Раздел 2. ОСНОВЫ ТЕОРИИ ФОРМИРОВАНИЯ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ ОТЛИВОК 3 страница

Рис. 2.25. Распределение концентрации (а) и температуры ликвидуса (б) перед фронтом кристаллизации

Таким образом, плоский фронт бу­дет устойчивым, если отсутствует кон­центрационное переохлаждение. Очевидно, что если GR ³ (dTл/dx)_x=o, то концентрационное переохлаж­дение отсутствует, так как при этом прямая распределения темпе­ратур Т (х) касается кривой Т_л(х) на фронте кристаллизации или лежит выше ее (рис. 2.26). Дифференцируя зависимость Т_л(х), находим

.

С учетом этого условия формула для определения устойчивости плоского фронта кристаллизации принимает вид

GR ³ или GR/v ³ .

Из этих выражений видно, что любые мероприятия, направ­ленные на увеличение коэффициента диффузии Д (перемешива­ние жидкости, применение ультразвука и т. п.), а также снижаю­щие линейную скорость роста, увеличивают устойчивость плоско­го фронта кристаллизации.

ГЛАВА 2.7. ЯЧЕИСТАЯ И ДЕНДРИТНАЯ КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ

На рис. 2.27 изображен фронт кристаллизации с выступами, находящимися в зоне концентрационного переохлаждения. При росте кристалла скорость перемещения фронта кристаллизации направлена по нормали к его поверхности. Скорость точки a v_x будет больше, чем вертикальная компонента скорости точки b, так как точка а находится в зоне большего концентрационного переохлаждения. Поэтому в процессе роста выступ будет заост­ряться и увеличиваться. В точке а примесь выталкивается при кристаллизации в расплав в направлении кристаллизации. В точ­ке b в соответствии с вектором скорости v_y часть примеси будет

Рис. 2.26. Схема распределения температур Т(х) и Т₁ (х) при отсутствии ΔT_к:

1 - Т_л(х); 2 – T₁(х); 3 – T₂(х)

выталкиваться в боковом направлении, что приводит к переме­щению примеси от вершины к основанию выступов. Примесь скапливается на границах выступов (точка с на рис. 2.27). Это ведет к падению температуры ликвидуса расплава на границах выступов ниже температуры, которую имеет в данный момент расплав. В результате при продвижении фронта кристаллизации внутри периметра выступов формируются ячейки, которые не могут срастись друг с другом, пока расплав не охладится до тем­пературы ликвидуса в этой области. Поэтому границы ячеек мо­гут принять вид очень глубоких и узких выемок. Кристаллит бу­дет состоять из ряда тупых выступов, связанных друг с другом на некотором расстоянии позади фронта кристаллизации.

Условие перехода от плоского фронта к ячеистой кристалли­зации было получено в гл. 2.6. На рис. 2.28 приведены области ячеистой и сплошной кристаллизации, граница которых удовле­творяет этому условию. По мере уменьшения температурного градиента GR в сплавах характер фронта кристаллизации постепенно изменяется от плос­кого при GR ³ GR_кр = mC₀(1 – k₀)v/(k₀Д) до гексагонального ячеистого при GR < GR_кр.

При дальнейшем увеличении концентрационного переохлажде­ния будет происходить уменьшение размеров ячеек. Так как раз­мер ячеек не может уменьшаться безгранично, то при

Рис. 2.27. Схема образования ячеистых кристаллов

некотором значении GR ячейки превращаются в разветвленные дендритные кристаллы. Впервые такую форму кристаллов наблюдал Д. К. Чер­нов, который и ввел термин «дендрит», что означает древовид­ный кристалл. На рис. 2.29 приведена фотография дендрита, извлеченного Д. К. Черновым из прибыли стального слитка.

Одним из условий получения дендритной структуры является наличие перед фронтом кристаллизации достаточно протяженной зоны переохлажденного жидкого сплава. Дендриты образуются путем роста на фронте кристаллизации первичных ветвей игл, проникающих в расплав. При этом скорость роста иглы значи­тельно больше скорости продвижения фронта кристаллизации. Благодаря описанному выше поперечному переносу примеси в междендритном пространстве скапливается легирующий компо­нент, что обусловливает большое концентрационное переохлажде­ние перед боковыми поверхностями дендрита. Поэтому от ден­дрита начинают расти боковые ветви. Толщина слоя, обогащен­ного примесью, невелика. Боковая ветвь относительно быстро выходит за этот слой, и скорость ее роста резко падает. При этом начинается рост ее толщины. Боковые, или вторичные, ветви при­соединяются к первичным тонкими шейками, поэтому иногда про­исходит их отрыв. Разветвление дендрита может продолжаться с образованием ветвей третьего порядка, отходящих от вторич­ных ветвей. Схема дендритной кристаллизации показана на рис. 2.30. Обычно дендритная кристаллизация имеет место при малых градиентах температур GR и больших скоростях роста.

