автореферат диссертации по металлургии, 05.16.04, диссертация на тему:Исследование и разработка технологии получения слитков алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mn-Zr-Sc с целью изготовления из них деформированных полуфабрикатов без использования операций гомогенизации и закалки

На правах рукописи

Яковлев Александр Алексеевич

Исследование и разработка технологии получения слитков

алюминиевых сплавов системы А1-Си-Мп-7г-8с с целью изготовления из них деформированных полуфабрикатов без использования операций гомогенизации и закалки

Специальность 05.16.04 - «Литейное производство»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

13 МАЙ 2015

005568818

Москва 2015

005568818

Диссертационная работа выполнена на кафедре технологии литейных процессов Национального исследовательского технологического университета «МИСиС»

Научный руководитель:

Профессор, доктор технических наук Белов Николай Александрович

Официальные оппоненты:

Доктор технических наук, Конкевич Валентин Юрьевич

профессор,

главный научный сотрудник ОАО «ВИЛС»

Доктор технических наук, Напалков Виктор Иванович

член-корреспондент РАЕН, заместитель генерального директора по развитию ООО «Ин-термикс Мет»

Ведущее предприятие: ФГАОУ ВПО «Дальневосточный

федеральный университет»

Защита диссертации состоится «25» июня 2015г. в 10:00 на заседании диссертационного совета Д 212.132.02 при Национальном исследовательском технологическом университете «МИСиС» по адресу: 119049, г. Москва, Ленинский проспект, д. 6, ауд. А - 305.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Национального исследовательского технологического университета «МИСиС» и на сайте http://misis.ru.

Отзывы на автореферат диссертации (в двух экземплярах, заверенных печатью учреждения) отправлять по адресу: 119049, г. Москва, Ленинский проспект, д. 4, Учёный совет. Копии отзывов можно присылать на email: misistlp@mail.ru.

Автореферат разослан «24» апреля 2015 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета Д 212.132.02, к.т.н., доцент

Колтыгин А.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы

В настоящее время имеется острая потребность в новых материалах, обладающих малой плотностью и достаточно высокой прочностью при повышенных температурах. Наиболее сбалансированным комплексом эксплуатационных, технологических и экономических характеристик обладают алюминиевые сплавы (в частности в виде деформированных полуфабрикатов). Среди стандартных деформируемых сплавов наиболее высокими характеристиками жаропрочности обладают сплавы системы А1-Cu-Mn (типа 1201') и сплавы легированные железом и никелем (типа АК4-12). Однако рабочие температуры деформированных полуфабрикатов из этих сплавов не превышают 250 °С и повысить этот уровень в рамках традиционного легирования вряд ли возможно. Технологические процессы производства марочных алюминиевых сплавов данной группы требуют обязательных операций гомогенизации (для слитков) и закалки (для деформированных полуфабрикатов). Проведение этих операций приводит к снижению производительности, повышенному энергопотреблению, а также к необходимости иметь специализированное оборудование. Радикальным способом избавлением от этих недостатков является разработка новых по составу алюминиевых сплавов и освоение технологии производства из них слитков и деформированных полуфабрикатов.

В работах МИСиС под руководством проф., д.т.н. Н. А. Белова, была предложена группа сплавов нового поколения на базе системы Al-Cu-Mn-Zr-Sc (далее АЛТЭК3, см. таблицу 1). По уровню механических свойств предлагаемые сплавы примерно одинаковы с известными марочными жаропрочными алюминиевыми сплавами типа 1201. При этом технологический цикл получения деформированных полуфабрикатов существенно короче. Для освоения промышленного производства деформированных полуфабрикатов необходимо решение по научному обоснованию параметров технологии получения слитков и деформированных полуфабрикатов из предлагаемых сплавов.

Цель работы

Научное обоснование составов, разработка технологии получения из сплавов на базе системы Al-Cu-Mn-Zr-Sc слитков и деформированных полуфабрикатов, исключающей операции гомогенизации и закалки.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1 1201, ГОСТ 4784-97: Си 5,8-6,8%; Мп 0,2-0,4%; Zr 0,1-0,25%; V 0,05-0,15%; Ti 0,02-0,15%; Mg <0,02%; Zn <0,1%; Fe <0,3%.

2 AK4-1, ГОСТ 4784-97: Си 1,9-2,7%; Fe 0,8-1,4%; Ni 0,8-1,4%; Ti 0,02-0,1%; Mg 1,2-1,8%; Mn <0,2%; Zn<0,3%;Cr<0,l%

3 Патент РФ № 2446222, публ. 27.03.2012. Хим. состав приведен в таблице 1.1

3

1. Количественный анализ фазового состава системы Al-Cu-Mn-Zr-Sc, в том числе для условий неравновесной кристаллизации.

2. Обоснование, с использованием расчетных и экспериментальных методов, оптимального химического состава сплава АЛТЭК, включая определение концентрационных границ появления первичных кристаллов интерметаллидных фаз.

3. Изучение закономерности влияния легирующих элементов на структуру и фазовый состав сплавов типа АЛТЭК в процессе кристаллизации и деформационно-термической обработки.

4. Разработка основы технологического процесса получения слитков из сплава АЛТЭК, в частности методом непрерывного горизонтального литья.

5. Определение базовых механических (в том числе при 300 °С) и физических свойства сплава АЛТЭК сравнительно с марочными сплавами типа 1201

Научная новизна

1. Расчетным и экспериментальным путем проведен количественный анализ фазового состава сплавов системы Al-Cu-Mn-Zr-Sc, в том числе для условий неравновесной кристаллизации. Показано, что в области концентраций 1-2%Си, 1-2%Мп, 0,2-0,4%Zr и до 0,l%Sc возможно получить структуру, в которой доля вторичных выделений фаз Al2oCu2Mn3 и Al3Zr (или Al3(Zr,Sc)) существенно больше, чем в марочных сплавах типа 1201. Это предполагает возможность существенного повышения жаропрочности.

2. Показано, что при таких концентрациях легирующих элементов, возможно получить слиток, имеющий в литом состоянии почти однофазную структуру в которой доля эвтектических включений фазы А12Си минимальна, а сами включения имеют глобулярную форму. Такая литая структура благоприятна для проведения деформационной обработки слитков без использования гомогенизации.

