автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние различных физических воздействий на структуру и свойства алюминиевых сплавов с тугоплавкими элементами IV группы

На правах рукописи

?Го ОД

2 2 Д£К Ш '

БАШЛЫКОВ Денис Владимирович

ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ФИЗИЧЕСКИХ ВОЗДЕЙСТВИЙ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТУГОПЛАВКИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ IV ГРУППЫ

05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург - 2000

Работа выполнена в ордена Трудового Красного Знамении Инсту туте физики металлов УрО РАН

Научный руководитель

доктор технических на; старший научный сотрудн Бродова 1/1

Официальные оппоненты:

Ведущая организация

доктор технических на} профессор Попов А. кандидат технических на) доцент Корягин Ю, Институт металлургии УрО Р/

Защита состоится 22 декабря 2000 г. в 1300 часов на заседай! диссертационного совета Д 002.03.01 в Институте физики мета лов УрО РАН, (620219 г. Екатеринбург, ГСП-170, ул. С.Ковалева 18).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФМ УрО РАН Автореферат разослан -^У/^У 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук

Шашков О.}

Ул<У Г)

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Благодаря уникальному сочетанию свойств, оминиевые сплавы являются одним из важнейших конструкционных гериалов в различных областях народного хозяйства.

Для улучшения структуры и эксплуатационных свойств слитков, швок и деформированных полуфабрикатов большое внимание уделя-:я поиску оптимальных условий кристаллизации, совершенствованию кимов термической и механической обработки литого металла.

Менее изученным этапом технологического процесса производст-сплавов является приготовление исходного расплава. Современные следования свидетельствуют о том, что металлические расплавы, в том еле и алюминиевые жидкие сплавы, являются сложными динамиче-лми системами и под влиянием различных внешних воздействий могут годиться в различных структурных состояниях. Применительно к стаи, чугунам, никелевым и алюминиевым сплавам обнаружено влияние эуктурного состояния исходных расплавов на структуру и свойства по-ченных материалов. Кроме того, установлена наследственная связь рукгуры и состава шихтовых материалов со свойствами расплавов и руктурами, формирующихся из них слитков и отливок.

В последние годы были созданы и получили распространение как вые и перспективные конструкционные материалы, алюминиевые лавы, содержащие в качестве легирующих элементов переходные ме-плы (ПМ). Производство таких сплавов возможно при особой техноло-и, например, способом высокоскоростной закалки из расплава. Техно-гия изготовления полуфабрикатов из гранулируемых сплавов требует лучения однородной дисперсной структуры в литом состоянии. Для спроизводства последней в настоящее время стали применять термо-еменную обработку (ТВО) расплава. Сочетание ТВО расплава с высо-скоростной кристаллизацией дает возможность значительно расширить менклатуру гранулируемых сплавов, а также повысить стабильность и ювень механических свойств. Кроме того, установлено, что совместное здействие на расплав температуры и высокоскоростного охлаждения вывает формирование дисперсных метастабильных алюминидов перечных металлов, которые обладают высокой термической устойчиво-ыо и способствуют дополнительному упрочнению материала основы.

Итак, даже из такого короткого перечня имеющихся эксперимен-льных результатов по кристаллизации А1 сплавов с переходными ме-

таллами следует, насколько перспективен поиск нетрадиционных спос бов воздействия на их расплавы.

В качестве одного из них в диссертации предлагается взрывн( нагружение материала сферическими сходящимися волнами напряжени Другая важная научная задача состоит в разработке новых мета ловедческих подходов к проблемам модифицирования и легирован! алюминиевых сплавов переходными металлами и силуминов.

Исследования выполненные автором являются продолжением и следовательских работ по данной тематике. Их перспективность и акт; альность, обусловлена, в первую очередь, тем что они направлены на р шение современной проблемы физического металловедения - разрабо'п научных основ для создания новых технологий производства констру: ционных материалов на алюминиевой основе.

Цель работы

• на основании изучения особенностей структурообразования пр различных внешних воздействиях на жидкие и твердые А1 сплав с ПМ, определить закономерности формирования в них аномал; но-пересыщенных твердых растворов и метастабильных фаз ш терметаллического происхождения;

• разработать составы и определить технологические параметр получения качественных отливок из силуминов повышенно прочности и пластичности.

Для достижения указанной цели в работе необходимо решш следующие задачи:

1. Разработать технологию изготовления массивных образцов из 61 нарных сплавов А1-ПМ фл, И, НТ) методом центробежного лить обеспечивающим возможность реализации температурнс временной обработки расплава и скорости его охлаждения в ди< пазоне 102-5*104 К/с.

2. Изучить влияние скорости охлаждения и перегрева расплава к условия формирования метастабильных фаз при быстрой кр1 сталлизации А1-сплавов с гафнием, титаном и цирконием.

3. Исследовать закономерности фазовых и структурных превращ< ний, протекающих в шаровых образцах из сплавов А1-ПМ {7х, Т Н1) под воздействием сферических ударно-изоэнтропически волн.

4. Провести сравнительное исследование структуры и свойств медленно и быстрозакристаллизованных образцов из сплава А1—1,5% Ът до и после их интенсивной пластической деформации методом кручения под высоким гидростатическим давлением. Изучить особенности деформационного растворения интерметаллида А132г в алюминиевой матрице.

5. Исследовать процессы изменения структуры до- и заэвтектиче-ских силуминов, полученных с использованием ТВО расплава и микролегирования. Установить оптимальное содержание и соотношение Ъх и Тг в сплавах системы А1-81-Си-М§ в зависимости от требуемого уровня механических свойств.

6. Разработать новый способ синтеза многокомпонентных доэвтек-тических силуминов в расплавах галоидных солей с целью рафинирования и модифицирования структуры отливок и повышения их прочности и пластичности.

Научная новизна

1. Впервые исследованы фазовые и структурные превращения при быстрой кристаллизации бинарного сплава А1-1,4% Ш в условиях температурно-временной обработки расплава. Доказана возможность получения аномально-пересыщенного а-твердого раствора за счет перегрева расплава.

2. Впервые установлены закономерности структурообразования в двухфазных сплавах А1-ПМ (И, Ъх, НО, подверженных ударному воздействию сферически сходящихся волн нагружений.

3. Выявлены особенности поведения быстрозакристаллизованного сплава А1-1,5%2г в условиях интенсивной пластической деформации методом кручения при высоком гидростатическом давлении как ультрадисперсного материала с аномально высокой твердостью. Обнаружен эффект деформационного растворения мета-стабильных алюминидов циркония в алюминиевой матрице.

4. Разработана технология центробежного литья лигатурных А1-2г и А1-"П сплавов с высокими модифицирующими и легирующими свойствами за счет формирования в их структуре метастабильных алюминидов микронных размеров. В результате комплексного исследования влияния температурно-временной обработки и микролегирования жидких промышленных силуминов экспериментально установлено, что по уровню модифицирования опытные

лигатуры имеют существенные преимущества перед аналогичны ми, полученными стандартным методом кокильного литья.

5. Усовершенствована технология получения прочных отливок вы сокого качества из сплава АЛ5М путем его синтеза в расплава галоидных солей и микролегирования цирконием и титаном.

Практическая ценность:

1. Результаты по комплексному влиянию температурно-временно обработки и микролегирования Al-Si расплавов тугоплавкими дс бавками (Zr, Ti) на структуру и свойства сплавов могут быть ис пользованы для оптимизации технологии производства отливо повышенной прочности из промышленных силуминов.

2. Разработанная методика получения методом центробежного лить лигатурных сплавов, обладающих высокими модифицирующим и легирующими свойствами, может быть рекомендована для вне дрения в практику промышленного производства слитков и отли вок из алюминиевых сплавов широкого назначения - деформи руемых, литейных, гранулируемых.

3. Экспериментально установленные закономерности формировани метастабильных аномально-пересыщенных a-твердых растворо в бинарных Al-Hf, AI-Zr, Al-Ti сплавах под влиянием таких внеш них факторов, как температурно-временная обработка расплав; взрывное нагружение и интенсивная пластическая деформацш значительно расширяют физические и технические возможност: эффективного воздействия на материалы в жидком и твердом сс стояниях.

На защиту выносятся:

1. Данные по исследованию фазовых и структурных превращени: при быстрой кристаллизации бинарного сплава Al-1,4% Hf в ус ловиях температурно-временной обработки расплава. Возмож ность получения аномально-пересыщенного a-твердого раствор за счет перегрева расплава.

2. Закономерности структурообразования в двухфазных сплавах А - переходный металл (Ti, Zr, Hf), подверженных ударному воз действию сферически сходящихся волн нагружений.

3. Особенности поведения быстрозакристаллизованного сплава Al 1,5% Zr в условиях интенсивной пластической деформации, мете

6

дом кручения при высоком гидростатическом давлении как ультрадисперсного материала с аномально высокой твердостью. Эффект деформационного растворения метастабильных алюминидов циркония в алюминиевой матрице.

4. Технология центробежного литья лигатурных РА-Ъс и А1-Т1 сплавов с высокими модифицирующими и легирующими свойствами за счет формирования в их структуре метастабильных алюминидов микронных размеров.