Рис. 2.28. Области ячеистой и сплошной кристаллизации

Следует отметить, что нарушение плоского фронта кристал­лизации и возникновение ячеек и дендритов может иметь место не только в сплавах, но и при кристаллизации чистого металла за счет обычного термического переохлаждения ΔT_т перед фрон­том кристаллизации (рис. 2.31). Дендриты могут образовываться не только при последовательном продвижении фронта кристал­лизации, но и при свободном росте кристалла в жидкости при объемном затвердевании. Например, если зародыш имеет форму куба, то, естественно, с его углов теплота кристаллизации будет отводиться в жидкость быстрее, чем с центров граней. Поэтому после достижения критических размеров правильный рост куба прекратится и начнется преимущественное развитие его вершин. На вершинах появятся первичные стволы, а затем на них при выполнении условий, указанных на рис. 2.31,— ответвления, т. е. вторичные ветви. Таким образом, дендрит растет из одного цен­тра. Схема механизма дендритного роста показана на рис. 2.32. Дисперсность дендритов обычно оценивают средним расстоянием между его вторичными осями d_м (см. рис. 2.32). Зависимость d_м от условий кристаллизации выражается формулой d_м = AGR^m×vⁿ, где A, т и п — эмпирические величины.

Растущие дендриты смыкаются при объемной кристаллизации друг с другом, образуя зерна, которые мы видим на макрострук­турах (рис. 2.33). Для выявления субструктуры зерна, т. е. его дендритного строения, необходимо сделать микрошлиф и рассмот­реть его под микроскопом. Междендритное про­странство обогащено примесями, в которых скапливаются неметаллические включения и образуются усадочные и газовые поры.

Рис. 2.29. Вид ден­дрита, извлеченно­го из прибыли стального слитка

Таким образом, дендритная кристаллизация развивается при высоких скоростях роста кри­сталлов и больших концентрационных и терми­ческих переохлаждениях. Все мероприятия, на­правленные на уменьшение скорости роста и переохлаждения, будут способствовать нераз­ветвленной кристаллизации. Скорость роста можно снизить, уменьшив, например, теплоотвод от фронта кристаллизации через кристалл. О других методах уменьшения и речь будет ид­ти в гл. 2.10. Переохлаждение можно снизить, введя в расплав изоморфные примеси. Напри­мер, при вводе в сплав А1—5% Си десятых долей процента титана происходит сильное из­мельчение зерна и исчезновение дендритной структуры.

Большую роль играет межфазное натяжение s_к-ж. С его увеличением повышаются энергети­ческие затраты на образование поверхности, что делает дендритную кристаллизацию энергети­чески невыгодной. Межфазное натяжение в сплавах тем сильнее, чем больше разность кон­центраций жидкой и твердой фаз, находящихся в равновесии. Поэтому сплавы, диаграмма со­стояния которых показана на рис. 2.34, а, менее склонны к дендритной кристаллизации, чем сплавы, приведенные на рис. 2.34, б. Это явля­ется одной из причин того, что особой склонностью к образованию дендритной структуры об­ладают чистые металлы.

ГЛАВА 2.8. ОСОБЕННОСТИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ЭВТЕКТИКИ

Эвтектические сплавы (от греч. eutektos — легко плавящийся) обладают хорошими литейными свойствами. Поэтому они широко применяются в литейном производстве. Среди наиболее часто ис­пользуемых эвтектических сплавов можно выделить чугуны, сплавы систем А1 — Si, A1 — Si — Mg и др.

Представления о процессе кристаллизации эвтектических спла­вов начали формироваться с начала XX в. Можно отметить ра­боты А. А. Бочвара, В. А. Тнллера, К. А. Джексона, И. Д. Ханта и других исследователей.