3. На примере модельных сплавов системы Al-Cu-Mn обнаружено сложное влияние концентрации меди на удельную электропроводность (УЭП) после разных режимов отжига (от 150 до 600 °С), что можно объяснить сложным влиянием температуры на концентрации Си и Мп в алюминиевом твердом растворе. Показано, что после отжига при 400-450 °С с увеличением содержания меди в сплаве до 4% включительно наблюдается значительный рост УЭП. В частности, в сплаве Al-l%Mn-l%Cu отжиг при 450 °С приводит к росту УЭП на 34%, по сравнению с литым состоянием, против роста УЭП на 3% у сплава без меди (А1-1%Мп).

4. Изучено влияние режимов термической обработки на твердость и УЭП слитков сплавов типа АЛТЭК и модельных сплавов. Показано, что наилучшего сочетания этих свойств можно добиться при термообработке, включающей отжиг при 400450 °С, что отвечает максимальному распаду алюминиевого твердого раствора при сохранении размера выделений фазы Ll2 < 20 нм.

Практическая значимость работы

1. Обоснован состав алюминиевых сплавов нового поколения типа АЛТЭК на базе систем Al-Cu-Mn-Zr (экономнолегированный) и Al-Cu-Mn-Zr-Sc (для литья крупных слитков).

2. Показано, что при введении в расплав циркония в виде таблетированной лигатуры (80% Zr+20% флюс) и катодной меди (марки МО) в области температур от 750 до 800 °С, в отсутствие перемешивания, устанавливается достаточно медленное выравнивание состава жидкости (гомогенизации расплава) по объему тигля. При повышении температуры до 850 °С усвоение легирующих элементов происходит быстрее. При разработке технологии литья слитков рекомендуется использовать индукционное оборудование.

3. Разработаны технологические рекомендации на плавку, литье и деформационно-термическую обработку алюминиевых сплавов типа АЛТЭК на базе систем Al-Cu-Mn-Zr и Al-Cu-Mn-Zr-Sc, исключающие гомогенизацию и закалку.

4. Разработан технический регламент на получение слитков. Проведено опытное опробование технологии получения слитков из нового деформируемого сплава АЛТЭК методом непрерывного горизонтального литья в цехе опытного производства ИЦ «ЛТМ» НИТУ «МИСиС».

Апробация работы

По результатам работы был выигран конкурс У.М.Н.И.К. Фонда содействия развитию малых форм предприятий в научно-технической сфере, 7 октября 2011 года, г. Москва, НИТУ «МИСиС». Доклад на тему диссертационной работы был номинирован на 2-ю Молодежную Премию в области науки и инноваций НИТУ «МИСиС», 20 апреля 2012 года, г. Москва, НИТУ «МИСиС».

Основные материалы диссертационной работы обсуждены на 66-х, и 67-х днях науки студентов МИСиС (2011, 2012 года, г. Москва, НИТУ «МИСиС»); 6-ой и 7-ой международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии» (24-28 октября 2011 года, 11-15 ноября 2013 года, г. Москва, НИТУ «МИСиС»), международной научно-практическая конференции «Перспективы использования инновационных материалов и технологий в промышленности» (25-27 февраля 2015, г. Москва, МВЦ Крокус Экспо) и на научных семинарах кафедры технологии литейных процессов НИТУ «МИСиС» (2010-2015 гг.).

Результаты диссертации отражены в 8 публикациях, в том числе 3 в журналах, входящие в перечень ВАК. Получено свидетельство о регистрации НОУ-ХАУ (№59004-2014 ОИС).

Достоверность научных результатов

Достоверность полученных результатов подтверждается использованием современных методик исследования (программа расчёта фазовых диаграмм Thermo-Cale) и аттестованных измерительных установок и приборов (спектрометр ARL 4460, электронные сканирующие микроскопы JEOL JSM-6480LV и Tescan Vega 3, оптический микроскоп Axio Observer МАТ, универсальная испытательная машина Zwick/Roell Z250 и др.). Текст диссертации и автореферата проверен на отсутствие плагиата с помощью программы "Антиплагиат" (http://antiplagiat.ru).

Личный вклад автора

Диссертация является законченной научной работой, в которой обобщены результаты исследований, полученные лично автором и в соавторстве. Автору работы принадлежит основная роль в получении и обработке экспериментальных данных, анализе и обобщении результатов. Обсуждение и интерпретация полученных результатов проводилась совместно с научным руководителем и соавторами публикаций. Основные положения и выводы диссертационной работы сформулированы автором.

Структура и объем диссертации

Диссертационная работа состоит из 7 глав, общих выводов и 2 приложений. Работа изложена на 211 страницах формата A4, содержит 64 таблицы, 4 формулы, 101 рисунок. Библиографический список включает 145 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

1. Обзор литературы

В обзоре литературы рассмотрены основные системы легирования, структура, свойства марочных жаропрочных сплавов и способы их получения.

Особое внимание уделено современным подходам к легированию жаропрочных сплавов, в том числе и переходными металлами. Наиболее перспективно использование циркония в качестве упрочняющей добавки в новых системах легирования деформируемых сплавов. Для получения максимального эффекта упрочнения необходима технология, отличная от традиционных.

На основе выводов обзора литературы обоснованы задачи по разработке технологии и слитков из нового жаропрочного экономнолегированного алюминиевого деформируемого сплава.

2. Методика исследования

Основными объектами исследования в работе являлись слитки и листы сплавов АЛТЭК и АЛТЭК со скандием, а также экспериментальные модельные сплавы содер-

жащие медь, марганец, цирконий, кремний, железо. Исходя из обзора литературы, объектами сравнения являлись известные марочные деформируемые сплавы (типа 1201 и другие). Химический состав сплавов АЛТЭК и марочных деформируемых сплавов приведен в таблице 1.

Таблица 1- Химический состав экспериментальных сплавов АЛТЭК и марочных деформируемых сплавов_

Маркировка сплава Концентрация, % по массе

Си Мп Ъх 5с Бе А1

АЛТЭК4 0,9-1,9 1-1,8 0,2-0,6 - <0,1 <0,4 Осн.

АЛТЭК-Б с4 0,9-1,9 1-1,8 0,2-0,6 0,1 <0,1 <0,4 Осн.

4 Патент РФ № 2446222, публ. 27.03.2012

Экспериментальные сплавы готовили в индукционной плавильной печи УИП-100-2,4-0,07 с использованием чистых компонентов и двойных лигатур собственного производства (А1-10%Мп; А1-12,5%2г; А1-50%Си) и лигатур производства ООО «Ин-термикс Мет», Россия и компании «НОЕБСН», Германия. Контроль химического состава сплавов проводился на эмиссионном спектрометре АЯЬ 4460.

Слитки и деформированные полуфабрикаты исследуемых сплавов подвергались термообработке в муфельных электрических печах БЫОЬ 58/350 и БЫОЬ 8,2/1100 с точностью поддержания температуры ±5 °С. Режимы термообработки экспериментальных сплавов приведены в таблице 2).

Таблица 2- Режимы термообработки экспериментальных сплавов

Обозначение Режим Обозначение Режим

5200 200 °С, Зч 5450 5400+450 °С, Зч

Б250 5200+250 °С, Зч 5500 5450+500 °С, Зч

БЗОО 5250+300 °С, Зч 5550 5500+550 °С, Зч

8350 5300+350 °С, Зч 5600 5550+600 °С, Зч

Б400 5350+400 °С, Зч - -

Во время проведения операций деформации и промежуточного отжига (схема приведена на рисунке 1) происходит формирование вторичных дисперсоидов, преимущественно Т-фазы (А120МпзСи2) и А13(2г,5с), стабилизирующих деформированную структуру полуфабриката.

Для проведения испытаний на растяжение были изготовлены листы, из которых вырезали образцы. Литые слитки подвергали холодной деформации на лабораторном прокатном стане, с усилием обжатия 10 тонн, за период от 9 до 12 проходов с суммарной степенью обжатия от 88 до 96%. Испытания на растяжение всех образцов проводились по ГОСТ 21631-76, измерение твердости по ГОСТ 9012-59.

Электропроводность (О) образцов исследовалась на вихревом структуроскопе ВЭ-26НП. Встроенный термометр позволяет учесть влияние температуры окружающей среды и повысить точность измерений.

Частичное снятие наклепа. Полигонизацня

Рисунок 1 - Схема получения деформированных полуфабрикатов из сплавов АЛТЭК

Для проведения прямого термоанализа использовался термоизмеритель ОВЕН ТРМ200. Нагрев образцов сплавов проводился в силитовой печи сопротивления СШОЛ 0,02 в алундовом тигле.

Изучение усвоения циркония и меди в алюминиевом сплаве проводилось в лабораторном миксере LAC 90/13. Объектами исследования являлись: таблетированная лигатура (80% цирконий, 20% флюс) производства компании «HOESCH», Германия и катодная медь марки МО, Россия.

Определение плотности (р) проводилось методом гидростатического взвешивания при помощи комплекса аналитического оборудования AND HR-202Í.

Оценка свариваемости образцов определялась при помощи ручной аргонно-дуговой сварки на сварочном инверторе ESAB caddy tig 2200i AC/DC. В качестве присадочной проволоки использовались прутки, полученные из сплава АЛТЭК. Стыковые соединения образцов сваривали без разделки кромок (тип С6, ГОСТ 14806-69).

Оценка в литых изделиях внутренних (скрытых) дефектов, таких как: поры, неметаллические включения, раковины и т.п. проводилась рентгентелевизионной системой FILIN-239/225.FP2020.C-ARM.

Металлографические исследования проводились на световом микроскопе Axio Observer МАТ и электронных сканирующих микроскопах JSM-6610LV и TESCAN VEGA 3, которые укомплектованы энергодисперсионной приставкой-микроанализатором INCA SDD Х-МАХ производства Oxford Instruments и программным обеспечением (INCA Energy и Aztec соответственно). Изучение тонкой структуры проводилось на просвечивающем электронном микроскопе высокого разрешения JEM2100 с ускоряющим напряжением равном 200 кВ.

3. Расчетный анализ фазового состава сплавов на базе системы AI-Cu-Mn-Zr с целью обоснования состава жаропрочного алюминиевого сплава

Область концентраций для расчета фазового состава была выбрана на основе качественного анализа тройных и четверных диаграмм системы Al-Cu-Mn-Zr-Sc. Из литературных данных и предварительных экспериментальных результатов следует, что для разработки новой термически стабильной деформируемой алюминиевой композиции наилучшим образом удовлетворяет система Al-Cu-Mn. Стоит отметить, что на базе этой системы разработан ряд жаропрочных алюминиевых сплавов однако, как уже говорилось, их рабочие температуры не превышают 250 °С. Известно, что высокая жаропрочность сплавов на основе системы Al-Cu-Mn-Zr-Sc обеспечивается вторичными выделениями, в частности, фаз Al20Cu2Mn3 и Al3Zr/ Al3(Zr,Sc) (Ll2), за счет их высокой стойкости к нагреву вплоть до температуры равной 300 °С. При более высоких температурах происходит существенное снижение механических свойств, что связано с огрублением основной фазы-упрочнителя А12Си. С учетом этого, состав новой композиции преимущественно должен обеспечить максимальное содержание фаз Al20Cu2Mn3 и Al3Zr.

Первичные кристаллы интерметаллидов образуются при сравнительно небольших концентрациях переходных металлов, поэтому на первом этапе рассчитывалась поверхность границы ликвидуса для тройной системы Al-Cu-Mn. Обнаружено, что с увеличением содержания меди граница появления первичных кристаллов марганец-содержащих фаз (Al20Cu2Mn3 и А16Мп) сдвигается в сторону меньших концентрации марганца. Этот результат является первым доводом в пользу экономнолегированного (в частном случае по меди) сплава АЛТЭК по сравнению со сплавами типа 1201, содержащими более 6% меди.

В системе Al-Cu-Mn расчет границ солидуса также показывает, что с повышением содержания меди (до 5,7%) существенно снижается растворимость марганца в алюминиевом твердом растворе (А1). Расчет параметров кристаллизации сплава АЛТЭК показывает, что небольшие добавки циркония и скандия почти не влияют на характер кристаллизации сплава. В неравновесных условиях кристаллизации растворимость марганца в алюминии возрастает и образование тройного соединения подавляется. Поэтому в таких сплавах вместе с (А1) существует фаза А12Си, которая образуется по эвтектической реакции при 547 °С. Добавки Mn, Zr и Sc (в рамках состава сплава АЛТЭК) в литом состоянии полностью входят в (А1).

Из анализа политермических разрезов системы Al-Cu-Mn-Zr следует, что медь и марганец оказывают незначительное влияние на температуру ликвидуса, которая определяется лишь концентрацией циркония в сплаве (рисунок 2). Так при 0,4% Zr температура ликвидуса повышается до -800 °С. С увеличением концентрации меди происходит заметное снижение температуры солидуса (Ts). Цирконий в алюминиевых сплавах при кристаллизации должен распределяется в (А1). Появление первичных кри-

сталлов фазы Al3Zr (DO23) является недопустимым, а предотвращение их образования может контролироваться использованием соответствующих режимов при литье. Температура литья (в частности, при непрерывном литье температура непосредственно у входа в кристаллизатор) должна быть не ниже 850 °С, скорость охлаждения при кристаллизации сплава должна быть не менее 10 °С/с.

700

680 -

660

640 -

620

600

Alj+L

(Al)+L / A1,+(A1)+L

У / /

А1$+(А1)+1.

A1;+A16+(A1)+L A1;0+(A1)+L "Al3+Al20+(Ai)+L

Al,„+(Al)

A1,0+(A1)+L Al,0+ AI, +(A1)+L Al3+Al:0+AU+(Al)+L

0,20 0,40 0,60 0,80 Концентрация Zr, %

1.0

0 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,30 Конценграшга Ъг, %

а) б)

Рисунок 2 - Политермические разрезы системы А1-Си-Мп-2г при 2%Си и 1,5%Мп (а);

6,5%Си и 0,5%Мп (б) (сокращения на разрезах: А13 - А132г; АЬ - АЬСи; А120 -А120Си2Мп3; А16 - А16Мп)

Из анализа изотермического сечения системы А1-Си-Мп при 450 °С и 0,4%2г, (рисунок За) следует, что оптимальная микроструктура может быть достигнута в области концентраций от 1 до 2,5% Си и от 1 до 2% Мп. При этом медь и марганец распределяются между (А1) и соединениями А120Си2Мп3 и А13гг (т.е. фазы А16Мп и А12Си отсутствуют). Из политермического разреза этой четверной системы при 2%Си и 0,4%7г (рисунок 36) следует, что снижение температуры ниже 450 °С не должно приводить к столь значимым изменениям фазового состава сплавов рассматриваемой области концентраций.

Из результатов расчета неравновесной кристаллизации следует, что в слитках сплава АЛТЭК можно реализовать почти однофазную структуру (с минимальным количеством фазы А12Си эвтектического происхождения), что позволяет обеспечить высокие деформационные характеристики (в частности, при проведении операции холодной деформации) без использования гомогенизации.

Расчет объемных долей фаз показывает, что при характерных температурах термообработки возможно существенно увеличить объемную долю фаз-упрочнителей

А120Си2Мп3 и А132г в сплаве АЛТЭК по сравнению со сплавами типа 1201. Расчетные значения объемной доли вторичных выделений приведены в таблице 3.

4 -

с + (AlHA^+AUo+Al«

-

<

(А1)+А1 \

2,0

А о 0,50 1,0 1,5

Концентрация Си, % Концентрация Мп, %

а) ' б)

Рисунок 3- Изотермический при 0,4 % Zr и 450 °С (а) и политермический при 0,4% Zr и 2% Си (б) разрезы системы Al-Cu-Mn-Zr (сокращения на разрезах: А13 - Al3Zr; А12 -АЬСи; А120 - Al20Cu2Mn3; А16 - А16Мп)

Таблица 3 - Расчетные значения объемных долей вторичных выделений

Сплав Т, °С Qv вторичных выделений в Al-матрице (об.%)

АЬСи АЬоСи3Мп2 Al3Zr(Lb)

12015 540 0,00 0,43 0,14

350 5,16 1,09 0,17

200 5,94 1,18 0,24

2Cul,6Mn 350 0,00 4,35 0,00

АЛТЭК" 350 0,00 4,35 0,43

31201 (А1-6,3%Си-0,3%Мп-0,2%гг) 6 АЛТЭК (А1-2%Си-1,6%Мп-0,4%гг)

Таким образом, при рабочих температурах сплав АЛТЭК содержит только фазы А120Си2Мп3 и А13г в отличие от марочных сплавов, в которых матрица содержит в основном вторичные выделения фазы А12Си. Именно это различие и предполагает более высокую жаропрочность экспериментальных сплавов. Следует отметить, что в микроструктуре сплавов типа 1201 в литом состоянии может наблюдаться высокое количество фазы АЬСи, что потребует проведение операции гомогенизации для её растворения, в отличие от алюминиевого сплава АЛТЭК, где количество этой фазы существенно меньше.

4. Исследование влияния легирующих элементов и примесей на литую структуру слитков сплава АЛТЭК

Кристаллизация сплава АЛТЭК начинается с образования первичных кристаллов (А1), затем происходит выделение фазы А12Си по эвтектической реакции Ь—>(А1)+А12Си (при 547 °С), которая определяет завершение кристаллизации. В экспериментальных сплавах с концентрацией меди не более 5%, эта реакция является полностью неравновесной. Это следует из политермического сечения диаграммы А1-Си-Мп при 1 %Мп, которое приведено на рисунке 4.

550

К < 500

й 4-С- <—

b < 450

СЗ w

0 _? 400

1 ?

£ 3 350

X 300

S 250

200

А 0 12 3 4 5 6 7 8

Концентрация Си, %

Рисунок 4 - Политермический разрез системы А1-Си-Мп при 1 % Мп (точками отмечены состояния экспериментальных сплавов при температурах отжига; сокращения на разрезе А120 - А120Си2Мпз, А16 - А16Мп)

700 650 600

(А1)+А1:!1

По величине площадки на рассчитанных кривых можно оценить количество эвтектики (А1)+А12Си. При 0,5%Си оно составляет около 1%, а при 7%Си - более 14%.Типичные зависимости массовой доли твердых фаз (Q) от температуры для условий неравновесной кристаллизации, рассчитанные по программе Thermo-Cale (модель Шейля-Гулливера), приведены на рисунке 5.

Основными объектами для проведения прямого термического анализа были слитки сплавов системы Al-Cu-Mn, с постоянной концентрацией марганца равной 1% и концентрацией меди от 0 до 7%. Экспериментальные результаты, отраженные на рисунке 6, показывают в целом хорошее соответствие с результатами расчета. Из-за ограниченной чувствительности экспериментальной методики, площадка на кривой охлаждения, отвечающая эвтектической реакции L—>(А1)+А12Си, фиксировалась только в сплавах, начиная с 3%Си. При больших концентрациях меди можно увидеть чет-

кую корреляцию между экспериментальными и расчетными величинами доли эвтектики. Оставшаяся медь (т.е. не связанная в эвтектику), очевидно, должна находиться в (А1), если скорость охлаждения после затвердевания достаточно велика для предотвращения формирования вторичных выделений фазы А12Си. Экспериментальные данные по анализу микроструктуры и определению состава (А1) подтверждают выше сказанное.

660

•У 640 и640

«620

_ |б00

¡ 580 НЩ |58°

Н 560 ИИ^Я £ 560

540 ---------1- 540

Д О 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 А 0 0,2 0.4 0.6 0,8 1,0

<3, % масс. ^ С), % масс.

а) б)

Рисунок 5 - Кривые неравновесной кристаллизации экспериментальных сплавов, рассчитанные по модели Шейля-Гулливера: а) А1-1%Мп-1,5%Си, б) А1-1%Мп-7%Си

800 О 750 я 650

I1550

« 450

Н

250

0 100 200 300 400 500 600 700 Время, с

Рисунок 6 - Кривые охлаждения экспериментальных сплавов системы А1-Си-Мп

Результаты металлографического анализа сплавов системы А1-Си-Мп показывают, медь оказывает существенное влияние на микроструктуру в литом состоянии. С ростом содержания меди в сплаве увеличивается количество фазы А12Си эвтектического происхождения и меняется ее морфология (рисунок 7). Марганец во всех сплавах в процессе неравновесной кристаллизации полностью фиксируется в (А1) и не образует избыточных фаз. Поэтому его концентрация в (А1) в литом состоянии равна его концентрации в сплаве, т.е. около 1 %. Сплав без меди (А1-1%Мп) имеет однофазную

структуру, а в остальных сплавах присутствует фаза А12Си эвтектического происхождения.

Так при концентрации меди до 1,5% фаза А12Си наблюдается в виде компактных включений. При 2%Си появляются отдельные включения вытянутой формы, с ростом концентрации меди количество прожилок увеличивается. Поскольку фаза А12Си отличается хрупкостью, то слиток с подобной структурой не годится для деформационной обработки.

Следует отметить, что в сплавах типа 1201 (им близки экспериментальные сплавы А1-1%Мп-6%Си и А1-1%Мп-7%Си), некоторое количество включений фазы А12Си остается и после гомогенизации. Из этого следует, что структура нетермообра-ботанных слитков сплавов с низким содержание меди (т.е. основа сплавов типа АЛТЭК) представляется более подходящей для деформации, чем структура гомогенизированных слитков промышленных сплавов, содержащих более 5%Си.

По совокупности полученных данных показано, что оптимальная концентрация меди должна находиться в пределах от 1 до 1,5%. Такая концентрация позволяет получить в литом состоянии микроструктуру, благоприятную для проведения деформационной обработки слитков, без гомогенизации и способствует наиболее полному выделению марганца в виде вторичных выделений фазы А120Си2Мпз, положительно влияющих на жаропрочность сплава.

а) б) в) г)

Рисунок 7 - Микроструктура экспериментальных сплавов системы Al-Cu-Mn в литом состоянии (СЭМ): а) Al-l%Mn-l,5%Cu; б) Al-l%Mn-4%Cu; в) Al-l%Mn-5%Cu; г) Al-l%Mn-7%Cu

Для изучения растворимости циркония и меди в алюминиевом расплаве в качестве основы использовался низколегированный сплав марки АМц, содержащий 1,5%Мп, с расчетными концентрациями Zr и Си равными 0,3% и 1,5% соответственно. Сплавы изготавливались в графито-шамотном тигле в лабораторном миксере LAC 90/13, в отсутствии принудительного перемешивания, навеска каждой плавки была равна 5 кг. Легирующие элементы вводились под зеркало расплава в алюминиевой фольге (в виде таблетированной лигатуры (80% цирконий, 20% флюс) производства компании «HOESCH», Германия и катодной меди марки МО, Россия). Анализ химиче-

ского состава проб после введения легирующих элементов показывает непрерывное увеличение меди и циркония в алюминиевом расплаве с увеличением времени выдержки (рис. 8). Общий вес пробы не превышал 0,5 % от общей массы плавки. Уравнения зависимости концентрации легирующих элементов в расплаве приведены в таблице 4.

При введении легирующих элементов в расплав, имеющего температуру 750 и 800 °С, расчетные (заданные) концентрации меди и циркония так и не были достигнуты по окончанию двух часов. Это указывает на достаточно медленное выравнивание состава жидкости (гомогенизации расплава) по объему тигля в условиях отсутствия принудительного перемешивания. При введении легирующих элементов при температуре расплава 850 °С усвоение происходит намного быстрее и, с одной стороны, расчетная концентрация циркония была достигнута по истечению полуторачасовой выдержки. С другой стороны, расчетная концентрация меди так и не была достигнута по истечению двухчасовой выдержки. Такое усвоение расплавом меди и циркония необходимо учитывать при разработке технологии.

Время, мин

Рисунок 8 - Кинетические зависимости концентрации легирующих элементов (меди, циркония) в расплаве при введении на разных температурах

Таблица 4 - Уравнения зависимости концентрации легирующих элементов в расплаве при введении на разных температурах__

Элемент Т,°С Уравнение Коэф. достоверности аппроксимации. R2

Си 750 CCu = -3E-06V + 0.0034-т + 0,039 0,9996

Си 800 ССц = 2Е-07-Т3 - ЗЕ-05-т2 + 0,0049 т + 0,0513 0,9940

Си 850 CCu = 5Е-07- г' - 0,0001 ■ т^ + 0,0119- т + 0,059 0,9924

Zr 750 Ca = -1Е-05- т2 + 0,0031- т +0,008 0,9926

Zr 800 Czr = 2Е-07 ■ т1 - 5Е-05 ■ т2 + 0,0059 ■ т + 0,0031 0,9977

Zr 850 CZr = 4Е-07 - тJ - 0,0001 ■ т2 + 0,009 ■ I + 0,0167 0,9935

5. Исследования процесса образования марганец-содержащих дисперсои-дов, наночастиц фазы Ll2 и оптимизация режимов деформационно-термической обработки

Исходя из того, что между степенью легированное™ (AI) и значением УЭП имеется сильная связь, в работе строилась зависимость изменения величины УЭП от концентрации меди на модельных сплавах системы Al-Cu-Mn (рис.9). Уравнения зависимости УЭП от концентрации меди приведены в таблице 5.

Сплавы подвергались серии отжигов в интервале температур от 150 до 600 °С с шагом 50 °С и выдержкой на каждой ступени в течении трех часов. Для каждого режима измерялись УЭП и твердость. Из рисунка 9 следует, что в литом состоянии медь снижает значение УЭП, что вполне объяснимо: при одинаковой концентрации марганца (1%), увеличение концентрации Си в сплаве увеличивается и ее концентрация в (А1).

После отжига по режиму S300 влияние меди снижается, а после отжига по режиму S350 намечается даже рост УЭП. С ростом температуры изменения становится более существенными. В частности, в сплаве с 1%Си отжиг по режиму S450 приводит к росту УЭП на 34% по сравнению с литым состоянием против 3% у сплава без меди. Следует также отметить, что отжиг при 540 °С выявляет снижение УЭП, начиная с 3% Си. Эти сложные зависимости можно объяснить конфликтованием разных процессов: растворением Си в (А1), формированием выделений А12Си (при низких температурах) и формированием Mn-содержащих дисперсоидов.

24,0

22,0 20,0

18,0

16,0 14,0

0 1 2 3 4 5 6 7

Концентрация меди, °/с

Рисунок 9 - Зависимости электропроводности от концентрации меди (при 1% Мп) при

разных температурах отжига

а

-»-so

-♦-S3 00 н—S350 -O-S400 -Q-S450 —•—S500 S540

Таблица 5 - Уравнения зависимости УЭП от концентрации меди (при 1% Мп) при разных температурах отжига_

Режим отжига Уравнение Коэф. достоверности аппроксимации, R2

SO П = -0,0051 -С + 0,1008 C¿ - 0,719 -С + 16,181 0,9920

S300 П = -0,0037 С1 + 0,0691 С2 - 0,3922 -С + 16,405 0,9805

S350 П = -0,0077 -CJ + 0,0967 -C¿ - 0,2811 -С + 16,39 0,9899

S400 П = -0,0155 -С' - 0,0066 -С" + 1,9223 -С + 15,98 0,9948

S450 П = 0,0559 -CJ - 0,9089 С1 + 4,5554 -С + 16,535 0,9919

S500 П= -0,0222 -С4+ 0,4153 -CJ - 2,7038-С2 + 6,8228-С + 16,714 0,9862

S540 П = 0,0671 С3 - 0.9007 С~ + 2,8716 -С + 18,181 0,9943

Также для экспериментального изучения были приготовлены листы модельных сплавов системы А1 -2л. Фазовые изменения, происходящие в процессе отжига, сильно сказываются на электропроводности (рис. 10).

И 36

у 35

S 34

§33 7 32 § 31

1

I 29

♦ > 1 — Al

-*-2 - Al-0,2%Zr -e-3 - Al-0,3%Zr -*-4 - Al-0,4%Zr —5 - Al-0,5%Zr

a 32 5 30

§32

и

§30 § 28

O = -12.641 Cz> + 35.7

0

100 200 300 400 500 600 °

~ Температура. :C c

a)

Рисунок 10 - Зависимость УЭП сплавов системы Al-Zr от температуры последней ступени отжига (а) и от концентрации циркония в литом состоянии (б)

0,1 0,2 0,3 0,4 Концентрация Zr, % б)

Прежде всего, это относится к растворимости циркония, которая сильно зависит от температуры. Из рисунка 10а следует, что при использовании многоступенчатого отжига максимальное значение УЭП достигается при 450 °С, что можно объяснить максимальным снижением концентрации циркония в алюминиевом твердом растворе (Czr-(Ai))- Это не согласуется с расчетными данными по метастабильному варианту, согласно которым величина Czr-(Ai) при этой температуре весьма значительна. Этому можно найти два объяснения. Во-первых, при низких температурах (ниже температуры равной 400 °С) диффузия циркония в (AI) сравнительно мала, поэтому процесс полного распада требует существенно большего времени. Во-вторых, база TTAL5, вероятно, дает завышенные значения растворимости Zr в (AI) для метастабильного варианта.

Более наглядно влияние величины Czr на изменение УЭП отражено на рисунке 106. В исходном состоянии зависимость между изменением УЭП и CZr близка к линейной (с небольшим отклонением в сторону снижения при повышенных значениях CZr).

Это можно объяснить тем, что в процессе получения листов цирконий, в основном, остался в (А1) и только в сплавах А1-0,4%гг и А1-0,5%2г, вероятно, прошел небольшой распад. Зависимость УЭП -С2г для состояния 8350 имеет близкий характер, но сами значения УЭП выше, что свидетельствует о частичном выделении циркония в (А1). Наиболее интересная зависимость наблюдаются в состоянии 8450, в котором величина УЭП практически не зависит от Сгг. Из этого можно заключить, что влияние вторичных выделений на УЭП намного меньше по сравнению с влиянием Сгг-(А1)- Это следует из того, что экспериментальные сплавы в этом состоянии отличаются только количеством цирконий-содержащих частиц. После отжига при 650 °С разница между сплавами также обусловлена величиной Са.(А1), которая согласно диаграмме \\-Zr может достигать 0,28 %.

Структура сплава АЛТЭК после отжига при температуре 300 °С характеризуется наличием фаз-упрочнителей в частности, А120Си2Мп3 и А132г (Ы2), что обеспечит высокий уровень механических свойств. В качестве примера показана тонкая структура после отжига по режиму 8300 (рис.11). Изучение тонкой структуры термообрабо-танных полуфабрикатов (в виде листов) из сплава АЛТЭК проводилось на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ). При этой температуре присутствуют нано-частицы метастабильной фазы А132г Ь12, средний размер этих частиц не превышает 10 нм (рисунок 11 а,б). Выявление частиц фазы А132г крайне затруднено, поскольку они часто располагаются в дислокационных скоплениях. Нагрев свыше 450 °С приводит к существенному разупрочнению, что обусловлено огрублением фазы А132г, а затем трансформация в стабильную фазу ЭОгз- После отжига при 600 °С размер выделений стабильной фазы Б023 достигает 1-2 мкм, что позволяет их наблюдать методом СЭМ. Поэтому использование высокотемпературных режимов нецелесообразно. Дисперсои-ды А120Си2Мп3 существенно крупнее, они имеют вид стержней, размер этих частиц находится в диапазоне 100-200 нм (рисунок 11в).

а) б) в)

Рисунок 11 - Вторичные выделения фаз А132г Ы2 (а,б) и А120Си2Мп3 (в) в сплаве АЛТЭК после отжига по режиму 8300 (ПЭМ)

6. Опробование технологии производства слитков из алюминиевого деформируемого сплава АЛТЭК

В этой части работы была поставлена задача опробовать технологию получения слитков сплава АЛТЭК методом непрерывного горизонтального литья, обеспечивающих структуру, рассмотренную выше. В ходе работ был спроектирован и изготовлен металлоприемник, который представлял собой теплоизолированный графито-шамотный тигель на 50 марок (по меди) с установленным кристаллизатором. Конструкция позволяет поддерживать температуру перелитого расплава подающегося в кристаллизатор не ниже 950 °С, что является одним из ключевых условий для работы с алюминиевыми сплавами, легированными цирконием. Кристаллизатором металлопри-емника является сварной водоохлаждаемый кожух с рабочей графитовой втулкой, свободный конец которой выступает в полость металлоприемника. Охлаждение кристаллизатора водяное, принудительное. При помощи проходного расходомера и термопар точно контролировались параметры водяного охлаждения. При выборе способа введения Zr в расплав была учтена его концентрация в сплаве, зависимость усвоения легирующих элементов в алюминиевом расплаве от температуры в условиях отсутствия интенсивного перемешивания (рисунок 8) и другие особенности (в частности размер интерметаллидов в Zr-содержащей лигатуре). Сплав АЛТЭК готовили в индукционной плавильной печи УИП-100-2,4-0,07, исходными шихтовыми материалами являлись: алюминий марки А7Е (ГОСТ 11069-2001), лигатура А1-50%Си (собств. производства), лигатура А1-10%Мп (собств. производства), лигатура Al-3,5%Zr (собств. производства).

Перелив расплава в металлоприемник производился при температуре равной 950°С, после перелива с зеркала металла снимался шлак и засыпался покровный флюс. Далее начиналась операция литья цилиндрических слитков, диаметром 45 мм. Режимы литья слитков приведены в таблице 6. Производство слитков из сплава типа АЛТЭК требует жесткого соблюдения всех технологических параметров. Были разработаны технологические рекомендации (TP) «Слитки из алюминиевого сплава АЛТЭК», согласно разработанным TP и проводилось литье слитков сплава АЛТЭК (рис. 12). При строгом соблюдении разработанной TP были получены годные слитки, на которых отсутствовали дефекты литейного происхождения. Образец слитка и макроструктура приведены на рисунках 13а и 136 соответственно.

Таблица 6 - Режимы литья слитков сплава АЛТЭК

0 слитка, мм Тмга °С V v ЛИТЬЯ) мм/мин Шаг, мм t паузы? С Реверс, мм Р водь„ кгс/мм2

45 850-870 200-330 20-25 4,5-6 1 0,3-0,5

а) б)

Рисунок 12 - Литье слитка сплава АЛТЭК: а) начало литья слитка, б) отлитый слиток

длиной два метра

Анализ литой структуры слитка сплава АЛТЭК, полученного методом непрерывного литья показал следующее: структура состоит из (А1) и минимального количества включений фазы АЬСи (т.е. аналогичная той, которая показана на рисунке7а). Из этого следует, что слиток с такой структурой может быть подвергнут деформационной обработке без гомогенизации. В качестве примера высокой технологичности сплава АЛТЭК на рисунке 13а приведены листы, полученные из цилиндрического слитка (слиток 0 45мм, прокатка при 450 °С, 6 проходов (е=78%) - лист 10 мм, холодная прокатка (ХП), 5 проходов (е=70%) - лист 3 мм, ХП, 5 проходов (е=77%) - лист 0,6 мм).

а) б)

Рисунок 13 - Слиток сплава АЛТЭК: а) слиток и листы из сплава АЛТЭК; б) структура

слитка (СЭМ)

7. Определение физических, механических и эксплуатационных свойств сплава АЛТЭК

Завершающим этапом в работе было определение механических, физических и эксплуатационных свойств (в том числе после стабилизирующего нагрева при 300 °С) сплава АЛТЭК сравнительно с и марочным сплавом 1201.

При изучении влияния режимов термообработки на структуру деформированного полуфабриката (в виде листа) сплава АЛТЭК также наблюдается сложная зависимость свойств от режимов отжига. В нагартованом состоянии значение УЭП листа равно 17,5 МСм/м, это очевидно связано с тем, что распад пересыщенного (А1) проходит с образованием дисперсоидов Al3Zr и А120Си2Мпз. С повышением температуры наблюдается рост значения УЭП. После отжига при 300 °С значения УЭП на 69% выше, чем в нагартованном состоянии.

Поскольку УЭП является сильно структурно чувствительной характеристикой, то данная методика использовалась при изучении влияния режимов термообработки на структурные изменения в слитке. При низкотемпературном отжиге (200 °С) значение УЭП практически не меняется. При более высоких температурах (до 350 °С) выявляется некоторое снижение значений УЭП.

При помощи рентгентелевизионной системы FILIN-239/225.FP2020.C-ARM в литых слитках, диаметром 45 мм, сплава АЛТЭК проводилось изучение внутренних (скрытых) дефектов. Контроль проводился на слитке, полученного методом непрерывного литья, длиной 1500 мм (рисунок 15а), который был разбит на пять участков. На снимках слитка сплава АЛТЭК в поперечном направлении скрытые дефекты в виде усадочных пор, неметаллических включений, ликвации отсутствуют (рисунок 156). При получении продольных снимков поверхность никак не обрабатывалась. Для изучения скрытых дефектов в поперечном направлении, были вырезаны темплеты шириной равной 60 мм, поверхность которых подвергалась механической полировке. На снимках этих темлетов (рисунок 15в) также отсутствуют скрытые дефекты в виде усадочных пор, неметаллических включений, ликвации.

В работе была оценена свариваемость деформированных полуфабрикатов из сплава АЛТЭК. Сварные соединения на листах толщиной 4 мм формировались хорошо при сварке в аргоне. Лицевая поверхность шва покрывалась налетом, характерным для сварных соединений сплава. Проплав имел блестящую неокисленную поверхность. Из результатов металлографического анализа следует, что при проведении качественной аргонно-дуговой сварки, возможно получить микроструктуру сварного соединения, ничем не отличающеюся от микроструктуры основного металла (за исключением более мелкого размера зерна в области шва).

Из полученных результатов можно сделать вывод о том, что при соблюдении технологических режимов плавки и литья можно получить качественный, однородный

и бездефектный слиток, который будет удовлетворять основным качественным требованиям:

1. соответствие химического состава сплава заданному;

2. отсутствие на поверхности и внутри слитков трещин, оксидных плен и газонаполненных или крупных усадочных пор;

3. отсутствие в структуре первичных кристаллов фазы А132г;

4. отсутствие в структуре грубых дефектов в виде крупных кристаллов, в частности, иглообразных включений Бе-содержащих фаз.

Результаты испытаний для определения механических, физических и эксплуатационных, в частности, свойств после стабилизирующего нагрева при температуре равной 300 °С. Из полученных результатов следует, что сплав АЛТЭК имеет преимущество перед марочным сплавом по большинству физически свойств: р, О, Т5. Основное преимущество сплава АЛТЭК проявляется в стабилизированном состоянии, которое в большей мере является критерием прочности для материалов, предназначенных для работы при повышенных температурах (см. таблицу 7).

а) б) в)

Рисунок 15 - Рентгеновская дефектоскопия слитка сплава АЛТЭК: а) слиток в рентгеновской камере, б) снимок в продольном направлении, в) снимок в поперечном

направлении

Таблица 7 - Механические и физические свойства экспериментального сплава АЛТЭК и промышленного сплава 1201_

Наименование показателя Значение показателя для сплава Разница в значениях показателя, %

АЛТЭК' 1201 (АА2219)2

ст о,2, МПа 276 120 (350) 130,0 (21,1)

а в, МПа 318 225 (455) 41,3 (30,1)

5,% 6,6 16(10) 58,8 (34)

а о 2зио, МПа 158 147 7,5

о.™, МПа 175 156 12,2

НВ 115 80 43,8

р, кг/мЗ 2766 (2824)3 2,1

а мсм/м 28,5 18,2 (17,б)3 56,6 (61,9)

КТР а,10'6/°С (20-100 °С) 22,89 (23,8)3 3,8

КТР а, 10"6/°С (100-200 °С) 24,18 (25,3)3, 4,4

1 холодная прокатка+ стабилизирующий отжиг при 300 °С, ^Тб+стабилизирующий отжиг при 300 °С (в скобках Т6), 3по справочным данным

Общие выводы

1. Расчетным (с использованием программы Thermo-Calc) и экспериментальными методами проведен количественный анализ фазового состава сплавов системы Al-Cu-Mn-Zr-Sc. Показано, что в области концентраций l-2%Cu, 1-2%Мп, 0,2-0,4%Zr л до 0,l%Sc возможно получить структуру, которая состоит только из вторичных выделений фаз Al20Cu2Mn3 и Ll2 (Al3Zr или Al3(Zr, Sc)).

2. На модельных сплавах системы Al-Cu-Mn изучены закономерности формирования литой структуры в процессе кристаллизации. Показано, что морфология эвтектических частиц фазы А12Си в литом состоянии зависит от концентрации меди в сплаве, меняясь от компактных включений (при концентрации меди меньше 2%) до вытянутых прожилок (при концентрации меди больше 4%).

3. Установлена зависимость концентрации меди и удельной электрической проводимости в литом состоянии, после отжига от 150 до 600 °С на примере модельных сплавов системы Al-Cu-Mn. Установленная зависимость показывает, что (в отожженном состоянии особенно начиная с 400 °С) увеличение концентрации меди в сплаве приводит к росту удельной электрической проводимости. Эта сложная зависимость объясняется изменением концентрации марганца в алюминиевом твердом растворе при изменении фазового состава.

4. На примере композиции Al-l,5%Cu-l,5%Mn-0,3%Zr изучено усвоение циркония в виде таблетированной лигатуры (80% гг+20%флюс) и катодной меди (марки МО) в расплаве при разных температурах. Показано, что при введении легирующих элементов в расплав в области температур от 750 до 800 °С, в отсутствие перемешивания, устанавливается достаточно медленное выравнивание состава жидкости (гомогенизации расплава) по объему тигля. При повышении температуры до 850 °С усвоение легирующих элементов происходит быстрее. При разработке технологии ли-

тья слитков сплавов типа АЛТЭК следует учитывать вышесказанное и рекомендуется проводить плавку при достаточном перемешивании расплава (например, в индукционных печах).

5. Изучено влияние режимов термической обработки до 600 °С включительно на твердость и удельную электрическую проводимость литых сплавов типа АЛТЭК и модельных сплавов. Показано, что наилучшего сочетание этих свойств можно добиться при термообработке, включающей отжиг при 400-450 °С.

6. Обоснован состав алюминиевых сплавов нового поколения типа АЛТЭК на базе систем Al-Cu-Mn-Zr (экономнолегированный) и Al-Cu-Mn-Zr-Sc (для литья крупных слитков). Показано, что данные сплавы в виде деформированных полуфабрикатов (листов) в стабилизированном состоянии обладает существенно большей прочностью по сравнению с марочными сплавами (типа 1201): ств>300 МПа, ст0,г>260 МПа.

7. Обоснована нецелесообразность гомогенизации и закалки сплавов нового поколения типа АЛТЭК, что позволяет существенно сократить производственные затраты по сравнению с промышленными сплавами типа 1201.Разработаны технологические рекомендации на плавку, получению и деформационно-термическую обработку предложенных сплавов.

8. Успешно опробована предложенная технология получения слитков из сплава АЛТЭК методом непрерывного горизонтального литья в цехе опытного производства ИЦ «ЛТМ» НИТУ «МИСиС». Показано, что можно получить слиток с заданной структурой при следующих режимах литья: а слитка 45 мм, ТМе 850 - 870 °С, V литья 200 - 330 мм/мин, шаг вытяжки 20-25 мм, т паузы 4,5 - 6 с.

Основные положения диссертации опубликованы в работах:

1. Белов H.A., Алабин А.Н, Яковлев A.A. Влияние меди на формирование литой микроструктуры алюминиевых сплавов, содержащих 1 масс.% Мп // Цветные металлы. - 2014. - №7. - С. 66-72.

2. Белов H.A., Алабин А.Н, Яковлев A.A. Влияние температуры отжига на фазовый состав литого сплава А1-0,55 мас.% Zr // Известия вузов. Цветная металлургия. - 2013.-№ 2. - С.50-55.

3. Алабин А.Н., Яковлев A.A., Белов H.A. Влияние деформационно-термической обработки на свойства Al-Zr-Sc сплавов И Научное обозрение. - 2012. -№ 5.- С. 22-26.

Принята в 2014 г к публикации:

4. Белов H.A., Достаева A.M., Алабин А.Н., Короткова Н.О., Яковлев A.A. Влияние отжига на электросопротивление и твердость горячекатаных листов алюминиевых сплавов, содержащих до 0,5 масс.% Zr // Известия вузов. Цветная металлургия. - 2015.

Формат 60 х 90 '/,б Тираж 130 экз. Объем 1,4 п.л. Заказ 4555 Печать офсетная Отпечатано с готовых оригинал-макетов в типографии Издательского Дома МИСиС, 119049, Москва, Ленинский пр-т, 4 Тел. (499) 236-76-17, тел./факс (499) 236-76-35