5. Усовершенствование технологии получения высокопрочных отливок высокого качества из сплава АЛ5М путем его синтеза в расплавах галоидных солей и микролегирования цирконием и титаном.

Апробация работы. Материалы диссертационной работы докладывались на Международном симпозиуме "Метастабильные механически легированные и нанокристаллические материалы" (13МАМАМ-96, Италия, Рим 1996; КМАМАМ-97, Испания, Барселона 1997), на Международной конференции по бысгрозакаленным и метастабильным материалам Словакия, Братислава 1996; ЛС>-10, Индия, Бангалор 1999), на XIV и XV Уральских школах металловедов-термистов (Россия, Ижевск 1998; Екатеринбург 2000), на VIII Международном семинаре по дислокационной структуре и механическим свойствам металлов и сплавов (Россия, Екатеринбург 1999), на Международной конференции "V Забабахин-ские научные чтения" (Россия, Снежинск 1998), на VI Международной научно-практической конференции "Генная инженерия в сплавах" (Россия, Самара 1998.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 11 печатных работ, отражающих основное содержание работы.

Структура н объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка цитируемой литературы. Работа содержит 198 страниц машинописного текста, 86 рисунков и 17 таблиц. Список цитируемой литературы включает 133 наименования.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснованы актуальность, новизна и важность выбранной темы диссертационной работы и полученных в ней результатов.

Первая глава посвящена анализу современных представлений строении жидких металлических сплавов. Наиболее подробно проанал зированы результаты исследования структурно-чувствительных свойс жидких алюминиевых сплавов с кремнием или переходными металла* заэвтектического и заперитектического составов.

По классическим представлениям все металлические расплавы э' идеальные растворы, характеризующиеся статистическим распределен ем атомов разного сорта. Имеющиеся в последние годы экспериментал ные результаты и теоретические расчеты свидетельствуют о том, ч большинство жидких сплавов, а в частности алюминиевые сплавы с л реходными металлами (ПМ) и 81, являются неравновесными и микрог терогенными в широком интервале температур выше температуры ли видуса. Переход расплава из микрогетерогенного состояния в состоян) истинного раствора осуществляется посредством последовательных акт< растворения и диспергирования его структурных составляющих и наст пает только при перегревах выше определенной для каждого сплава те] пературе, называемой температурой гомогенизации расплава (Тгом).

Сделан вывод о том, что данные жидкие сплавы являются нагля ным модельным материалом для изучения взаимосвязи жидкого и тве дого металлических состояний.

Большой объем литературного обзора посвящен критическс оценке современных представлений о проблеме модифицирования , сплавов. При анализе отечественной и зарубежной литературы отдает предпочтение концепциям тех авторов, которые учитывают роль стру туры металлических расплавов при зарождении и росте зародышей кр сталлизации и развивают инокулирующий механизм модифицирован) сплавов.

В конце главы сформулированы цели и задачи диссертационш работы, а также новизна полученных в ней результатов.

Во второй главе приводятся результаты по влиянию ТВО ра плава на структуру быстрозакристаллизованных алюминиевых сплавов цирконием, титаном и гафнием.

Составы бинарных сплавов приведены в таблице:

А1 Ъх, вес.% "П, вес.% МП вес.%

основа 1,5-3 2,5-3,8 1,4

Интерес к этим сплавам вызван тем, что они являются: удобным модельным материалом для изучения структуры и свойств жидких и твердых сплавов;

стандартными лигатурными сплавами, используемыми в металлургической практике при производстве отливок и слитков; основой жаропрочных и высокопрочных гранулируемых сплавов, т.е. сплавов, получаемых высокоскоростной закалкой из расплава.

Была разработана специальная технология получения массивных 1Ивок методом центробежного литья в виде дисков диаметром 80 мм и [щиной h=3,2-0,6 мм. Проведены оценки изменения скорости охлаж-шя расплава по диаметру образца в зависимости от его толщины и парной температуры нагрева. Согласно расчетам, при таком способе за-1ки расплава скорость охлаждения V в центральной зоне образца не неит от начальной температуры и составляет 4* 103; 104; 2*104 К/с для 3,2; 1,2; и 0,6 мм, соответственно.

Меньшие скорости охлаждения V=200 Юс реализовались при ли> расплава в медный кокиль (диаметр образцов 20 мм). Таким образом, гервал исследованных скоростей охлаждения составлял 2*102 - 2* 104

Режимы ТВО расплава выбирались на основании результатов из-рения их структурно-чувствительных свойств и определения темпера-эных аномалий на политермах вязкости, в частности, температуры пе-вдда расплавов из микрогетерогенного в гомогенное состояние - Тгом *.

В первом разделе описаны оригинальные способы получения ли-гурных Al-Zr и Al-Ti сплавов, основанные на особенностях строения их сплавов, а также обобщены экспериментальные данные о роли струк-ры лигатур в формировании литой структуры сплавов. Предпосылками я создания новых технологий производства лигатурных сплавов по-ужили результаты, полученные на модельных сплавах алюминия с ПМ, гласно которым, применяя ТВО расплава в сочетании с высокими ско-стями охлаждения, можно создать благоприятные условия для зарож-ния и роста метастабильных фаз интерметаллического происхождения. т разработке эффективных модифицирующих лигатур ставилась зада-добиться получения такой структуры сплава, в которой количество [терметаллидов было бы максимально, а их размер минимальным. Под-

'езультагы получены П.С. Попелем; В.М. Замятиным; О.А. Чиковой.

9

бор оптимальных условий получения лигатур подробно описан на прии-ре сплавов двух составов А1-2% 7л и А1-3,8% Тт. Установлено, что для I Ъх сплава У=104 К/с, а для А1-Т1 сплава - на порядок выше. ТВО распла в обоих случаях заключалась в перегреве жидкого сплава над темпера! рой ликвидуса (ДТ) на 350-400 К и выдержке не менее 30 мин.

Учитывая общность строения расплавов алюминия с переходи ми металлами и наследственную связь между структурами сплавов жидком и твердом состояниях, оптимальные режимы ТВО расплавов п получении лигатурных сплавов с особыми модифицирующими свойстг ми можно определять по температурным зависимостям их структура чувствительных свойств. Оказалось, что перегрев расплавов над ликвнл сом не должен превышать температуры его перехода из микрогетероге ного состояния в состояние истинного раствора (Тгом), но должен бы близок к ней. Структура материалов, полученных при данных параметр кристаллизации, состоит из равномерно распределенных по сечению ¡V тастабильных алюминидов циркония (А137л-) или титана (А13Т1), имеющ размеры, не превышающие 5 мкм, и кубическую решетку структурно типа 1Л2, когерентную решетке матрицы (Рис. 1а).

Рис. 1. Лигатурные сплавы, полученные по опытной (а) и стандартной (б) технологиям: а - высокоскоростная лигатура А1-2 % 2г; б - чушковая лигатура А1-2 % 2г.

В работе проведена сравнительная оценка модифицирующ: свойств лигатурных сплавов одного химического состава, полученш различными способами литья и имеющих, соответственно, разные сп реологические характеристики структурных составляющих. В специаг

>1Х экспериментах на модельных сплавах по сравнению эффективности эдифицирующего действия лигатур, полученных литьем в чушку или во »ащающиеся водоохлаждаемые валки, в структуре которых присутст-'ют стабильные алюминиды разного размера с тетрагональной решет->й (Рис. 1 б), и опытной, было установлено, что помимо размера алюми-едов важным фактором является тип их кристаллической решетки и епень сопряжения ее с решеткой матрицы. Применение опытных лига-'р, содержащих метастабильные алюминиды, позволяет усилить моди-ицирующий эффект при прочих равных условиях в 2,5-3 раза.

Таким образом, в работе наглядно доказано наследственное влия-1е структуры тугоплавких лигатур на механизм и кинетику кристалли-ции А1 сплавов, легированных ПМ. Примеры практического использо-шия этого результата приведены в главе 4.

Одной из задач работы являлось изучение роли ТВО расплава при ормировании однофазной структуры пересыщенных твердых растворов 1юминия с переходными металлами. Ранее И.Г. Бродовой с соавторами жазана целесообразность использования высокотемпературной гомогенизирующей обработки расплава для получения подобных метастабиль-лх структур в А1-2г и А1-Т1 сплавах, закристаллизованных при скоро-чях менее 104 К/с. Эти исследования были продолжены на сплавах А1-Н£

Влияние ТВО расплава на струюурообразование в А1-1,4 % Ш 1лаве заперитектического состава изучено автором впервые. Исследова-э два режима ТВО расплава:

1. Т<ТГ0М (АТ<350 К);

2. Т>ТГ0М (ДТ>350 К).

На основании проведенных исследований было установлено, что ри всех перегревах расплава до Тгом, структура сплава остается двухфаз-эй, однако, размеры алюминидов с ростом перегрева и скорости охлаж-гния уменьшаются от 40 до 1-2 мкм. Нагрев расплава выше Тгом приво-лт к подавлению роста первичных кристаллов.