Рис. 2.30. Схема дендритной кристал­лизации: Рис. 2.31. Термическое переохлажде­ние перед

1 — первичная ветвь дендрита; фронтом кристаллизации чистого металла

2 — вторич­ная ветвь дендрита;

3 — фронт кристалли­зации

Эвтектические сплавы можно разделить на два типа: с нор­мальными и аномальными эвтектиками. Нормальные эвтектики характеризуются регулярной микроструктурой, состоящей из чередующихся пластин или стержней a- и b-твердых растворов. Обра­зующие

Рис. 2.32. Схема механизма дендритного роста Рис. 2.33. Макроструктура ли­того сплава при

при объемной кристаллизации дендритной кристаллизации:

1—дендритная субструктура; 2 — макрозерно

Рис. 2.34. Диаграммы состоя­ния сплавов с различной равно­весной концентрацией жидкой и твердой фаз

их металлы, как правило, имеют близкие температуры плавления (например система Рb — Sn). В нормальных эвтектиках можно легко выделить эвтектические зерна — колонии. При этом в пределах каждой колонии сохраняется определенное ориентационное соотношение между фазами (рис. 2.38).

Затвердевание нормальной эвтектики начинается с зарожде­ния одной из фаз, играющей роль ведущей фазы. На ней про­исходит гетерогенное зарождение кристалла другой фазы. Струк­тура нормальной пластинчатой эвтек­тики показана схематически на рис. 2.35.

Соответствующие расчеты, кото­рые мы здесь не приводим, показы­вают, что скорость кристаллизации v и параметр эвтектики l связаны со­отношением vl² = const, т. е., чем больше скорость роста, тем меньше параметр эвтектики.

Кроме роста пластинчатой эвтек­тики возможен рост эвтектики, когда ведущая фаза выделяется в виде стержней (рис. 2.36). Для стержневой формы эвтектики справедливо соотно­шение vR² = const. Анализ показал, что если отношение объемов a- и b-фаз большое, то эвтектика будет иметь стержневую форму. Для этого нужно, чтобы количество одной фазы превышало количество другой более чем в 3 раза. В противоположном случае должна формироваться пластинчатая эвтектика. Однако для ряда эвтектик имеет место переход от пластинчатой формы к стержневой при больших скоростях роста. Объяснение этому явлению пока не найдено.

При увеличении скорости охлаждения стержневая эвтектика переходит в эвтектику с шаровидными выделениями одной из фаз. В. А. Тиллер получил следующее условие устойчивости пластин­чатого (или стержневого) роста:

s_ab/ΔS < s_aL/ΔS_a + s_bL/ΔS_b ,

где (s_ab, s_aL и s_bL — соответственно межфазные энергии на грани­це a- и b-фаз, на границах a-фазы и b-фазы с жидкостью; ΔS = L/T_e, ΔS_a и ΔS_b — изменение энтропии при кристаллизации жидкости и при кристаллизации a- и b-твердых растворов.

Если (s_ab велика, а s_aL и s_bL. малы, то пластинчатая эвтектика не будет иметь места, а реализуется шаровидная ее форма. Это подчеркивает важную роль поверхностных явлений в формирова­нии морфологии кристаллов.

В заключение кратко рассмотрим вопросы кристаллизации аномальных эвтектик. Когда ведущая фаза не облегчает гетеро­генное зарождение второй фазы, образуются совершенно отлич­ные от рассмотренных типы эвтектик. В этих условиях происходит зарождение второй фазы в объеме расплава, ближайшем к первой. При росте фаз происходит опережение одной фазы другой. В настоящее время считают, что аномальные эвтектики образуются при ограненном росте одной из фаз. Если на фронте роста зародыша кристалла появляется

Рис. 2.35. Макроструктура (1) и ми­кроструктура Рис. 2.36. Строение стержневой эвтек­тики

(2) эвтектического ли­того сплава

Рис. 2.37. Структура аномальной эвтектики при содержании ограненной фазы менее 10 %:

а — Х200; б — Х4000

огранка (например ступени, ус­тупы, ступени выхода винтовых дислокаций и т. и.), то скорость роста будет меньше, чем при нормальном росте на атомно-шероховатой поверхности. Конкретный тип структур зависит от доли ограненной фазы и скорости роста.

Рис. 2.38. Структура серого чугуна Рис. 2.39. Структура эвтектики силу­мина

Рис. 2.40. Влияние скорости охлаж­дения на Рис. 2.41. Пример сложнорегулярной

строение фазы графита се­рого чугуна: эвтектической структуры

а — малая скорость; б — большая скорость

При малой объемной доле ограненной фазы опережающий рост неограненной фазы лимити­руется ее ветвлением. При объемной доле ограненной фазы, мень­шей 10 %, образуется структура разорванных пластин (системы А1 — Sn, Zn — Sn). Здесь происходит локальное ветвление или расщепление пластин.

