметров и должен быть подтвержден 
проведением экспериментальных исследований. При этом ни один 
из критериев не позволяет рассчитывать показатель горячеломкости 
литейных сплавов по технологическим пробам. Критерий, позволя-
ющий рассчитывать показатель горячеломкости, является неотъем-
лемым дополнением к методам математического моделирования и 
термодинамическим расчетам, которые начинают широко использо-
ваться при разработке новых сплавов для прогнозирования практически 
полного комплекса эксплуатационных свойств. 
Значительная часть книги написана по материалам кандидатской 
диссертации А.В. Позднякова «Расчет показателя горячеломкости 
и его использование при разработке новых литейных алюминиевых 
сплавов».

1. ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ПРОБЫ 
НА ГОРЯЧЕЛОМКОСТЬ
Среди более чем 30 существующих технологических проб определения 
показателя горячеломкости (ПГ) наиболее востребованными и 
часто используемыми являются: кольцевая, кольцевая полукокильная 
и карандашная пробы [15, 16, 41]. 
Кольцевая полукокильная проба представляет собой песчаную 
форму со стальным стержнем диаметром от 7 до 97 мм. Схема пробы 
представлена на рис. 1.1. Показателем горячеломкости служит максимальная 
ширина кольца (мм), при которой появляются первые трещины. 
Чем меньше эта ширина, тем меньше склонность исследуемого 
сплава к образованию горячих трещин. Минимальная ширина кольца 
в этой пробе составляет 5 мм в случае, если трещины не обнаруживались 
на данном стержне, ПГ условно считают 4 мм. Данная проба 
весьма чувствительна к изменению склонности сплавов к образова-
нию кристаллизационных трещин, но является одноразовой и отлича-
ется большой трудоемкостью.
Рис. 1.1. Схема кольцевой полукокильной пробы «ВИАМ» [15, 16]
Карандашная проба позволяет легко и быстро определять ПГ. Она 
представляет собой стальной разъемный кокиль, в котором получают 
набор стержней с головками (рис. 1.2). Стержни имеют переменное 

сечение с рабочими диаметрами 4, 6, 8, 10, 12, 14, 16 мм и головками 
постоянного диаметра 20 мм. Если трещины не образуются на диа-
метре 16 мм, то ПГ условно можно считать равным 17 мм, однако его 
реальное значение могло быть и больше. В реальности, и как будет 
показано далее, сплавы с ПГ по карандашной пробе более 16 мм – это 
сплавы с наихудшими литейными характеристиками, такие, напри-
мер, как алюминиевомедные [17]. 
Показателем горячеломкости служит минимальный диаметр 
стержня с головками, при котором не наблюдались трещины на по-
верхности образца. Таким образом, чем больше ПГ, тем больше 
склонность сплава к образованию горячих трещин.
Рис. 1.2. Карандашная проба на горячеломкость [15]
На рис. 1.3 представлена кольцевая проба на горячеломкость. 
Проба представляет собой стальной кольцевой кокиль со стержнем. 
Варьируя диаметр стержня, можно изменять жесткость пробы. Для 
каждой серии исследумых сплавов необходимо предварительно под-
бирать диаметр стержня, чтобы самый горячеломкий сплав давал 
наибольшую трещину. Кольцевая проба на горячеломкость является 
очень чувствительной к образованию кристаллизационных трещин. 
показателем горячеломкости может служить суммарная длина тре-
щин, либо длина максимальной трещины, отнесенная к общей дли-
не трещин на поверхности отливки. Основными недостатками про-

бы является большая трудоемкость и некорректность сравнения ПГ 
для разных групп сплавов, определенного при использовании разных 
стержней.
Рис. 1.3. Кольцевая проба на горячеломкость [15, 16]
Существует также ряд проб на горячеломкость для алюминиевых 
сплавов, таких как кольцевая, проба «Лира», двутавр и др. [15]. Ос-
новным их недостатком является высокая трудоемкость.

2. ЭФФЕКТИВНЫЙ ИНТЕРВАЛ 
КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И ЕГО ВЛИЯНИЕ 
НА ГОРЯЧЕЛОМКОСТЬ
2.1. Понятие эффективного интервала 
кристаллизации
Современные представления о зависимости горячеломкости от 
состава в двойных системах ведут начало от работ А.А. Бочвара [1, 
12, 13], связывающего склонность к образованию горячих трещин с 
величиной той части интервала кристаллизации, которая заключена 
между температурой начала линейной усадки и солидусом. Так как 
эффективный интервал кристаллизации (ЭИК) при добавлении к чи-
стому металлу второго компонента возрастает вплоть до концентра-
ционной границы появления эвтектики в неравновесных условиях, а 
затем постепенно падает до нуля, то и горячеломкость, по заключе-
нию А.А. Бочвара, должна изменяться с составом по кривой с макси-
мумом, расположенным на оси концентраций вблизи неравновесной 
границы появления эвтектики (рис. 2.1).
Рассмотрим более детально влияние состава на горячеломкость 
сплавов эвтектической системы, проводя сопоставление эксперимен-
тальных данных с диаграммой состояния. Так как при литье и сварке 
всегда развивается дендритная ликвация, то вполне естественно, что 
неравновесность кристаллизации учитывалась, начиная с самых ран-
них работ А.А. Бочвара, анализировавших зависимость горячеломко-
сти от состава [13].
От равновесной диаграммы состояния неравновесная отличается 
сдвинутой в сторону чистого компонента концентрационной границей 
появления эвтектики и, соответственно, сдвинутой туда же 
линией солидуса, а также пониженной температурой эвтектической 
кристаллизации. Переохлаждение эвтектики сравнительно невелико 
и обычно намного меньше эффективного интервала кристаллизации. 
Сдвиг же границы появления эвтектики от точки предельной растворимости 
в сторону ординаты компонента оказывает решающее влияние 
на состав сплава с максимальной горячеломкостью. В системах 
на основе алюминия 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 К/мин эвтектика 
в большинстве систем появляется при содержании уже десятых долей 
процента второго компонента [15].
                                                                           Элемент
Рис. 2.1. Несовпадение максимумов эффективного интервала 
кристаллизации и горячеломкости в системе эвтектического типа [15]
ЭИК при добавлении к чистому металлу второго компонента увеличивается, 
достигает максимума на концентрационной границе появления 
эвтектики и затем постепенно уменьшается до нуля в точке 
совпадения температуры начала линейной усадки с эвтектической горизонталью (
см. рис. 2.1). По А.А Бочвару [1, 13] горячеломкость тем 

больше, чем больше ЭИК, и поэтому состав сплава должен совпадать 
с границей появления эвтектики. В работе А.А. Бочвара и З.И. Сви-
дерской [13] отмечалось, что в системе Al–Cu сплав с максимальной 
горячеломкостью содержал, по данным микроскопического анализа, 
небольшое количество эвтектики. Дальнейшее накопление экспериментальных 
данных показало, что во многих системах максимум на 
кривой «горячеломкость – состав» несколько сдвинут, по сравнению 
с границей появления эвтектики, в сторону большей концентрации 
легирующего элемента.
Наиболее подробно проблема горячеломкости была рассмотрена в 
монографии И.И. Новикова [15], которая не утратила своей актуальности 
до сих пор. Причину несовпадения максимумов горячеломко-
сти и эффективного интервала кристаллизации можно понять, если 
учесть влияние на горячеломкость пластичности и линейной усадки и 
зависимости этих свойств от состава сплава (см. рис. 2.1).
Рассмотрим в качестве примера систему Al–Cu. Горячеломкость и 
концентрационную границу появления эвтектики определяли, как показано 
в работе [15], на одних и тех же образцах – кольцевых пробах при 
средней скорости охлаждения в интервале кристаллизации 350 К/мин.
Если использовать алюминий чистотой 99,96 %, то сплав с максимальной 
горячеломкостью содержит 0,7 % Cu*, а граница появления неравновесной 
эвтектической составляющей проходит при 0,2 % Cu. У 
малолегированных сплавов Al–Cu в нижней части интервала кристаллизации 
остается очень немного жидкой фазы в виде изолированных 
включений, не вызывающих межкристаллитного разрушения. Поэтому 
у таких сплавов нижняя граница температурного интервала хрупкости 
(понятие температурного интервала хрупкости будет рассмотрено в 
разд. 3.2) находится значительно выше неравновесного солидуса (эвтектической 
температуры), а сам интервал хрупкости значительно уже 
ЭИК. С увеличением содержания меди интервал хрупкости расширяется. 
Вместе с тем у сплавов, содержащих до 1 % Cu, относительное 
удлинение внутри интервала хрупкости находится на очень низком 
уровне и практически не зависит от состава. Так как повышение концентрации 
меди до 0,7...1 % не изменяет относительного удлинения в 
интервале хрупкости, но расширяет его и увеличивает в нем линейную 
* Здесь и далее в тексте концентрация легирующего элемента указана в массовых 
долях, %.