Температурные зависимости среднего размера зерна и микротвер-эсти в отливках, полученных при разных условиях кристаллизации, потны на Рис. 2 а, б.

Видно, что с ростом перегрева (до ДТ<350 К) для всех, кроме ма-эй, скоростей охлаждения наблюдается уменьшение размера зерна, при-?м наиболее интенсивное изменение происходит вблизи Тгом. Эти эф-

фекгы согласуются с данными по микротвердости - максимальная ми; ротвердость при минимальном размере зерна.

1 .... -----г _

х- У-МО'К/С

- -— О-У-кЛСс -

- V +- V—2-Ш^КУс

1 1111

Перегрев расплава ДТ,К

Перегрев расплава ДТ.К

(а) (б)

Рис. 2. Температурные зависимости среднего размера зерна (а) и микротвердости а-фазы (б) в отливках, полученных при разных условиях кристаллизации.

Установлено, что перегрев расплава и скорость его охлажден влияют не только на размер, но и на форму роста а-фазы. Так при У=1 К/с наиболее типичной является ячеистая форма роста, а при У=104 КЛ дендритная. При перегреве расплава в область Тгом формируются мелк субдендритные зерна, в которых отсутствует дендритная ликвация. Ее. перегреть расплав выше Тгом, то наблюдается рост зерна и возврат к р< ветвленным формам роста - дендритным и сферолитным.

Согласно рентгеновским данным во всех образцах, полученш при высоких скоростях охлаждения, наблюдается образование перес щенного а-твердого раствора, причем максимальное пересыщение 1,4% происходит при перегревах расплава выше Тгом. Отмеченные вьп эффекты обусловлены изменением структурного состояния расплава п его нагреве до и после Тгом и наследственным влиянием структуры р. плава на величину переохлаждения и число центров кристаллизации, частности, перевод расплава в гомогенное состояние уменьшает чис готовых зародышевых центров и повышает переохлаждение на фроь кристаллизации. Это стимулирует неравновесную кристаллизацию а!

мально пересыщенного а-твердого раствора и дендритные формы роста твердой фазы.

Таким образом, на примере сплава А1-1,4% еще раз убедительно показано, что одним из методов получения аномально пересыщенных а-твердых растворов в сплавах А1-ПМ являются гомогенизирующая ТВО расплава в сочетании с высокоскоростной закалкой из расплава.

Другим видом внешнего воздействия на А1-ПМ сплавы, способствующим формированию аномальных структур, является интенсивная пластическая деформация (ИПД). В работе приводятся результаты экспериментальных исследований структурных и фазовых превращений, протекающих в быстрозакристаллизованном сплаве АН,5% Хх, после ИПД путем кручения 10 мм образцов во вращаемых наковальнях Бриджмена со скоростью 1 об/мин при высоком квазигидростатическом давлении 5 ГПа (число оборотов наковальни равнялось 5, при этом степень истинной деформации 8=5-6)*. Для получения более полной информации о поведении в процессе ИПД сплава, полученного при У=2*Ю4 К/с, таким же воздействиям были подвергнуты кокильные образцы (У=200 К/с). До деформации оба материала имели структуры, аналогичные приведенным на Рис. 1 а, б.

Было установлено, что в результате ИПД меняется морфология, размеры и объемная доля обеих структурных составляющих сплавов. Так, стабильные алюминиды 2г хрупко разрушаются и дробятся (Рис. 3 а), алюминиды 2х метастабильной модификации теряют четкую кубическую огранку, их размер уменьшается до 0,5 мкм, а объемная доля - в 2 раза (Рис. 3 б). А1 матрица под воздействием ИПД приобретает ультрадисперсную структуру, оценка размера зерна, проведенная по темнопольным электронным изображениям, дала 150-300 нм. Такой результат был получен независимо от размера исходного литого зерна. Установлено, что в результате комплексного влияния быстрой закалки из расплава и ИПД получен ультрадисперсный материал с микротвердостью 1200-1500 МПа.

Кроме того, в работе показано, что ИПД быстрозакристаллизо-ванных образцов приводит к дополнительному растворению циркония в матрице на 0,3-0,4 %. Максимальное пересыщение а-твердого раствора до 1,5 % циркония наблюдается в том случае, когда образцы были получены быстрой закалкой из перегретого расплава, а метастабильные алю-

1 Обработка проводилась в УГАТУ-ИФПМ, г. Уфа.

13

миниды до деформации имели дендритное строение и размеры <5 мкм. Таким образом, изменение огранки самих кристаллов А^г, а также рост концентрации Ъх в матрице свидетельствуют о растворении метастабиль-ных алюминидов в процессе ИПД. Эти результаты можно объяснить в рамках представлений о дрейфе атомов Ъх из частицы А132г в матрицу, который обусловлен градиентом напряжений на границе этих когерентных фаз и осуществляется при механическом перерезании частицы дислокациями и ее одновременной пластической деформации с матрицей, как сплошной среды.

Рис. 3. Кристаллы алюминида циркония после ИПД: а - стабильная фаза А13гг; б - метастабильная фаза А132г.

Третья глава посвящена изучению особенностей структурообра-зования в бинарных А1-ПМ сплавах под воздействием сферических удар-но-изоэнтропических волн. Взрывное нагружение двухфазных образцог из сплавов А1-3,8 % Т1, АН,8 % Ъх и А1-1,4 % И проводили путем под рыва взрывчатого вещества непосредственно на сферической поверхно ста шаров диаметром 64 мм.

Все сохраненные после нагружения образцы представляли собо£ толстостенные сферические оболочки, в центре которых имелись полос ти. Их размеры и форма зависели от состава сплава и условий его нагру жения, в частности, несферическая форма полости обусловлена осажива нием расплава металла в поле тяжести при его остывании (Рис. 4а).

Металлографические исследования показали, что по радиусу ша ров всех составов формируется несколько зон, отличающихся по микро структуре. Границы таких зон показаны на Рис. 4 а. После сравнени

руктуры обжатых и сохраненных шаров со структурой образцов-1идетелей были сделаны следующие выводы. Зоны 1-П сформировались эсле перекристаллизации материала, а зоны Ш-1У претерпели только .юокоскоростную деформацию, оставаясь в твердом состоянии.

/Ш^ I ш

\ \\ Ът' /У '/г V. -уХ*___^Кзыщ

ис. 4. Схема расположения зон обжатого и сохраненного шара из сплава и-1,4 % Ж (а) (§ - направление вектора силы тяжести); Микроструктура Зоны I (б); Микроструктура Зоны II (В) (Растровая электронная

микроскопия). 15

Наиболее подробно в работе изучены структуры и фазовый соста зон I и И. Дня шаров всех составов были установлены следующие закс номерности.

Зона I примыкает к центральной полости и образована при кру. сталлизации расплава, полученного путем плавления только алюминие вой матрицы при прохождении сходящейся ударной волны. В свою оче редь, кристаллы алюминидов разрушаются при высокоскоростном де формировании и частично растворяются в алюминиевом расплаве, повь шая степень его легированности. Количество алюминидов сокращается их размеры уменьшаются в 2-3, а зерно матрицы становится мельче в 1 раз (Рис. 4 б).

Зона II прилегает к той области шара, которая остается в твердо] состоянии. Она сформировалась при кристаллизации расплава, образе ванного при плавлении материала за фронтом расходящейся ударно волны. Отличительной особенностью этой зоны является отсутствие ней алюминидов, что свидетельствует об образовании однофазного пер« сыщенного тугоплавким элементом а-твердого раствора (Рис. 4 в). Это вывод металлографического анализа был подтвержден данными по мш ротвердости и локальным рентгеноспектральным анализом. Таким обрг зом, можно утверждать, что при сферическом ударно-волновом нагруж( нии двухфазных сплавов, на определенном радиусе шаров возникают т< кие теплофизические условия, которые приводят к быстрой кристалл из; ции расплава и образованию метастабильной однофазной структуры твердом состоянии.

Отличительной особенностью Зоны III является то, что по не проходят полосы адиабатического сдвига (ПАС). Установлено, что в ш; pax из сплавов Al-Zr и Al-Ti их структура совпадала со структурой зон II. Интересный результат получен при исследовании структуры ПАС шаре из сплава Al-Hf. Они состоят из мелких, порядка 1-2 мкм, зерен с твердого раствора (Рис. 5а) и имеют в сравнении с основным материало очень высокую микротвердость, 1620 вместо 400 МПа. При исследована структуры ПАС в растровом электронном микроскопе были обнаружен небольшие, до 0,2 мкм, включения (Рис. 5 б). Специфическая форма рост кристаллов в виде неправильного кубоида, а также сильный модифиц] рующий эффект, который они оказывают на формирование структуры ( фазы, дают возможность сделать предположение, что данные алюмшшд

16

вляются кристаллами метастабильной фазы Al3Hf, имеющей кубиче-кую упорядоченную решетку типа Lh-

Рис. 5. Структура ПАС: а - микроструктура Зоны III в области ПАС; б -метастабильные алюминиды в области ПАС (б) (Растровая электронная микроскопия).

В конце главы на основании результатов электронно-шкроскопических исследований, прослежена эволюция структуры горя-[едеформированного материала в процессе его остывания после взрыва.

Итак, в главах 2 и 3 рассмотрены закономерности образования [номально пересыщенных твердых растворов в двухфазных алюминие-(ых сплавах с Zr, Ti и Hf под действием различных внешних факторов: ГВО расплава, а также ИПД и взрывного нагружения этих материалов в вердом состоянии.

В 4 главе обсуждаются вопросы, связанные с улучшением струк-уры и повышением свойств отливок из промышленных Al-Si сплавов. Для этих целей предложено несколько способов модифицирования структуры силуминов, в частности, ТВО расплава, легирование их туго-1лавкими добавками в сочетании с ТВО расплава и синтез сплавов в рас-мавах галоидных солей. Последняя технология является оригинальной и [ащшцена патентом России (№ 2094514).

Влияние ТВО расплава на условия формирования литой структуры было изучено на доэвтектическом силумине AJI9 и сплаве типа А390 ¡аэвтектического состава.

В работе подробно изучены два режима ТВО: Т>ТГ0М и Т<ТГ0„.. Согласно результатам металлографического анализа, применение ТВО эасплава при производстве отливок из сплава AJI9 способствовало из-

мельчению их структуры, в частности эвтектики, и уменьшению коли1 ства фаз ликвационного происхождения. Наиболее существенные изв нения в структурообразовании наблюдались при использовании высо] температурной гомогенизирующей обработки расплава (Т>1200 К), кой нагрев переводит расплав из гетерогенного в гомогенное состоян причем последнее сохраняется в течение длительного времени и при: дит к формированию модифицированной структуры даже при низк температурах литья отливок. Этот факт послужил основанием для опг мизации режима двухступенчатой ТВО расплава при производстве от.! вок из сплава АЛ9 в заводских условиях (первоначальный нагрев Т>ТГ0М„ выдержка не менее 30 мин, подстуживание расплава до темпе; туры литья, не превышающей 990 К). Характер изменения механичесь характеристик образцов, состаренных по режиму Т6, в зависимости температуры нагрева расплава (температура литья во всех опытах сох нялась постоянной) приведена на Рис. 6. Наглядно видно, что с помощ ТВО расплава пластичность материала повышается в 2 раза при сохра: нии предела прочности на уровне 280-300 МПа.

В результате исс. дования кинетики и фо роста кристаллов первич] го кремния в отливках за тектического состава бь установлено, что маю мальный эффект измель ния их структуры наблю ется после нагрева рас ил;

в район температур, бл

i I

о ^

1000 1100 1200 1300

Температура нагрев а расплава Т, К

Рис. 6. Температурная зависимость предела прочности Сь (1) и относительного удлинения 6 (2) образцов (после термообработки по режиму Т6) от температуры нагрева расплава.

ких к Тгом , но не пре) шающих ее: Т<ТГ0М. Так образом с учетом всей вокупности эксперим тальных данных, моя заключить, что ТВО р

плава оказывает суще венное влияние на структуру и свойства литейных Al-Si сплавов. Одна из-за больших энергетических затрат и технических трудностей та] технология не может быть широко использована на практике.

В настоящее время повышаются требования к прочностным ха-теристикам литых изделий, в частности, отливкам ответственного на-чения из многокомпонентного сплава AJI5M. Поиск путей совершен-ования технологий их литья был продолжен при проведении данных ледований. Так, экспериментально доказана эффективность примене-: комплексной обработки расплава, включающей его нагрев и микро-ирование титаном и/или цирконием, с целью получения высокопроч-I отливок.

Определено оптимальное содержание тугоплавких добавок и изу-а наследственная роль природы лигатурных Al-Zr и Al-Ti сплавов при шировании структур Al-Si сплавов. Подтвержден инокулирующий :анизм модифицирования тугоплавкими добавками, заключающийся в мулировании зародышеобразования твердой фазы за счет изменения сронеоднородного состояния расплава. На примере сплавов АК6 и 5М доказано преимущество опытных лигатур по сравнению со стан-тными, отлитыми в чушку, которое заключается в более эффективном !-6 раз) измельчении литой структуры, снижению макро и микролик-ии, повышению степени легированное™ матрицы тугоплавким ком-[ентом (Рис. 7). Все это вызывает рост прочности на 15-20 % и пла-чности в 2 раза.

Рис. 7. Структура слитка из алюминиевого сплава АК6, легированного 0,1 % Ъ с помощью различных лигатур: а-стандартная (литье в чушку); б-опытная (ТВО + высокоскоростная кристаллизация). 19

Полученные в лабораторных условиях экспериментальные р зультаты послужили основой для разработки технологических рекоме даций по модифицированию и легированию многокомпонентных сил минов тугоплавкими добавками в заводских условиях (в частности, ; ОАО "Турбомоторный завод").

Из практики литья отливок из промышленных силуминов, соде жащих в своем составе следует, что уровень их свойств зависит загрязнения материала неметаллическими включениями, причем прим няемые для устранения данных структурных макро-дефектов методы [ финирования трудоемки и не всегда эффективны. В связи с этим 61 предложен оригинальный способ переплава или синтеза многокомг нентных силуминов в солевых расплавах щелочных металлов, котор! позволил соединить такие технологические операции как модифициро! ние и рафинирование жидких сплавов. Эффективность данного спосо проверена при литье опытных образцов из сплавов АЛ9 и АЛ5М. В ча< ности, за счет дополнительного измельчения эвтектической структу] (Рис. 8) и повышения качества отливок из сплава АЛ5М, после их стг дартной обработки по режиму Т6 были получены следующие свойства: = 370 МПа и 5 = 5%.

Рис. 8. Литая структура доэвтектического силумина: а - стандартное литье; б - опытное литье.

Выводы:

1. Впервые определены морфологические и кинетические )бенности структурообразования в сплаве А1-1,4% Ш в зависимости от эегрева и скорости охлаждения расплава (У=102-104 К/с). Обнаружено, ) перегрев расплава до критической температуры, равной 1470 К, приют к измельчению зерна до 20 мкм и повышает микротвердость на 20 Нагрев расплава выше критической температуры подавляет рост пер-4ных алюминидов, повышает растворимость Ш в ос-твердом растворе и (билизирует дендритные формы роста матрицы. Доказано соответствие гной критической температуры температуре гомогенизации расплава, ределенной по политерме вязкости.

2. На основе исследования фазовых и структурных превра-ний, протекающих в шарах из двухфазных сплавов А1-2...4 % перечный металл (Ъх, Тл, НГ) под воздействием сферических ударных волн фяжений (Р=50 ГПа), впервые показана возможность образования пе-;ыщенных а-твердых растворов за счет диффузионного растворения оминидов переходных металлов в А1 расплавах, образующихся при 1влении материалов на изоэнтропе и ударной адиабате.

3. В зонах сильной локальной деформации выявлены полосы «батического сдвига с мелкокристаллической структурой, которая ормировалась в результате быстрой кристаллизации расплава. Высокая кротвердость таких областей в шаре из сплава А1-Ш обусловлена за-кдением и ростом из расплава дисперсных алюминидов метастабиль-й фазы А13Н£ Предложен один из возможных механизмов формирова-я таких фаз, обусловленный явлением гипербарического полиморфиз-в расплавах.

4. Путем комплексной обработки сплава А1-1,5% Ъх в жид-и и твердом состояниях (быстрая закалка расплава и интенсивная пла-гческая деформация методом кручения при квазигидростатическом тении 5 ГПа) получен ультрадисперсный материал с размером зерна

00 нм и высокой твердостью Нц=1200-1500 МПа. Показано, что при тном воздействии происходит растворение кристаллов метастабильных оминидов, степень которого зависит от их формы роста. Вскрыты примы такого явления при холодной пластической деформации и указан ханизм образования пересыщенных твердых растворов алюминия с входными металлами.

5. С учетом особенностей структуры и фазового состава / Zr и Al-Ti сплавов, полученных быстрой закалкой расплава, предложи технология центробежного литья для производства массивных отлив< лигатурных сплавов с высокими легирующими и модифицирующие свойствами.

6. Установлено наследственное влияние лигатур, содерж щих метастабильные алюминиды циркония или титана, на формирован] литой структуры многокомпонентных деформируемых и литейных . сплавов. Подтвержден инокулирующий механизм модифицирован] структуры тугоплавкими добавками, заключающийся в стимулирован! зародышеобразования твердой фазы за счет изменения микронеодноро ного состояния их расплавов. Экспериментально доказана эффективное применения комплексной обработки расплава, включающей его нагрев, 1050 К и микролегирование титаном и/или цирконием при суммарж содержании < 0,2 %, с целью получения высокопрочных литейных AI-сплавов разного состава.

7. Предложен новый способ синтеза и/или переплава сил минов в расплавах галоидных солей, обеспечивающий модифицирован; структуры, рафинирование от неметаллических включений и высок механические свойства материала. В частности, для кокильных отлив-из сплава АЛ5М получены: ав=370 МПа и 8=5%.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ДИССЕРТАЦИИ ОТРАЖЕНЫ В СЛЕДУЮЩИХ ПУБЛИКАЦИЯХ:

1. Поленц И.В., Бродова И.Г., Башлыков Д.В. Роль кинетики раствор ния интерметаллидов при легировании AI расплавов титаном. Распх вы,1995, №6, с.35-42.

2. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Манухин А.Б., Яблонских Т.И., Зол това H.A. Влияние температурно-временной обработки расплава структуру и фазовый состав быстрозакристаллизованного сплава / 1.4% Hf. ФММ. 2000, Т. 89, № 3, С. 62-67.

3. Козлов Е.А., Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Яблонских Т.И., Абакш] Е.В. Структура, фазовый состав и свойства перспективных AI сплав с Ti, Zr после их высокоскоростного деформирования в твердом жидком состояниях. ФММ. 1999, т. 87 № 3, с. 34-45.

4. Козлов Е.А., Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Яблонских Т.И., Абакш Е.В., Елохина JI.B. Структура, фазовый состав и свойства Al-Hf cor

22

ва после воздействия на него сферическими ударно-изэнтропическими волнами. ФММ. 2000, т. 89 № 1, с. 84-90. Бродова И.Г., Поленц И.В., Башлыков Д.В. Связь структурных характеристик сплава АЛ9 с его свойствами. ФММ. 1994, т. 78,вып.9, с. 123-129.

Башлыков Д.В., Бродова И.Г. The increase in plasticity of aluminium silicon. Light Metals TMS. Las Vegas, 1995, p.879-882. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Яблонских Т.И., Быков А.С. Особенности микроструктурных изменений при легировании сплава AJI5M тугоплавкими добавками. ФММ. 1997, т. 84 № 5, с. 105-113. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Яблонских Т.И., Манухин А.Б. Взаимосвязь структуры и модифицирующей способности Al-Ti и Al-Zr лигатур при получении отливок из высокопрочных силуминов. Литейное производство. 1999, №1, с. 23-25.

Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Яблонских Т.И., Барбин Н.М., Казанцев Г.Ф. Моисеев Г.К. Характерные особенности кристаллизации силуминов, выплавленных в слое солевых расплавов. ФММ. 1999, т. 87 № 1, с. 57-63.

Brodova I.G., Polerits I.V., Bashlykov D.V., Popel P.S., Chikova O.A. The formation mechanism of ultra dispersed phases in rapidly solid fied aluminum alloys. Nanostructured materials. 1995, v.6, № 1-4, p.477-479. Brodova I.G., Polents I.V., Bashlykov D.V., Chikova O.A. The influence of heat time melt treatment on the structure and the properties of rapidly solidified aluminum alloys with transition metals. J. Material Science and Engineering A. 1997, p. 136-139.

■Отпечатано на Ризографе ИФМ УрО" РАН' тираж 80 'закЛ.ЗО объем 1 печ.л. формат 60x84 1/16 620219 г.Екатеринбург ГСП-170 ул.С.Ковалевской,18

ВВЕДЕНИЕ.

1 ПЕРСПЕКТИВНЫЕ СПОСОБЫ ВОЗДЕЙСТВИЯ НА ЖИДКИЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ.

1.1 Температурно-временная обработка расплава.

1Л Л Строение жидких сплавов.

1 Л.2 Результаты исследования структурно-чувствительных свойств жидких алюминиевых сплавов с кремнием или переходными металлами

1.2 Модифицирование, как способ регулирования структуры и свойств материалов.

1.3 Постановка задач и цели«йСследований. Научная новизна работы ' лч '

2 ГЛАВА. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРНО-ВРЕМЕННОЙ ОБРАБОТКИ (ТВО) РАСПЛАВА НА СТРУКТУРУ

БЫСТРОЗАКРИСТАЛЛИЗОВАННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

2.1 Модифицирующие лигатуры, приготовленные с использованием

ТВО расплава.

2.1.1 Методы получения и структура.

2.1.2 Свойства лигатурных сплавов [72].

2.2 Получение, структура и свойства быстрозакаленных А1 сплавов с переходными металлами методом центробежного литья [85].

2.2.1 Описание способа.

2.2.2 Расчет теплофизических параметров кристаллизации.

2.2.3 Особенности структурообразования в сплаве А1-1.4% НТ.

2.2.3.1 Скорость охлаждения - 200К/с.

2.2.3.2 Скорость охлаждения 4000 К/с.

2.2.3.3 Скорость охлаждения 104-2*104К/с.

2.3 Закономерности образования ультра-дисперсной структуры в быстро закристаллизованном А1 сплаве с цирконием под воздействием интенсивной пластической деформации.

2.3.1 Материал и методика исследования.

2.3.2 Результаты и их обсуждение.

2.4 Выводы по 2 главе.

3 ГЛАВА. ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ В БИНАРНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ С ПЕРЕХОДНЫМИ МЕТАЛЛАМИ (ПМ) ПОД ВОЗДЕЙСТВИЕМ СФЕРИЧЕСКИХ УДАРНО-ИЗЭНТРОПИЧЕСКИХ ВОЛН [106, 107].

3.1 Материал, краткое описание способа и условий нагружения с помощью сферических волн напряжений.

3.2 Закономерности формирования структуры в шарах из бинарных сплавов Al-3,8% Ti и Al-1,8% Zr.

3.2.1 Макроструктура.

3.2.2 Микротвердость.

3.3 Специфика структурообразования в сплаве Al-1,4% Hf.

3.4 Выводы по 3 главе.

4 ГЛАВА. РАЗЛИЧНЫЕ СПОСОБЫ ФОРМИРОВАНИЯ МОДИФИЦИРОВАННОЙ СТРУКТУРЫ В ОТЛИВКАХ ИЗ ПРОМЫШЛЕННЫХ СПЛАВОВ [120 - 124].

4.1 Температурно-временная обработка (ТВО) расплава.Ill

4.1.1 Доэвтектические силумины.Ill

4.1.2 Заэвтектические силумины.

4.1.3 Обсуждение результатов.

4.2 Легирование в сочетании с ТВО расплава.

4.2.1 Заэвтектические силумины.

4.2.2 Доэвтектические силумины.

4.2.3 Роль структуры лигатурных сплавов и инокулирующий механизм модифицирования промышленных алюминиевых сплавов.

4.3 Переплав и синтез силуминов в расплавах галоидных солей.

4.3.1 Материал и условия получения образцов.

4.3.2 Результаты исследования.

4.3.3 Обсуждение результатов.

4.3.4 Синтез многокомпонентного сплава АЛ5М в расплавах галоидных солей и разработка нового способа получения высокопрочных отливок.

4.4 Выводы по главе 4.

5 ВЫВОДЫ.

Благодаря уникальному сочетанию свойств, алюминиевые сплавы являются одним из важнейших конструкционных материалов в различных областях народного хозяйства.

Для улучшения структуры и эксплуатационных свойств слитков, отливок и деформированных полуфабрикатов большое внимание уделяется поиску оптимальных условий кристаллизации, совершенствованию режимов термической и механической обработки литого металла [1].

Менее изученным этапом технологического процесса производства сплавов является приготовление исходного расплава.

Работы последних лет свидетельствуют о том, что металлические расплавы, в том числе и алюминиевые жидкие сплавы, являются сложными динамическими системами и под влиянием различных внешних воздействий могут находиться в различных структурных состояниях. Применительно к сталям, чугу-нам, никелевым и алюминиевым сплавам обнаружено влияние структурного состояния исходных расплавов на структуру и свойства полученных материалов [2-9, 28]. Кроме того, установлена наследственная связь структуры и состава шихтовых материалов со свойствами расплавов и структурами, формирующихся из них слитков и отливок [8, 9].

В последние годы были созданы и получили распространение, как новые и перспективные конструкционные материалы, алюминиевые сплавы, содержащие в качестве легирующих элементов переходные металлы (ПМ) [10]. Производство таких сплавов возможно при особой технологии, например, способом высокоскоростной закалки из расплава. Технология изготовления полуфабрикатов из гранулируемых сплавов требует получения однородной дисперсной структуры в литом состоянии. Для воспроизводства последней в настоящее время стали применять термовременную обработку (ТВО) расплава [11, 12]. Сочетание ТВО расплава с высокоскоростной кристаллизацией дает возможность значительно расширить номенклатуру гранулируемых сплавов, а также 6 повысить стабильность и уровень механических свойств. Кроме того, установлено, что совместное воздействие на расплав температуры и высокоскоростного охлаждения вызывает формирование дисперсных метастабильных алюмини-дов переходных металлов, которые обладают высокой термической устойчивостью и способствуют дополнительному упрочнению материала основы [11-15]. Как наглядно показано авторами [11, 12], наличие подобных метастабильных фаз в структуре А1-лигатурных сплавов с титаном и цирконием способствует повышению их легирующих и модифицирующих способностей, и, в конечном счете, проводит к улучшению эксплуатационных свойств материалов. Таким образом, даже из такого короткого перечня имеющихся экспериментальных результатов по кристаллизации А1 сплавов с переходными металлами следует, насколько перспективен поиск нетрадиционных способов воздействия на их расплавы.

Согласно данным [4-8], одним из таких внешних воздействий является нагружение материала сферическими сходящимися волнами напряжений.

Кроме того, важными научными задачами являются разработка новых металловедческих подходов к проблемам модифицирования и легирования алюминиевых сплавов переходными металлами, а также создание прогрессивных технологий производства отливок из силуминов и из лигатурных А1 сплавов с тугоплавкими металлами.

Продолжение и развитие исследовательских работ по данной тематике перспективны и актуальны, т.к. они направлены на решение современной проблемы физического металловедения - разработку научных основ для создания новых технологий производства конструкционных материалов на алюминиевой основе. 7

5 ВЫВОДЫ

1. Впервые определены морфологические и кинетические особенности структурообразования в сплаве А1-1,4% Ш в зависимости от перегрева и скорости охлаждения расплава (У=102-104 К/с). Обнаружено, что перегрев расплава до критической температуры, равной 1470 К, приводит к измельчению зерна до 20 мкм и повышает микротвердость на 20 %. Нагрев расплава выше критической температуры подавляет рост первичных алюминидов, повышает растворимость Ш в а-твердом растворе и стабилизирует дендритные формы роста матрицы. Доказано соответствие данной критической температуры температуре гомогенизации расплава, определенной по политерме вязкости.

2. На основе исследования фазовых и структурных превращений, протекающих в шарах из двухфазных сплавов А1-2. .4% перходный металл {Ъх, Т1, Н1) под воздействием сферических ударных волн напряжений (Р=50 ГПа), впервые показана возможность образования пересыщенных а -твердых растворов за счет диффузионного растворения алюминидов переходных металлов в А1 расплавах, образующихся при плавлении материалов на изоэнтропе и ударной адиабате.

3. В зонах сильной локальной деформации выявлены полосы адиабатического сдвига с мелкокристаллической структурой, которая сформировалась в результате быстрой кристаллизации расплава. Высокая микротвердость таких областей в шаре из сплава А1-Ш обусловлена зарождением и ростом из расплава дисперсных алюминидов метастабильной фазы А13Н£ Предложен один из возможных механизмов формирования таких фаз, обусловленный явлением гипербарического полиморфизма в расплавах.

4. Путем комплексной обработки сплава А1-1,5% Zr в жидком и твердом состояниях (быстрая закалка расплава и интенсивная пластическая деформация методом кручения при гидростатическом давлении 5 ГПа) получен ультрадисперсный материал с размером зерна ~100 нм и высокой твердо

185 стью Н^=1200-1500 МПа. Показано, что при данном воздействии происходит растворение кристаллов метастабильных алюминидов, степень которого зависит от их формы роста. Вскрыты причины такого явления при холодной пластической деформации и указан механизм образования пересыщенных твердых растворов алюминия с переходными металлами.

5. С учетом особенностей структуры и фазового состава Al-Zr и Al-Ti сплавов, полученных быстрой закалкой расплава, предложена технология центробежного литья для производства массивных отливок лигатурных сплавов с высокими легирующими и модифицирующими свойствами.

6. Установлено наследственное влияние лигатур, содержащих метастабиль-ные алюминиды циркония или титана, на формирование литой структуры многокомпонентных деформируемых и литейных Al сплавов. Подтвержден инокулирующий механизм модифицирования структуры тугоплавкими добавками, заключающийся в стимулировании зародышеобразова-ния твердой фазы за счет изменения микронеоднородного состояния их расплавов. Экспериментально доказана эффективность применения комплексной обработки расплава, включающей его нагрев до 1050 К и микролегирование титаном и/или цирконием при суммарном содержании < 0,2%, с целью получения высокопрочных литейных Al-Si сплавов разного состава.

7. Предложен новый способ синтеза и/или переплава силуминов в расплавах галоидных солей, обеспечивающий модифицирование структуры, рафинирование от неметаллических включений и высокие механические свойства материала. В частности, для кокильных отливок из сплава AJI5M получены: ов=370 МПа и ô=5%.

186

1. Монография "Фундаментальные проблемы российской металлургии на пороге XX1.века" - М.: РАЕН, 1998. том 2. 485 с.

2. Ватолин Н.А., Пастухов Э.А. Дифракционные исследования строения высокотемпературных расплавов. М.: Наука, 1977. 189 с.

3. Вертман А.А., Самарин A.M. Свойства расплавов железа. М.: Наука, 1969. 280 с.

4. Новохатский И.А., Кисунько В.З., Ладьянов В.И. Особенности проявления различных типов структурных превращений в металлических расплавах // Извести вузов. Черная металлургия. 1985. № 9. С. 1.9.

5. Гельчинский Б.Р. Структурные превращения в жидких металлах по данным эксперимента и с точки зрения теории // Известия вузов. Черная металлургия. 1985. № 7. С. 16.26.

6. Баум Б.А. Металлические жидкости. М.: Наука. 1979. 120 с.

7. Popel P.S., Chikova О.А., Matveev V.M. Metastable colloidal states of liquid metallic solutions // High Temperature Materials and Processes. 1995. Vol. 4, N. 4. P. 219.233.

8. Кудрин В.А., Еланский Т.Н., Учаев А.Н. Влияние строения и свойств металлических расплавов на качество стали // Сталь. 1981. № 9. С.21.26.

9. Никитин В.И. Наследственность в литых сплавах. Самара.: Государственный технический университет. 1995. 248 с.

10. Добаткин В.И., Елагин В.И. Гранулируемые алюминиевые сплавы. -М.: Металлургия. 1981. 176 с.

11. Бродова И.Г., Замятин В.М., Попель П.С. Условия формирования ме-тастабильных фаз при кристаллизации сплавов Al-Zr // Расплавы. 1988. Т.2, вып.6. С.83.86.

12. Hort, S., Kitagawa, Н., Masutani, Т., Takehara, A. Structure and Phase Decomposition of Supersaturated Al-Zr Solid Solution Rapidly Solidified // J. Japan Inst. Light. Metals. 1977. V.27, N3. P.P.129.137.187

13. Nés, E., Billdal, H. Non- equilibrium Solidification of Hyperperitectie Al-Zr Alloys // Acta Met. 1977. V.25, N9. P.P. 1031. 1037.

14. Ohashi, T., Ichikawa, R. A New Metastable Phase in Rapidly Solidified Al-Zr Alloys // Metall. Trans. 1972. V.3, N8. P.P.2300. .2302.

15. Данилов В.И. Строение и кристаллизация жидкости. Киев: Изд. АН УССР, 1956. 568 с.

16. Ершов Г.С., Бычков Ю.Б. Высокопрочные алюминиевые сплавы на основе вторичного сырья. М.: Металлургия, 1979. 192 с.

17. Спасский А.Г., Фомин Б.А., Алейников С.И. Температурная обработка жидких металлов и влияние ее на механические свойства отливок // Литейное производство. 1959. № 10. С. 35.37.

18. Новиков И.И., Золоторевский B.C. Дендритная ликвация в сплавах . М.: Наука, 1966. 155 с.

19. Жидкая сталь / Баум Б.А., Хасин Г.А., Тягунов Г.В. и др. М.: Металлургия, 1984. 208 с.

20. Попель П.С., Никитин В.И., Бродова И.Г., Баум Б.Г., Исмагилов B.C., Поленц И.В., Демина Е.Л. Влияние структурного расплава на кристаллизацию силуминов//Расплавы.-1987. Т.1,№3. С.31.35.

21. Бродова И.Г., Есин В.О.ДО Поленц И.В., Коршунов И.П., Федоров в.М., Лебедева Т.И., Коржавина O.A., Попель П.С. Структура и свойства быст-роохлажденного сплава Al-8% Fe в зависимости от температурной обработки расплава//Расплавы. -1990. №1. С. 16.20.

22. Бродова И.Г., Поленц И.В., Коржавина O.A., Попель П.С., Коршунов И.П., Есин В.О., Моисеев А.И. Структурные исследования быстрозакристалли-зованных Al-Sc сплавов //Расплавы.-1990. №5. С.73.79.

23. Бродова И.Г., Поленц И.В., Есин В.О., Лобов Е.М. Закономерности формирования литой структуры переохлажденных Al—Ti сплавов //ФММ.-1992. №1. С.84.89.188

24. Попель П.С., Чикова O.A., Бродова И.Г., Макеев В.В. Явление структурной наследственности с точки зрения коллоидной модели микрогетерогенного строения металлических расплавов //Цветные металлы-1992. №9. С.53.56.

25. Бродова И.Г., Поленц И.В., Попель П.С. Роль структуры лигатурных сплавов при модифицировании алюминиевых сплавов цирконием //ФММ,-1993. Т.76, вып.5. С. 124. .131.

26. Бродова И.Г., Федоров В.М., Шмаков Ю.В., Поленц И.В. Улучшение структуры и свойств быстроохлажденных AI сплавов с комбинированным упрочнением //Металлургия гранул: Сборник научных трудов ВИЛСа.-Москва. 1990. Вып.5. С.40.42 (ДСП).

27. Бродова И.Г. Особенности кристаллизации алюминиевых сплавов взависимости от состояния их расплавов: Дис.докт. технических наук,

28. Екатеринбург, ФММ УрО РАН. 1995.

29. Курнаков Н.С. Избранные труды: Т. 1. М.: Изд. АН СССР, 1960. 595 с.

30. Скрышевский А.Ф. Структурный анализ жидкостей. М.: Высшая школа, 1971. 256 с

31. Исследование плотности расплавов железо-хром гамма-методом / Попель П.С., Тягунов Г.В., Баум Б.А. и др. // Журнал физической химии. 1985. Т. 59. №2. С. 399.403.

32. Влияние состава на электросопротивление жидких сплавов железа с хромом / Кудрявцева Е.Д., Довгопол М.П., Радовский И.З. и др. // Журнал физической химии. 1980. Т. 54, № 1.С. 145. 149.

33. Арсентьев П.П., Коледов Л.А. Металлические расплавы и их свойства. М.: Металлургия, 1976. 375 с.

34. Вилсон Д.Р. Структура жидких металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1972. 247 с.189

35. Гельд П.В., Гертман Ю.М. Объемные эффекты при смешении жидких кремния и железа // Физика металлов и металловедение. 1960. Т. 10, № 5. С. 793.794.

36. Уббелоде А. Плавление и кристаллическая структура. М.: Мир, 1969.420 с.

37. Styles G.A. Influence of short-range atomic order on nuclear magnetic resonance in liquid alloys // Advances Phys. 1967. Vol.16, No. 62. P. 275.286.

38. Глазов B.M., Чижевская C.H. Влияние скорости охлаждения и температуры перегрева на степень переохлаждения расплава германия // Известия АН СССР. Неорганические материалы. 1968. Т. 4, № 2. С. 171.174.

39. Таран Ю.Н., Мазур В.И. Структура эвтектических сплавов. М.: Металлургия, 1978. 312 с.

40. Никонова В.В., Бартенев Г.М. Некоторые особенности диаграмм состояния бинарных систем эвтектического типа в связи со строением жидких эв-тектик/7 Известия АН СССР. Металлургия и топливо. 1961. №3. С. 131.133.

41. Клячко Ю.А. О макромолекулярной структуре жидких металлов и взаимодействии макромолекул // Известия АН СССР. Металлургия и топливо. 1960. №6. С. 85.87.

42. Вертман А.А., Самарин A.M., Туровский Б.М. Строение жидких сплавов системы железо-углерод // Известия АН СССР. Металлургия и топливо. 1960. №6. С. 123.129.

43. Залкин В.М. Природа эвтектических сплавов и эффект контактного плавления. М.: Металлургия, 1987. 151 с.

44. Zaiss W., Steeb S., Bauer G. Structure of molten Bi-Cu alloys by means of cold neutron scattering in the region of small momentum transfer// Phys. Chem. Liq. 1976. Vol. 6, No. 1. P. 21.41.

45. Bellisent-Funel M.-C., Roth M., Desre P. Small-angle neutron scattering on liquid Ag-Ge alloys // J. Phys. F: Metal Phys. 1979. Vol. 9, No. 6. P. 997. 1006.190

46. Неймарк В.Е. К вопросу о связи структуры ближнего порядка атомов жидкости со структурой того же вещества в твердом состоянии // Строение и свойства жидких металлов . М.: Физматгиз,1961. 280 с.

47. О происхождении микрорасслоения эвтектических сплавов Sn-Pb в жидком состоянии / Попель П.С., Преснякова Е.Л., Павлов В.А., Архангельский Е.Л. и др. // Известия АН СССР. Металлы. 1985. № 2. С. 53.56.

48. Гаврилин И.В. Седиментационный эксперимент при изучении жидких сплавов // Извести АН СССР. Металлы. 1985. № 2. С. 66.73.

49. Brodova I., Popel P., Eskin G. Liquid metal processing: applications to light alloys and semifinished products. -GordonABreach Publ. House, London. OPA, 2000, 265 p.

50. Попель П.С., Демина E.A., Архангельский Е.Л., Баум Б.А. Необратимые изменения плотности расплавов Al-Si при высоких температурах // Теплофизика высоких температур. 1987. Т.25, N 3. С.487.491.

51. Коржавина O.A., Бродова И.Е., Никитин В.И., Попель П.С, Поленц И.В. Вязкость и электросопротивление расплавов Al-Si и влияние их структурного состояния на строение литого металла // Расплавы. N1. С. 10. 17.

52. Никитин В.И., Парамонов A.M., Попель П.С., Павлов В.А. Влияние условий получения лигатуры Al-Ti на дисперсность выделений TiAl3 // Физико -химические исследования металлургических процессов: Межвузовский сборник. Свердловск. 1986. Вып. 14. С.87.92.

53. Коржавина O.A., Попель П.С., Бродова ИТ., Поленц И.В. Необратимые изменения вязкости расплавов А1-Мп при высоких температурах // Расплавы. 1990. N6. С.23.28.

54. Бибик Е.Е. Реология дисперсных состем.-Л.: Изд. ЛГУ. 1981. 172 с.

55. Гольдштейн Я., Мизин В. Инокулирование железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия. 1993. 416 с.

56. Cibula Н. The Mechanism of Grain Refiniment of Sand Gastings in Aluminium Alloys//J. Inst. Met. 1949. V. 76. P.P. 321.360.191

57. Палатник Л., Папиров И. Ориентированная кристаллизация. Киев.: Техника. 1970. 211 с.

58. Ребиндер П.А., Лихтман М.С. Исследования в области прикладной физической химии поверхностных явлений. М.: ОНТИ. 1932. 135 с.

59. Sivaramarkisdan, С., Kumar, R // Light Metal. 1987. V.45, № 9-10. P.P. 30.33.

60. Боом E. Природа модифицирования сплавов типа силуминов. М.: Металлургия. 1972. 69 с.

61. Мальцев М.В. Модифицирование структуры металлов и сплавов. -М.: Металлургия. 1964. 214 с.

62. Rembout, Н. // Alum. Technol. 86. Proc. Inter. Conf. London. 1986. P.P. 133.138.

63. Flemings, M. C. Solidification Processing New York. Mc. Graw-Hill Book Company. 1974.

64. Brodova, I.G., Polents, I.V., and Popel, P.S. The Effect of Master Alloy Structure upon Grain Refinement of Aluminium Alloys with Zirconium // The Physics of Metals and Metallography. 1993. V. 76, № 5. P.P. 508. 513.

65. Ламихов Л.К., Самсонов Г.В. О модифицировании алюминия и сплава АЛ 7 переходными металлами // Цветные металлы. 1964. №8. С. 77. .81.

66. Ламихов Л.К., Самсонов Г.В. О модифицировании алюминия и сплава АЛ 7 переходными металлами // Цветные металлы. 1964. №8. С. 77. .81.

67. Ламихов Л.К., Самсонов Г.В. О модифицировании алюминия переходными металлами // Известия АН СССР. ОТН. Металлургия и горное дело. 1963. №3. С.96.97.

68. Данков В.И. Физическая химия. М.: Металлургия. 1946. 859 с.

69. Чернов В.В., Бусол Ф.И. О механизме модифицирования металлов // Изв. АН СССР. Металлы. 1975. №2. С. 71.77.

70. Добаткин В.И., Елагин В.И. Гранулируемые алюминиевые сплавы. -М.: Металлургия. 1981. 176 с.192

71. Эскин Г.И. Ультразвуковая обработка расплавленного алюминия. -М.: Металлургия. 1988. 232 с.

72. Ватолин Н. А., Попова Э. А., Пастухов Э. А. и др. Влияние низкочастотной кавитационной обработки алюминиевых расплавов на изменение условий кристаллизации и плавления, структуру и свойства металла -Расплавы. 1995. №3. С.10-14.

73. Поленц И.В., Бродова И.Г., Башлыков Д.В. Роль кинетики растворения интерметаллидов при легировании А1 расплавов титаном. Расплавы, 1995, №6, с.35-42.

74. Бродова И.Г., Поленц И.В., Есин В.О., Лобов Е.М. Закономерности формирования литой структуры переохлажденных Al-Ti сплавов //ФММ.-1992,-т.73,№1.-С. 84-89.

75. Напалков В.И., Бондарев В.И. и др. Лигатуры для производства алюминиевых и магниевых сплавов. 1983. М.: Металлургия. 159 с.

76. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия. 1978. 382 с.

77. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами. -М.: Металлургия. 1975. 248 с.

78. Добаткин В.И., Малиновский P.P. Методы измельчения первичных кристаллов интерметаллических соединений в отливках из алюминиевых сплавов //Структура и свойства легких сплавов.-М.: Наука, 1971. С.82.88.

79. Любов Б.Я. Теория кристаллизации в больших объемах. М.: Наука, 1975. 159 с.

80. Классен Н.И., Замятин В.М., Баум Б.А. Кинетика изотермической гомогенизации расплавов с тугоплавкими включениями. Межвуз. сб. науч. трудов. Свердловск. 1990. с. 132-135.