Однако эта фаза сохраняет свою непрерывность и состоит из лент и пластин сложной формы. Ограненная фаза как бы обходит участки неограненной фазы. Пример структуры такой эвтектики приведен на рис. 2.37.

При возрастании содержания ограненной фазы с 10 до 20 % пластины принимают чешуйчатую форму. Такая структура имеет место в ряде технически важных ли­тейных сплавов силуминов (система А1 — Si) и чугунов (система Fe — С). На рис. 2.38 и 2.39 показаны раз­резы плоскостей шлифов серого чу­гуна и силумина. В чугуне пластин­ки графита на шлифе представляют собой сечения чешуек, растущих из одного центра. На рис. 2.38 разрез выполнен через центр эвтектической колонии. Влияние скорости охлажде­ния на вид фазы графита в чугуне по­казано на рис. 2.40. С увеличением скорости охлаждения расстояние меж­ду чешуйчатыми пластинами умень­шается. При объемной концентрации ограненной фазы более 20 % появля­ется сложнорегулярная структура эв­тектики (рис. 2.41).

Рис. 2.42. Структура белого чу­гуна

При объемной концентрации огра­ненной фазы более 40 % при повышенных скоростях роста, а при концентрации 50 % и более в широком интервале условий затвер­девания образуется квазирегулярная структура. Она состоит из набора пластин или стержней неограненной фазы с меньшей объемной долей в матрице из ограненной фазы. Примером такого сплава является белый чугун (система Fe — Fе₃С). При затвер­девании происходит рост пластин цементита в направлении теплоотвода. Одновременно появляются короткие стержни аустенита, расположенные перпендикулярно пластинам цементита. Эта структура представляет собой естественный композит. Пример структуры белого чугуна приведен на рис. 2.42.

При определенных условиях ограненная фаза может принимать глобулярную форму, имеющую сложное внутреннее строение. Глобулярный графит имеет сложное строение, включающее в себя комплекс растущих из одного центра чешуек (рис. 2.43).

ГЛАВА 2.9. КРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ СТРУКТУРА ОТЛИВОК

Температурное поле кристаллизующейся отливки неоднородно и нестационарно. Поэтому в разных объемах залитого в форму расплава реализуются различные условия кристаллизации, обу­словливающие появление широкого спектра структур.

2.9.1. СТРУКТУРНЫЕ ЗОНЫ В ОТЛИВКЕ

В общем случае структура отливки характеризуется наличи­ем трех зон (рис. 2.44): зоны замороженных кристаллов 1, об­разующейся на поверхности раздела отливок с формой или вбли­зи нее; зоны столбчатых кристаллов 2, вытянутой параллельно направлению теплоотвода и, наконец, центральной зоны равноосных кристаллов 3.

Основными характеристиками кристаллического строения от­ливок являются протяженность зоны столбчатых кристаллов l_ст, их поперечный размер d_сти средний размер зерна в центральной зоне отливки. При этом важное значение имеет такая характери­стика субструктуры зерен, как среднее расстояние между вто­ричными осями дендритов d_м. Между этими характеристиками существуют экспериментально установленные зависимости, гра­фически показанные на рис. 2.45, из которых можно сделать вывод, что с увеличением скорости кристаллизации vвсе харак­теристики уменьшаются.

Для количественной характеристики однородности кристалли­ческого строения отливок Г. Ф. Баландиным предложены следу­ющие критерии: k₁ = l_ст/l₀; k₂ = d_ст/d₀ или k₃ = d/d₀, где d₀ — раз­мер зерна у поверхности отливки; k₄ = d_м/d_ст или k₅ = d_м/d. Кри­сталлическое строение однородно, если k₁ = 1 и k₂ = 1 или k₁ = 0 и k₃ = 1.

В первом случае (k₁ = k₂ = 1) тело отливки состоит только из столбчатых кристаллов (транскристаллизация). Это достигается односторонне направленным теплоотводом. Такая структура же­лательна, например, для повышения жаропрочности лопаток га­зовых турбин. Столбчатые кристаллы должны быть расположены вдоль действия главных растягивающих напряжений. Для повы­шения магнитной проницаемости постоянных магнитов структура также должна быть столбчатой с ориентацией столбчатой зоны вдоль оси магнита. При этом необходимо увеличить и размер столбчатого кристалла d_ст. Для машиностроительных отливок при сложном нагружении столбчатая структура нежелательна, так как в процессе их эксплуатации происходит разрушение по поверхности контакта столбчатых кристаллов и в местах стыка столбча­тых зон.