81. Чалмерс Б. Теория затвердевания, перев. с англ. -М.: Металлургия, 1968. 288 с.193

82. Alkoa aluminium handbook New York. N.Y.: Aluminum company of America, 1966. 135 P.

83. Touloukian Y.S., Ho C.P. Properties of alanol Al alloys. Termophysical research center. West Lafayette, Purdue University, N1, 1973. 915 P.

84. Еременко B.H., Натанзон Я.В., Дыбков В.И. Физико-химические процессы на границе раздела твердый металл металлический расплав // Физико-хим. механика материалов. - 1984. - № 6. - С. 3-9.

85. Вол А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем. М.: Физматгиз, 1959. - т. 1. - 755 с.

86. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Манухин А.Б., Яблонских Т.Н., Золото-ва H.A. Влияние температурно-временной обработки расплава на структуру и фазовый состав быстрозакристаллизованного сплава AI-1.4% Hf // ФММ. 2000. Т. 89. № 3. С. 62-67.

87. Мирошниченко И.С. Закалка из жидкого состояния,- М: Металлургия, 1982.-167 с.

88. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. Москва. Металлургия. 1979. с. 632.

89. A.A. Жуховицкий, В.А. Григорян, Е. Михалик. Поверхностный эффект химического процесса,- ДАН СССР, 1964, т. 155,№2. С.392-395.

90. В.П. Сабуров, Е.И. Хлыстов, Г.Н. Миннеханов. Управление структурой сталей и сплавов при суспензионном модифицировании УДП тугоплавких металлов.-Изв. АН СССР. Металлы, 1992, №2. С. 168-171.

91. А.Я. Губенко. Влияние добавок на гомогенность расплавов. -ДАН СССР, 1980, т.254, №1. С. 145-148.

92. Ракин В.Г., Буйнов H.H. Влияние пластической деформации на устойчивость частиц распада в сплаве алюминий- медь // ФММ. 1961. Т. 11. ВЫП. 1. С. 59-73.194

93. Мукосеев А.Г., Шабашов В.А., Пилюгин В.П. и др. Деформационно-индуцированное формирование твердого раствора в системе Fe-Ni // ФММ. 1998. Т. 85. ВЫП. 5. С. 60-69.

94. Сагарадзе В.В., Шабашов В.А., Лапина Т.М. и др. Низкотемпературное деформационное растворение ннтерметаллидных фаз Ni3Al(Ti, Si, Zr) в Fe-Ni сплавах с ГЦК решеткой // ФММ. 1994. Т. 78. ВЫП. 6. С. 49-61.

95. Шабашов В.А., Сагарадзе, В.В., Морозов С. В. и др. Мессбауэровское исследование кинетики деформационного растворения интерметаллидов в ау-стените Fe-Ni-Ti /./ Металлофизика, 1990. Т.12. № 4. С. 107-114.

96. Сагарадзе В.В., Морозов С. В., Шабашов В.А. и др. Растворение сферических и пластинчатых интерметаллидов в Fe-Ni-Ti аустенитных сплавах при холодной пластической деформации//ФММ. 1988. Т. 66. ВЫП. 2. С. 328-338.

97. Валиев З.Р., Исламгалиев Р.К. Структура и механическое поведение в ультрадисперсных металлах и сплавах, полученных интенсивной пластической деформацией. // ФММ. 1998. Т. 85. № 3. С. 161-177.

98. Любов Б.Я., Шмаков В.А. Теория диффузионного взаимодействия краевых дислокации с выделением новой фазы // ФММ. 1970. Т. 29. ВЫП. 5. С. 968-980.

99. Любов Б.Я, Шмаков В.А. Влияние дрейфа на диффузионный рост центра новой фазы в поле упругих напряжений краевой дислокации // Изв. АН СССР. сер. Металлы. 1970. № 1. С. 123-129.

100. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М: Металлургия, 1986. 223 с.

101. Flatherly M.,Malin A.S. Shear band in deformed metals // Scripta Met. 1984. V. 18. № 5. P. 449-454.

102. Morii K. Development of shear band in FCC single crystals // Acta Met. 1984. V. 33. № 3. P. 379-386.

103. Полухин П.И., Горелик С. С. , Воронцов В.К. Физические основы пластической деформации. М.: Металлургия, 1982.195

104. Gleiter H., Hornbogen E. Die Formänderung von ausscheidungen durch diffusion im spannungsfeld von Versetzungen // Acta Met. 1968. V. 16. № 3. P. 455464.

105. Jchikawa R., Ohashi T. Age hardening of chilled castings of Al-0,2-2wt.%Zr Alloys. Studies on chilled castings of Al-Zr Alloys (1st Report) // Light Metals. 1968. V. 18. № 6. P. 314-319.

106. Добаткин В.И., Елагин В.И. Закономерности кристаллизации гранул и основы выбора композиций гранулируемых алюминиевых сплавов // Технология легких металлов, 1969. № 3. С. 9-14.

107. Козлов Е.А., Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Яблонских Т.Н., Абак-шин Е.В. Структура, фазовый состав и свойства перспективных AI сплавов с Ti, Zr после их высокоскоростного деформирования в твердом и жидком состояниях. ФММ. 1999, т. 87 № 3, с. 34-45.

108. Козлов Е.А., Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Яблонских Т.Н., Абак-шин Е.В., Елохина JI.B. Структура, фазовый состав и свойства Al-Hf сплава после воздействия на него сферическими ударно-изэнтропическими волнами. ФММ. 2000, т. 89 № 1, с. 84-90.

109. Эпштейн Г.Н. Строение металлов, деформированных взрывом. -М.: Металлургия,-1988.-279 с.

110. Козлов Е.А., Литвинов Б.В., Абакшин Е.А., Добромыслов A.B., Та-луц H.H., Казанцева Н.В., Талуц Г.Г. Фазовые превращения и изменение структуры циркония при воздействии сферических ударных волн //ФММ.-1995.-Т.79, вып.6.-С.113-126.

111. Колачев Б.А., Ливанов. В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия .-1972.-480 с.

112. Козлов Е.А., Литвинов Б.В., Тимофеева Л.Ф., Курило B.C., Орлов В.К. Структурные, фазовые превращения и откольные разрушения шара из 8-фазного сплава плутония с галлием в сферических волнах напряжений //ФММ.-1996.-т. 81, вып. 6.- С.139-157.196

113. Козлов Е.А., Елькин В.М., Литвинов Б.В., Добромыслов А.В., Талуц Н.И., Казанцева Н.В. Особенности формирования и структура полос адиабатического сдвига в цирконии в сферических волнах напряжений //ДАН,-1998, т. 360, №3, с. 340-343.

114. Norman A.E. and etc. Быстрое затвердевание сплавов системы Al-Hf, микроструктура и распад твердых растворов. J. Rapid Solidification. 1991, v.6, № 3-4, p. 185-213.

115. Новохатский И.А., Кисунько В.З., Ладьянов В.И. Особенности проявлений разных типов структурных превращений в металлических расплавах. Изв. вузов. Черная металлургия. 1995, №9, с. 1-8.

116. Тонков Е.Ю. Фазовые диаграммы элементов при высоком давлении. М.: Наука. 1979, 192 с.

117. Новохатский И.А., Архаров В.И., Ладьянов В.И. О вязком течении металлических расплавов при больших перегревах. Докл. АН СССР. 1973, т. 247, №4, с. 849-851.

118. Архаров В.И., Новохатский И.А. О внутренней адсорбции в расплавах. Докл АН СССР. 1969, т. 185, №5, с. 1069-1071.

119. Бродова И. Г., Попель П. С., Ее и и В. О. и др. Морфологические особенности структуры и свойства заэвтектических силуминов.—ФММ, 1988,Т. 65, № 6,-С. 1149-1154.

120. Чикова О. А., Бродов а И. Г. и др. Влияние структурного состояния Р' плавов АЛ4 н АЛ9 на структуру и механические свойства литого материала. — В к Наследственность в литых сплавах. Самара, 1993.—218 с.

121. Ефименко В.П., Баранов A.A., Кисунько В.З. О модифицирующем влиянии некоторых микродобавок на кристаллизацию силумина. Изв. вузов. Цветная металлургия. 1982. № 6, с. 86-90.

122. Строганов Г.Б. Высокопрочные литейные алюминиевые сплавы. М.: Металлургия, 1989, 424 с.

123. Строганов Г.Б., Ротенберг В.А. Сплавы алюминия с кремнием. М.: Металлургия, 1977, 271 с.

124. Эллиот Р. Управление эвтектическим затвердеванием. М.: Металлургия, 1987, -351 с.

125. Добаткин В. И. Слитки алюминиевых сплавов. М.% Металлургия, 1960. -175с.198

126. Белов А. Ф., Добаткин В. И., Эскин Г. И. О природе недендритной кристаллизации металлических жидкостей // Металловедение и обработка цветных металлов. М.% Наука, 1992. - С. 66-68.

127. Бунин К.П. Основы металлургии чугуна. -М.: Металлургия, 1968.