В эвтектических сплавах, имеющих вторую фазу в виде высокопрочного интерметаллида, она выстраивается вдоль направления роста столбчатых кристаллов и упрочняет основную матрицу (см. рис. 2.42).

Рис. 2.45. Зависимость между средним размером зерна и протяженностью зоны столбчатых кристаллов (а), их поперечным размером (б), средним расстоянием между вторичными осями дендритов (в) и скоростью кристаллизации (г)

Во втором случае (при k₁ = 0 и k₃ = 1) отливка имеет зерни­стое строение, состоит из равноосных кристаллов примерно оди­наковых размеров. Если уменьшить размер зерна d, a k₄ прибли­зить к нулю (мелкодисперсная субструктура), то механические свойства резко усиливаются.

Для сплавов, содержащих эвтектику, необходимы и другие показатели. Например, в серых чугунах показатель k₃. характе­ризует средний относительный размер эвтектических колоний. Однако важным является размер и форма графита в этих колониях. Обычно их характеризуют отношением средней длины к сред­ней ширине графитовых включений R_г. С увеличением скорости затвердевания R_г уменьшается, т. е. выделения графита стано­вятся более компактными.

Рассмотрим основные закономерности формирования структур­ных зон в отливках. После заливки перегретого сплава в форму вблизи ее поверх­ности расплав быстро переохлаждается ниже температуры кристаллизации.

На стенке формы или на содержащихся в сплаве затравках в тонком переохлажденном слое начинается объемное зарождение и рост кристаллов. При этом выделяется теплота кристаллизации, которая приводит к увеличению температуры и снятию переохлаждения. Распределение температуры показано на рис. 2.46. Видно, что перед фронтом кристаллизации термиче­ское переохлаждение меньше интервала метастабильности по за­рождению. Поэтому перед фронтом зарождения рост новых кри­сталлов не происходит, а осуществляется рост ранее образован­ных центров. Преимущественная ориентировка столбчатых кристаллов соответствует направлению теплоотвода, так как ско­рость их роста наибольшая. Кристаллы, имеющие другую, менее благоприятную, ориентировку, при росте выклиниваются.

Рис. 2.46. Распределение температуры Рис. 2.47. Распределение температур в поверхностном слое отливки перед фронтом кристаллизации

В сплавах, как известно, может иметь место не только тер­мическое, но и концентрационное переохлаждение на фронте крис­таллизации. Наличие этого переохлаждения будет увеличивать скорость роста кристаллов на фронте кристаллизации, т. е. будет способствовать столбчатой кристаллизации.

На рис. 2.47 показано распределение температуры в сплаве (t₁ - t₃), температуры ликвидуса 1 и начала зарождения кристал­лов 2. Видно, что в момент времени t₁ температура сплава выше температуры зарождения кристаллов. При этом выделение кристаллов перед фронтом кристаллизации не происходит и имеет место столбчатый рост. С течением времени градиент температур в сплаве уменьшается, и в момент времени, больший t₂, переох­лаждение сплава перед фронтом кристаллизации превысит ин­тервал метастабильности ∆Т₁Это приведет к зарождению и само­стоятельному росту кристаллов перед фронтом кристаллизации. При определенном количестве этих кристаллов столбчатый рост будет остановлен и в центре отливки образуется зона равноосных кристаллов.

2.9.2. ХИМИЧЕСКАЯ НЕОДНОРОДНОСТЬ СПЛАВА В ОТЛИВКАХ

Явление химической неоднородности сплава в отливках назы­вается ликвацией. В зависимости от рассматриваемого объема различают микро- и макроликвацию. Микроликвация связана с химической неоднородностью в пределах объема растущего кри­сталла (внутрикристаллическая ликвация) или в пределах объема зерна (дендритная ликвация). Макроликвация связана с неодно­родностью состава сплава в отдельных зонах отливки, поэтому ее часто называют зональной ликвацией.

В гл. 2.5 был рассмотрен механизм образования внутрикристаллической ликвации.

При дендритной кристаллизации (K₀ < 1) междендритные объ­емы сплава обогащены легирующим компонентом, что определяет химическую неоднородность сплава в пределах зерна. При про­катке сплавов этот вид неоднородности проявляется в получении полосчатых структур.

Различают нормальную и обратную зональную ликвацию. При нормальной ликвации (рис. 2.48, а) (для сплавов с K₀ < 1) цент­ральные участки обогащены легирующим компонентом, а при обратной ликвации (рис. 2.48, б), наоборот, поверхностные слои отливки содержат легирующий компонент в большем количестве, чем центральные.

Нормальная ликвация легко объясняется тем, что при К₀ < 1 во время роста кристалла перед фронтом кристаллизации вытал­кивается избыточное количество легирующего компонента, поток которого, направленный к центральным слоям отливки, равен (c_l—C_S}v. Следует заметить, что, чем меньше К₀, тем сильнее проявляется химическая зональная неоднородность. В сталях наи­более подвержены ликвации сера (K₀ = 0,02), кислород (К₀ = 0,02), фосфор (K₀ = 0,13), углерод (K₀ = 0,13). Ликвация угле­рода, серы и фосфора в сталях может достигать 300 % и более.

Наиболее интенсивное распространение нормальная зональ­ная ликвация имеет в верхней подприбыльной части отливки, так как она затвердевает в последнюю очередь (рис. 2.49). В верхней подприбыльной части имеем V-образную положительную ликва­цию (С_в > С₀). V-образный характер ликвационных зон обуслов­лен движением расплава из прибыли в ходе компенсации усадки. В нижней части слитка имеет место зона отрицательной ликвации (С_в < С₀). Ее наличие объясняется ликвацией в жидком состоянии при падении вниз сравнительно чистых по ликвирующим элементам (S, С, Р) кристаллов (конус охлаждения). Область

положитель­ной ликвации, смещенная относительно оси отливки, имеет обрат­ную конусность по сравнению с зоной осевой ликвации. Она рас­полагается на границе столбчатой и центральной равноосной зон слитка.

При обратной зональной ликвации (см. рис. 2.48, б) поверх­ностные слои обогащены легирующим компонентом. Их состав практически отвечает составу сплава, затвердевающему в послед­нюю очередь. Образование обратной ликвации можно объяснить направленным движением жидкого сплава из центральных участ­ков по междендритным каналам к поверхности отливки. Это движение может быть вызвано несколькими причинами. Во-первых, при кристаллизации из расплава выделяются газы, давление ко­торых на расплав обеспечивает его движение по межкристаллитным каналам. Вследствие усадки отливки по периметру затвер­девшей корки давление помещенного в ней расплава увеличивает­ся, обеспечивая проникновение сплава через межкристаллитные каналы к поверхности отливки путем продавливания. Наконец, как будет показано в разд. 3, при затвердевании сплава понижа­ется давление расплава, и он как бы засасывается в междендрит­ные каналы.

Очевидно, что благоприятные условия для развития обратной ликвации создаются при широком интервале кристаллизации и объемном затвердевании, при малом коэффициенте распределе­ния К₀ и при большой объемной усадке при затвердевании и в твердом состоянии.

Особенно склонны к образованию обратной ликвации медные сплавы, содержащие свинец и олово. В таких сплавах давление на расплав в межкристаллитных каналах может быть настолько большим, что расплав прорывает затвердевшую корку. Происхо­дит, как говорят, выпотевание олова или свинца.

Зональную ликвацию можно уменьшить, увеличивая скорость затвердевания. Однако при этом увеличивается внутрикристаллическая ликвация. Конкретные меры по предотвращению ликва­ции рассматриваются в технологических разделах спецкурса.

Особое место занимает ликвация по удельному весу, при ко­торой фазы, обогащенные тяжелым компонентом, опускаются в нижние слои отливки, а фазы, обогащенные легким компонентом, всплывают вверх. Примером такой ликвации является описанное выше образование нижнего конуса осаждения в стальных слит­ках. Особенно сильно проявляет себя этот вид ликвации в спла­вах, содержащих свинец. Радикальным методом уменьшения это­го вида ликвации является увеличение скорости затвердевания.

ГЛАВА 2.10. МЕТОДЫ УПРАВЛЕНИЯ КРИСТАЛЛИЧЕСКИМ СТРОЕНИЕМ ОТЛИВКИ

В зависимости от назначения и требований, предъявляемых к отливке, она должна обладать той или иной кристаллической структурой. Рассмотренные выше закономерности и механизмы кристаллизации металлов и сплавов позволяют выделить следую­щие направления управления кристаллической структурой отливок: