Исследование структуры и свойств жаропрочных литейных сплавов эвтектического типа на базе системы алюминий-церий тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Наумова, Евгения Александровна

• Наумова, Евгения Александровна
• кандидат технических наук
• 1999

Оглавление диссертации кандидат технических наук Наумова, Евгения Александровна

Введение

1 .Обзор литературы

1.1 .Промышленные жаропрочные литейные и деформируемые алюминиевые сплавы

1.1.1 .Промышленные жаропрочные литейные алюминиевые сплавы

1.1.1.1.Литейные сплавы твердорастворного типа на основе системы алюминий-медь

1.1.1.2. Литейные сплавы эвтектического типа на основе системы алюминий кремний (силумины)

1.1.1.3. Литейные сплавы эвтектического типа на основе системы алюминий-церий (церумины)

1.1.2 .Промышленные жаропрочные деформируемые алюминиевые сплавы

1.2. Легирование алюминиевых сплавов переходными металлами

1.2.1. Особенности взаимодействия ПМ с алюминием

1.2.2. Влияние переходных металлов на структуру и свойства

алюминиевых сплавов

1.2.3.Особенности взаимодействия переходных металлов с алюминием в зависимости от скорости охлаждения

1.3. Гранулируемые алюминиевые сплавы, легированные только ПМ

1.3.1.Принципы оптимизации состава и структуры быстрозакристаллизованных жаропрочных алюминиевых сплавов твердорастворного и эвтектического типов

1.3.2.Свойства известных быстрозакристаллизованных жаропрочных алюминиевых сплавов

1.4.Новые жаропрочные литейные алюминиевые сплавы эвтектического типа, легированные только переходными металлами

1.5. Анализ диаграмм состояния алюминия с переходными металлами и другими элементами

1.5.1. Обоснование подхода к разработке алюминиевых сплавов нового типа и выбора легирующих элементов

1.5.2. Двойные диаграммы состояния

1.5.2.1. Система А1-Се

1.5.2.2. Система А1 - Сг

1.5.2.3. Система А1-Мп

1.5.2.4. Система А1-№

1.5.2.5. Система А1 - 2г

1.5.2.6. Система А1 - Бе

1.5.2.7. Система А1 -

1.5.3. Тройные диаграммы состояния

1.5.3.1. Система А1-Се-Ре

1.5.3.2. Система А1-Ре-№

1.5.3.3. Система А1-Ре-81

1.5.3.4. Система А1-№-81

1.5.3.5. Система А1-Се-81

1.5.3.6. Система А1-Се-Си

1.5.3.7. Система А1-Се-№

2. Методика эксперимента

2.1. Объекты исследования, их получение и термообработка

2.2. Определение механических свойств

2.3. Определение литейных свойств

2.4. Методика определения показателей жаропрочности

2.5.Методики структурных исследований

2.5.1. Световая микроскопия

2.5..2.Растровая электронная микроскопия (РЭМ) и

микрорентгеноспектральный анализ

2.5.3. Просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ)

3. Структура и фазовый состав сплавов системы А1-Се-М

3.1 Общие особенности структуры литых сплавов системы А1-Се-№

3.2. Влияние скорости кристаллизации на структуру сплавов на основе системы А1-Се-№

3.3. Изучение влияния режимов термообработки на структуру сплавов системы А1-Се-№

3.4.Построение диаграммы состояния А1-Се-№

4. Свойства сплавов системы А1-Се-№

4.1. Механические свойства при комнатной температуре

4.2. Жаропрочность и литейные свойства сплавов системы А1-Се-№

4.3. Анализ корреляционных связей между свойствами сплавов на базе системы А1-Се-№ и параметрами структуры

4.4. Сравнительный анализ механических и литейных свойств тройной эвтектики и некоторых известных модельных композиций

5. Исследование влияния дополнительного легирования на структуру и свойства А1-Се сплавов

5.1.Выбор элементов для легирования алюминиевого твердого раствора

5.2. Исследование модельных композиций на основе системы Al-Zr

5.3. Исследование структуры сплавов системы Al-Ce-Ni, дополнительно легированных цирконием

5.4.Структура и свойства литейных алюминиевых сплавов, содержащих церий

5.5. Сравнительный анализ основных характеристик некоторых исследованных композиций и известных литейных и гранулированных жаропрочных алюминиевых сплавов

5.6. Принципы оптимизации состава и структуры литейных алюминиевых сплавов нового типа на примере сплавов с высоким содержанием

церия

Выводы

165

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование структуры и свойств жаропрочных литейных сплавов эвтектического типа на базе системы алюминий-церий»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы.

Алюминиевые сплавы стоят в ряду наиболее широко применяемых в промышленности. Они выигрывают в сравнении с другими промышленными сплавами ( на основе Ре,Т1,М^ и др.) благодаря ценному комплексу механических, физических, коррозионных свойств, высокой технологичности, большим природным ресурсам алюминиевого сырья. Но у этих сплавов есть ряд недостатков, ограничивающих их использование. В частности, жаропрочность существующих литейных и деформируемых алюминиевых сплавов недостаточно высока, поэтому повышение ее уровня с целью расширения производства и применения алюминиевых сплавов является актуальной задачей.

По уровню высокотемпературных свойств жаропрочные литейные алюминиевые сплавы существенно превосходят деформируемые и, в связи с этим, представляют больший интерес для данного исследования.

В существующих литейных алюминиевых сплавах не удается получить сочетания высоких прочностных характеристик при комнатной температуре, жаропрочности и технологичности. Высокопрочные сплавы типа твердых растворов (АЛ 19, АЛЗЗ и др.) обладают невысокими литейными свойствами, а у технологичных силуминов низкие прочность и жаропрочность. Самый жаропрочный литейный сплав АЦР1У является также и высокотехнологичным, но его слабое место - низкие механические свойства при комнатной температуре .

За последние два десятилетия было проведено много исследований по совершенствованию эксплуатационных характеристик алюминиевых сплавов. Качественным скачком в этих исследованиях явились разработки в области порошковой и гранульной металлургии. Это позволило получить высокие прочностные характеристики ( в гранулируемых сплавах на основе системы Al-Zn-Mg-Cu), увеличить значения жаропрочности ( быстроохлажденные сплавы системы Al-Cr-Zr типа 01419). Но использование этих технологий ограничено сложностью получения высоких скоростей охлаждения и высокой стоимостью конечной продукции. Поэтому гранулируемые и порошковые алюминиевые сплавы еще далеки от широкого промышленного применения.

Исходя из сказанного, целесообразно рассмотреть возможность получения принципиально нового класса алюминиевых сплавов, которые по эксплуатационным характеристикам могли бы приблизиться к быстроохлажденным сплавам, а по технологическим характеристикам, не уступать литейным сплавам на базе системы Al-Si (силуминам). Это может быть реализовано в структуре, состоящей из матрицы на основе алюминиевого твердого раствора и равномерно распределенных в ней дисперсных алюминидов ( или других фаз эвтектического происхождения) с объемной долей 15-30% .

Литейные сплавы на основе систем Al-Fe-Ni и Al-Fe-Ce , в которых реализуется двухфазная эвтектическая структура, уже исследовались раньше на кафедре металловедения цветных металлов. Далее целесообразно рассмотреть сплавы на базе тройных эвтектик. В них возможно получить более

тонкодифференцированную эвтектическую структуру с большей объемной долей дисперсных алюминидов по сравнению с двойными

эвтектиками. На данном этапе исследований наиболее подходящими для решения этой задачи представляются сплавы на базе системы А1-Се-№.

Получение сплавов, по структуре и свойствам близких к гранулируемым, методами обычной литейной технологии позволит расширить применение алюминиевых сплавов в ответственных изделиях, за счет снижения их себестоимости по сравнению с быстрозакристаллизованными сплавами.

Цель работы.

Целью работы является установление основных принципов легирования жаропрочных литейных алюминиевых сплавов на базе многофазных эвтектик, управления их структурой и свойствами .на примере зависимостей состав-структура-свойства в сплавах йа основе системы А1-Се-№.

Научная новизна.

1. Построен алюминиевый угол диаграммы состояния А1-Се-№ в области до 20%Се и 10%№, в котором установлено наличие тройной эвтектической реакции Ь-> (А1)+А14Се +А13№ при 12%Се, 5%№ и температуре 627°С.

2. Показано, что тройная эвтектика (А1)+А14Се +А1з№ при скоростях охлаждения, реализуемых в тонкостенных отливках (Укр=20 К/с), имеет в литом состоянии тонкодифференцированную структуру, близкую той,

л

которая характерна для гранул 0^=10 К/с) алюминиевых сплавов с малорастворимыми переходными и редкоземельными металлами (размер дендритных ветвей алюминидов 0,2-0,4 мкм, микротвердость до 1500

-1600 МПа, суммарная объемная доля алюминидов около 25 об.%).

3. Показано, что при сравнительно медленной кристаллизации (Укр= 20К/с) тройная эвтектика (А1)+№А1з+СеА14 существенно дисперснее и тверже по сравнению с двойными эвтектиками (А1)+№А13, (А1)+СеАЦ и (А1)+(8Г).

4. Установлено, что при температурах ниже 400°С не происходит заметного формоизменения эвтектических фаз. При более высоких температурах происходят процессы фрагментации, сфероидизации и коалесценции алюминидов СеА14 и №А13. Оптимальное сочетание твердости, прочности и пластичности соответствует структуре с глобулярными включениями алюминидов размером около 0,5 мкм;

5. Показано, что прочностные свойства, в том числе и при повышенных температурах (350-400°С), в большей степени зависят от общего количества эвтектики и ее дисперсности, чем от суммарной объемной доли алюминидов. Наиболее высокой прочностью и жаропрочностью обладают сплавы вблизи точки тройной эвтектики.

Практическая ценность:

1. Предложены рекомендации по оптимизации состава и структуры жаропрочных литейных алюминиевых сплавов нового поколения.

- несогласно этим рекомендациям, оптимальной представляется структура, в которой глобулярные сложнолегированные частицы эвтектических фаз с объемной долей 20-30 об.% и размером 0,2-0,4 мкм равномерно распределены в алюминиевой матрице, упрочненной термически стабильными вторичными алюминидами. 2. Сравнение экспериментальных композиций с известными литейными алюминиевыми сплавами АЛ30, АЛ19 и АЦр1У при использовании функции желательности показало, что по совокупности различных характеристик первые имеют заметное преимущество. На основании обобщения результатов работы и известных данных сделан прогноз, согласно которому в отливках сплавов нового поколения могут быть получены следующие механические свойства : при 20°С: ав=400-450 МПа, твердость 130-140НВ, не снижаясь после длительных нагревов при 350-400°С ; при 350°С: св=150 МПа , сюо=60 МПа. Реализация этого уровня свойств позволит использовать новые литейные сплавы в ответственных изделиях новой техники вместо гранулируемых алюминиевых сплавов, что позволит получить значительный экономический эффект, связанный с более низкой ценой первых.

ОБЪЕМ РАБОТЫ: Диссертация состоит из 5 глав, содержит 176 страниц машинописного текста, включая 25 таблиц и 55 рисунков.

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 .Промышленные жаропрочные литейные и деформируемые алюминиевые сплавы.

1.1.1. Промышленные жаропрочные литейные алюминиевые сплавы.

Наиболее жаропрочными являются сплавы, в которых или уже в литом состоянии имеются сильно разветвленные выделения второй твердой и тугоплавкой фазы, или при нагреве из закаленного твердого раствора выделяются сложные, медленно коагулирующие химические соединения, например, фазы W(AluMgxSiyCuz), CuxNiyAlz и др., образующие тончайшие твердые скелеты выделений внутри зерен или по их границам [1]. Помимо высокой жаропрочности литейные сплавы должны обладать хорошими литейными свойствами ( герметичностью, жидкотекучестью, низкой горячеломкостью и др.). Поэтому легирование этих сплавов должно быть комплексным (добавками, упрочняющими твердый раствор, а также улучшающими литейные свойства).

Основными системами, на основе которых разработаны современные литейные жаропрочные алюминиевые сплавы, являются Al-Cu и Al-Si. Имеются также жаропрочные сплавы на базе системы А1-Се, однако их применение крайне незначительно [2,3,4-14]. Ниже будут рассмотрены структура, фазовый состав и механические свойства некоторых представителей каждой из этих групп. Особое внимание уделено вопросу влияния добавок переходных металлов на их структуру и свойства.

1.1.1.1. Литейные сплавы твердорастворного типа на основе системы

алюминий-медь.

Диаграмма состояния Al-Cu приведена на рис. 1.1. При 548°С в алюминии может растворяться до 5,6% меди, поэтому сплавы этой группы обычно содержат 4-6% меди. Их структура в литом состоянии состоит из зерен алюминиевого твердого раствора, окруженных прослойками эвтектики (а + СиАЬ в двойной системе, и других в сложнолегированных сплавах).

t.ac 600

ноо

zoo

Си, %

Рис. 1.1. Диаграмма состояния Al-Cu [13].

При температуре закалки большая часть фазы СиА12 полностью растворяется в (Al) и, выделяясь при последующем старении, способствует упрочнению. Эти процессы достаточно хорошо изучены [1-4,8,13]. В работах автора [3] исследована кинетика распада алюминиевого твердого раствора двойных алюминиево-медных сплавов (типа AJI7- с 5%Си) и тройных сплавов системы Al-Cu-Mn (типа АЛ 19). Жаропрочность двойных сплавов невысока , так как диффузионные процессы в них протекают очень быстро. Распад алюминиевого твердого раствора начинается уже при комнатной температуре (ЗГП1 могут образовываться даже в процессе закалки). При температурах 200-250°С образование стабильной фазы СиАЬ и ее последующая коагуляция

приводят к резкому снижению прочности [3]. Жаропрочность тройных сплавов системы А1-Си-Мп намного выше, чем двойных алюминиево-медных. Это связано с тем, что:

- в неравновесных условиях в твердом растворе содержится больше марганца, чем указано в равновесной диаграмме состояния (это будет более подробно рассмотрено ниже);

- коэффициент диффузии марганца в алюминии значительно меньше, чем коэффициент диффузии меди, поэтому распад пересыщенного твердого раствора марганца в алюминии идет очень медленно;

- в процессе распада твердого раствора тройного сплава (при нагреве под закалку) образуется сложная фаза А^МщСи, частицы которой медленно формируются и коагулируют;

- так как марганец является переходным элементом, особенности строения его атомов обусловливают понижение коэффициента самодиффузии алюминия и, следовательно, повышение жаропрочности сплавов (особенности строения атомов переходных металлов будут рассмотрены ниже).

Жаропрочный сплав АМ5 (АЛ19), разработанный на базе системы А1-Си-Мп наиболее хорошо известен и широко применяем. В нем также присутствует небольшая добавка титана. Из литературы [3,4] известно, что легирование титаном (0.3%) способствует повышению прочности сплавов этой системы (Тл способствует резкому измельчению зерна твердого раствора, т.к выделения интерметаллического соединения АЬТл являются готовыми центрами кристаллизации твердого раствора). В литом состоянии сплав АЛ 19 содержит фазы: (А1), СиА12, Т(А112СиМп2) и А13Т1 [2]. Фазовый состав сплава после термообработки: а, Т(А112Мп2Си), АЬТл [ 4 ].

Сплав АМ5 применяют для изготовления крупногабаритных отливок и ответственных деталей, работающих в условиях повышенных статических и ударных нагрузок при температурах до 300 °С. К сожалению, из-за большого

эффективного интервала кристаллизации, литейные свойства этого сплава невысоки.

В книге [3] рассмотрены вопросы, касающиеся влияние добавок церия и циркония на свойства сплава АМ5 (АЛ19). Совместная добавка церия и циркония несколько снижает предел прочности при комнатной температуре (возможно, из-за присутствия в структуре хрупкой фазы, содержащей медь и церий [3]), но повышает длительную прочность примерно на 10-15%.

В работе [4] приведены результаты исследования влияния добавок титана, циркония и кадмия на механические свойства сплавов системы А1-Си-Мп. О влиянии титана уже говорилось выше. Добавка циркония также способствует измельчению структуры сплавов системы А1-Си-Мп, так как выделения интерметаллического соединения А132г, также как выделения АЬТл, являются центрами кристаллизации твердого раствора. Совместным введением в сплавы этой системы циркония и титана можно заметно повысить предел прочности (с 320 до 375 МПа) [4]. При растворении кадмия в алюминии наблюдается довольно сильное искажение кристаллической решетки из-за сравнительно большой разницы в атомных радиусах алюминия и кадмия (0,143 и 0,152 нм соответственно). Это способствует упрочнению сплавов. Добавки кадмия в сочетании с титаном и цирконием способствуют измельчению фазовых составляющих и увеличивают внутризеренную неоднородность твердого раствора. По мнению автора [4] это объясняется тем, что кадмий, как поверхностно активный элемент, понижает межфазное натяжение, что способствует образованию зародышей. Им же показано, что распад твердого раствора с малой добавкой кадмия протекает более интенсивно и полно, чем без него.

На базе системы А1-Си-Мп с малыми добавками титана и кадмия был разработан высокопрочный литейный алюминиевый сплав АМ4,5Кд (ВАЛЮ). При кристаллизации в нем образуются следующие фазы: ос, СиА12, Т(А112Мп2Си),

AI3TÍ. Предполагают [4], что кадмий, являясь поверхностно-активной добавкой, располагается в тонкой прослойке между зернами твердого раствора.

В ряде работ [4,6,7 и др. ] было исследовано влияние некоторых переходных металлов (Cr,Ni,Zr,Mo,V) на механические свойства АМ4,5Кд. Обобщая эти данные, можно сказать, что в определенных количествах (0,10,3%) эти добавки (кроме V - его упрочняющая роль не подтверждена) способствуют повышению прочности сплава. При увеличении их количества свыше установленных пределов прочность снижается [4,7].

В результате проведения всех этих исследований на основе системы Al-Cu-Mn-Ti-Cd с малыми добавками циркония (до 0,35%) был разработан высокопрочный и жаропрочный сплав В AJI 14 [4].

Литейный жаропрочный сплав AJI33 относится к системе Al-Cu-Mn-Ni. Для данной работы он интересен тем, что в нем присутствуют небольшие добавки церия (до 0,3%) и циркония (до 0,2%) [11]. Сплав характеризуется высокой жаропрочностью при 300°С (азо°юо=90Мпа), высокой герметичностью и прочностью при комнатной температуре (ав=260-280 Мпа; 8=1,5-3,0%). В литом состоянии сплав состоит из a-твердого раствора меди и марганца в алюминии, CuA12, T(Ali2Mn2Cu), CeAU, Tní(A16Cu3Ní), ZrAb. При наличии железа (выше 0,3%) образуются фазы AlCuFeMn и AbNiFe. Повышенное содержание кремния (более 0,3%) приводит к образованию фазы AlioMn2Si. Недостаток этого сплава (как и других известных Al-Cu сплавов) - невысокие литейные свойства [11].

Из литературы [3,4,18 ] известно, что переходные металлы способствуют уменьшению эффективного интервала кристаллизации литейных алюминиевых сплавов типа твердых растворов. За счет этого несколько улучшаются литейные свойства сплавов: снижается склонность к образованию горячих трещин в отливках, повышается их герметичность. Поэтому легирование сплавов типа АМ5, АМ4,5Кд, ВАЛ14 и других небольшими количествами переходных металлов способствует не только повышению прочности, но и улучшению литейных характеристик.

1.1.1.2. Литейные сплавы эвтектического типа на основе системы алюминий

кремний (силумины).

Основными достоинствами сплавов типа силумин являются высокая технологичность и коррозионная стойкость. Но их прочность при комнатной и повышенной температурах невысока [1, 2, 3 и др.].

Для повышения жаропрочности силуминов в их состав вводят медь.

В системе А1-8ьСи (рис 1.2) нет тройных соединений, а фазы (А1), Б^СиАЬ образуют тройную эвтектику с температурой плавления 525°С [10,13, 42-45 ].

*8 Ь ч \\

О I—*

5 ГО 15 го 25 30 35 Си, %

Рис 1.2. Диаграмма состояния АЬБьСи: а-поверхность первичной кристаллизации; б-солидус системы А1-8ьСи [13].

Хорошо известен сплав АЛ7-4, разработанный на базе этой системы. Он содержит избыточные фазы СиА12 и (Б1). Основная фаза-упрочнитель - СиА12 [2,10,13]. Этот сплав сочетает в себе высокие механические и хорошие литейные свойства в широком интервале температур (20°-250°С) [2]. Он может быть в достаточной степени упрочнен термической обработкой. При закалке создается пересыщенный твердый раствор меди и кремния в алюминии, а при последующем старении образуется гетерогенная структура твердого раствора, обеспечивающая сравнительно высокую прочность (у образцов,отлитых в песчаную форму и затем термообработанных ав=280 МПа) [3]. Также автор [3] отмечает, что с

повышением температуры сплавы типа силумин, содержащие медь (AJI7-4, AJI6, AJI5 и др.) разупрочняются намного медленнее, чем безмедистые силумины. У многокомпонентных силуминов жаропрочность может быть еще выше, однако и она значительно уступает жаропрочности сплавов на основе системы Al-Cu, рассмотренных выше.

В промышленности широко применяются силумины, легированные совместно медью и магнием. В их структуре могут присутствовать фазы: (Al), Si, CuA12, S(Al2CuMg), T(Al2CuMg4), p(Mg2Al3), M(Mg2Si), W(Al4CuMg5Si4) [2,3,10].

Промышленные медистые силумины по своему химическому составу лежат в области, где соотношение концентраций Mg:Si<l,73 [2,10 ].

На базе системы Al-Si-Cu-Mg был разработан сплав АК5М (AJI5). По данным автора [3] в его структуре можно наблюдать следующие фазы: (Al), Si, W(Al4CuMg5SÍ4), CuAl2 или Mg2Si (в зависимости от отношения количества меди и магния). В сплаве АЛ5 всегда присутствует железо [2,3,11]. Оно образует с алюминием и медью практически нерастворимую фазу N(Al7Cu2Fe), которая кристаллизуется в пластинчатой или чешуйчатой форме [3]. Основную роль в упрочнении при термической обработке играют фазы СиА12 и Mg2Si. Жаропрочность этого сплава зависит в основном от присутствия в структуре фаз Al7Cu2Fe и W(Al4CuMg5SÍ4) [2,3]. Сплав применяется для литья головок цилиндров двигателей воздушного охлаждения.

В работе [4] рассматривается влияние небольших добавок переходных металлов ( Mn,B,Ti,Zr,Cd) на структуру и свойства сплавов системы Al-Si-Cu-Mg. Оно сходно с описанным выше влиянием этих элементов на структуру и свойства алюминиево-медных сплавов. На основании этих исследований были разработаны сплавы В124 (Al-8-ll%Si-3-4%Cu-0,15-0,35%Mg-0,1-0,3%Ti-0,1-0,3%Мп-0,01-0,1%В) и B2616 (Al-6,5-8,5Si-2,5-3,5%Cu-0,15-0,4%Mg-0,05-0,25%Cd-0,1-0,3%Ti-0,002-0,01%B-0,05-0,025%Zr) [4]. Фазовый состав этих сплавов достаточно сложен. Влияние каждой из присутствующих в их структуре фаз на свойства рассматривается в работах [2-7]. Из таблицы 1.1 видно, что по

прочности при комнатной температуре и длительной прочности эти сплавы несколько превосходят АК5М.

Особые требования предъявляются к сплавам на основе системы А1-8ьСи, предназначенным для производства поршней двигателей внутреннего сгорания. Они должны обладать пониженным коэффициентом термического расширения, повышенной теплопроводностью, повышенной твердостью, стабильностью структуры, высокой плотностью (отсутствие газовых пор) и т.д. Иными словами, они должны обладать сочетанием высоких механических и литейных свойств.

В настоящее время для изготовления поршней мощных двигателей применяются специальные силумины АК12М2МгН (АЛ25), АК12ММгН (АЛЗО) и др. (в обзоре будет употребляться последнее обозначение марки сплава). Они отличаются достаточно сложным химическим составом (табл. 1.1).

Сплав АЛ25 в литом состоянии имеет следующий фазовый состав: А1, 81, а-(РеМп^^Мз, Ре№А19, п-РеМ&ЯШь 0-СиА12, (Си№)2А13, Си№А16, \У-О^МязАЬь Р-Ре81А15, М^281 [15]. Основные структурные составляющие -дендриты алюминиевого твердого раствора (А1) и эвтектика ((А1)+ 81). Колонии этой эвтектики имеют крупные размеры. Внури колоний наблюдаются зерна интерметаллидных эвтектик (Ре№А19+(А1); \¥+(А1); Си№А16+(А1)) с дифференцированной или вырожденной структурой. [11,15]. У сплава АЛ25 очень хорошие литейные свойства и жаропрочность по сравнению другими промышленными силуминами. Из него изготавливают поршни дизельных двигателей и двигателей внутреннего сгорания.

В работе [15] также подробно описан фазовый состав сплава АЛЗО в литом состоянии: А1, 81, ос-(РеМп)3812А115, Ре№А19, л>РеМ§з816А18, 0-СиА12, ]У^281, Р-Ре81А15, W-CuSi4Mg5Al4. Структура сплава АЛЗО незначительно отличается от структуры силумина АЛ25. У сплава АЛЗО механические свойства при комнатной температуре несколько выше, чем у АЛ25 (из-за большего ограничения по содержанию железа и меди), но меньше жаропрочность [15]. Сплав применяется при производстве отливок поршней различных типов.

B таблице 1.1. представлены механические свойства некоторых из описанных выше сплавов.

1.1.1.3. Литейные сплавы эвтектического типа на основе системы алюминий-

церий (церумины).

Особый интерес для данного исследования представляют жаропрочные литейные алюминиевые сплавы на базе системы А1-Се (с добавками). К сожалению, литературные сведения о них немногочисленны.

Сплавы АЦР-1 и АЦР1У имеют устойчивую многофазную структуру. Они относятся к сплавам эвтектического типа, поэтому обладают высокими литейными свойствами: не склонны к образованию горячих трещин и обладают высокой жидкотекучестью, что позволяет отливать из них тонкостенные детали сложной конфигурации. Наряду с этим, они обладают самой высокой среди алюминиевых литейных сплавов жаропрочностью [2,3,11].

Механические свойства при комнатной температуре: АЦР-1 - сгв=200МПа, а0,2=160 МПа, 8=1,5%, НВ=75 [3] АЦР1У - св=180-200 МПа, с0,2=150-160, 8=1%,НВ=70[11]

Механические свойства при повышенных температурах: АЦР-1 - а250юо=130Мпа, а300юо=80Мпа [3] АЦР1У - ст3001оо=100-1ЮМпа, а400юо=40Мпа [И] Литейные свойства:

АЦР-1 - Жидкотекучесть(прутковая проба)=360мм, не склонен к образованию горячих трещин [3]

АЦР1У - Жидкотекучесть(прутковая проба)=360мм, не склонен к образованию горячих трещин [11].

Линейная усадка сплавов составляет 1,2%.

Таблица 1.1

Состав и свойства некоторых известных промышленных жаропрочных литейных алюминиевых сплавов.

Марка сплава Состав сплава Вид термообработки Механические свойства в литом состоянии -300 100. МПа горяче-л ом кость (ПГ), мм литературный источник

МПа 8, % НВ

АЛ 19 А1-4,5-5,ЗСи-0,6-1 Мд-0,15-0,35П Т5 360 5 100 65 32 [3,4]

ВАЛЮ А1-4,5-5,1 Си-0,35-0,8Мп-0,15-0,ЗТЮ,07-,0,ЗСс1 Т6 500 4 90 100 27,5 [3,4]

АЛЗЗ А1-51-Мд-Ве-Т1 Т5 300 2,5 100 100 30 [11]

АЛ7-4 А1-6,5-7,551-3,5-4,5Си Т6 320 4,5 110 30-36 5 [3,4]

В124 А1-8-118ьЗ-4Си-0,15-0,35Мд-0,1-0,ЗТИ),01-0,1В-0,1-0,ЗМп Т6 420 2,5 120 35 5 [3,4]

В2616 6,5-8,581-0,15-0,4Мд-2,5-3,5Си-0,05-0,25Сс!-0,1-0, ЗТьО,002-0,01В- 0,05-0,025гг Т6 430 3 120 42,5 5 [3,4]

АЛ25 10-1ЗЭМ ,5-ЗСи-0,8-1 ,ЗМд-0,8-1 .ЗМ-0,3-0,6Мп-0,05-0,2ТЮ,8Ре-0,52п нагрев 200С, 1-2 часа 196-235 0,2-0,6 100-110 49 5 [3,4,11,15]

АЛЗО 11-1331-0,8-1,5Си-0,8-1 ,ЗМд-0,8-1 ,ЗМ1-0,2Мп-0,2Тн0,7Ре-0,22п - 196-235 0,3-0,6 85-90 44,1 5 [3,4,11,15]

АЦР1У - Т1 180-200 1 70 100-110 трещины не образуются [2,3,11]

Т5 -Т6-Т1 -

закалка и частичное старение

закалка и старение на максималиную твёрдость

нагрев при 250 С, 10-15 часов и охлаждение на воздухе

Сплавы применяют после термической обработки по режиму Т1: нагрев при 250°С, 10-15часов , охлаждение на воздухе. Используют для изготовления деталей, длительно работающих при 350-400°С.

1.1.2. Промышленные жаропрочные деформируемые алюминиевые сплавы.

Жаропрочные деформируемые сплавы относятся к системам А1-Си-М£-Мп, А1-Си-1л-Мп и А1-Си-М§-Ре-№ [2].

В состав алюминиевых жаропрочных сплавов входит много жаропрочных избыточных фаз. Большая часть из них практически нерастворимы в алюминии в твердом состоянии (напрмер, фазы с железом и никелем), поэтому их присутствие в деформируемых сплавах с точки зрения низкотемпературных механических свойств (в частности, пластичности и вязкости разрушения) как правило нежелательно. Исключение составляют деформируемые жаропрочные сплавы типа АК4—1, содержащие примерно по 1% железа и никеля, что обусловливает присутствие в их структуре значительного количества эвтектических частиц фазы А^БеМ.

В деформируемых сплавах в основном содержатся растворимые избыточные фазы 0(СиА12), 8(А12СиМ§),Т1(А12СиЫ) и др. Вероятно поэтому они заметно уступают литейным жаропрочным алюминиевым сплавам по уровню жаропрочности, хотя и превосходят по прочности и пластичности при комнатной температуре [2,17].

Сплавы Д16, Д19 и ВД17 (дуралюмины) разработаны на базе системы А1-Си-М^-Мп. Это самые распространенные промышленные деформируемые сплавы на основе алюминия. В сплаве Д16 отношение Си/М^=2,8, то есть его состав близок к составу сплавов квазибинарного сечения А1-8(А12СиМ£). Поэтому основной упрочняющей фазой в нем является соединение А12СиМ£, и в меньшей степени СиА12 [2].

Отношение Cu/Mg в сплаве Д19 составляет около 2, а в сплаве ВД17 —1,3, то есть они находятся в стороне от сечения AI-фаза S. Осносновной фазой упрочнителем в этих сплавах также является соединение AbCuMg. Во всех перечисленных сплавах присутствует небольшое количество марганцевой составляющей, малорастворимой в алюминии в твердом состоянии [2,16-18]. В таблице 1.2. приведены их механические свойства.

Наиболее перспективными жаропрочными сплавами в системе Al-Cu-Mg-Mn считают сплавы, расположенные на квазибинарном разрезе AI-фаза S или рядом с ним.

Сплавы типа Д16 - самые распространенные авиационные сплавы. Они используются для изготовления различных силовых элементов в конструкциях самолетов и могут работать при температурах до 200°С [2].

Особый интерес представляет жаропрочный сплав АК4-1. В нем в качестве легирующих элементов в значительном количестве содержатся железо, никель и кремний. Основные упрочняющие фазы при термообработке - S-фаза и ее метастабильные модификации. Железо и никель связываются в основном в тройную фазу с алюминием FeNiAlg: в зависимости от избытка железа или никеля против соотношения 1:1 могут образовываться соответственно фазы Qi2FeAl7 и А1бСиз№. Кремний с магнием образуют фазу Mg2Si. Присутствие фаз Ci^FeAb, А1бСиз№ и Mg2Si снижает механические свойства сплава. Температура солидуса сплава АК4-1 из-за низкого содержания меди (около 2%) довольно высока (545°С). Он способен сохранять высокую жаропрочность при 200°С при очень длительных выдержках (до 30000 часов). Для полуфабрикатов из сплава АК4-1 характерна равномерность свойств в разных направлениях и хорошая сопротивляемость циклическим нагрузкам [2,16,18].

Повышенной жаропрочностью обладают сплавы типа Д20 на основе системы Al-Cu-Mn, близкие по составу литейному сплаву АМ5. Сплавы этого типа имеют наиболее высокую жаропрочность по сравнению с другими

Таблица 1.2

Состав и свойства некоторых промышленных жаропрочных деформируемых алюминиевых

сплавов.

Сплав Химический состав ств, МПа ст0,2, МПа 8,% 200 100> МПа 300 а 100> МПа Лит.источник

Д16 4,3%Си; 1,5%Мд; 0,6%Мп; 0,1 %Л 392-421 245-294 17 240 - [2]

Д19 4,1 %Си; 2,0%Мд; 0,75%Мп 430 295 16 - - [2,11]

ВД17 2,9%Си; 2,2%Мд; 0,55%Мп; 0,1%Т| 430 - 16 380 170 [2]

АК4-1 2,2%Си; 1,6%Мд; 1,3%Ы1; 1,25%Ре; до 0,1%Т1 420-430 300-340 8-9 320 160 [2,8,11]

Д20 6,5%Си; 0,6%Мп; 0,15%Т'| 400-480 280-350 8-10 260 120 [2,11]

деформируемыми алюминиевыми сплавами, однако уступает своим литейным аналогам [2].

1.2. Легирование алюминиевых сплавов переходными металлами.

Как было показано в предыдущем разделе, в составе практически всех жаропрочных алюминиевых сплавов (как литейных, так и деформируемых) присутствуют переходные металлы. В связи с этим, важным является рассмотрение основных особенностей их влияния на структуру и свойства.

1.2.1. Особенности взаимодействия переходных металлов с алюминием.

Особенности атомного строения переходных металлов определяют многие их свойства и влияют на характер взаимодействия с алюминием. Так как переходные металлы являются основными легирующими элементами исследуемых в данной работе сплавов, этот вопрос следует осветить в обзоре. Термин "переходные металлы" будет употребляться в сокращенном виде - ПМ.

Для ПМ характерно наличие нескольких валентных электронов на пб — эрергетическом уровне, а ( п-1) (¿-уровень не заполнен электронами. ПМ есть в четвертом , пятом и шестом периодах периодической системы элементов, поэтому у них не заполнены соответственно Зс1, 4ё и 5<1- энергетические уровни.

В системах А1-ПМ обычно образуется несколько (до 9) промежуточных фаз [18]. По мере заполнения электронами <1-уровня и уменьшения атомного радиуса ПМ снижается температура нонвариантного трехфазного превращения в сплавах на основе А1.

Диаграммы состояния тех систем, в которых температура нонвариантного превращения выше температуры плавления А1 (660°С) - перитектического типа (А1-8с, А1-Т], А1-У,А1-Сг), а диаграммы состояния тех систем, в которых

температура нонвариантного превращения ниже температуры плавления А1 — эвтектического типа .

Таким образом, при определенном количестве (пять) электроновна Зс1-уровне переходного металла происходит изменение типа диаграммы состояния алюминия с переходным металлом [18].

При заполнении Зс1-уровня электронами, число промежуточных фаз, образуемых переходными металлами 4-го периода с А1 сначала увеличивается, а затем уменьшается. Максимальное количество промежуточных фаз с А1 образуют Сг,Мп,Ре (на 3с1 -уровне у них 5 электронов) [18,42-45 ].

В книге [18] отмечено, что с увеличением атомного номера ПМ (и уменьшением числа вакансий на ^оболочке) предельное (по концентрации А1) химическое соединение содержит все меньше алюминия на один атом ПМ. Для примера приводится ряд:

А138с, А13Д А1цУ, А17Сг, А16Мп, А13Ре , А^Сог, А13№, АЬСи, но Ре,8с и Т1 выпадают из закономерности.

Данная зависимость косвенно подтверждает обязательное участие Зс1-электронов в образовании связей между атомами ПМ и атомами алюминия.

Большое значение для понимания природы упрочнения сплавов А1-ПМ имеет вопрос о растворимости ПМ в А1. На рис. 1.3 показано изменение растворимости ПМ 4-го периода в твердом алюминии с ростом температуры. Максимальная растворимость этих ПМ зависит от электронного строения их атомов. У всех рассматриваемых ПМ с понижением температуры резко снижается их растворимость в алюминии.

Таким образом, твердые растворы ПМ в алюминии образующиеся при кристаллизации, при последующих нагревах должны распадаться. При этом , так как растворимость резко падает уже при высоких температурах, даже нагревы до 500°С должны сопровождаться распадом твердых растворов Мп,Сг,Т1 и даже Ре в алюминии [18-23 ].

Некоторые закономерности взаимодействия ПМ 5-го и 6-го периодов с алюминием также описаны в работе [18]. В данном обзоре они рассматриваются потому, что среди ПМ пятого периода находится важный легирующий компонент алюминиевых сплавов - цирконий.

Также, как и ПМ 4-го периода, ПМ 5-го и 6-го периодов при наличии на с1-уровне менее пяти электронов образуют с алюминием перитектические системы, а более пяти электронов- эвтектические (за исключением системы А1-У). Температуры нонвариантных превращений в системах А1-ПМ 5-го и 6-го периодов близки к температуре плавления алюминия.

ПМ 5-го и 6-го периодов с сильно недостроенными 4с1-и 5 с1-электронн ы м и оболочками (не более 5 электронов) имеют определенную растворимость в твердом алюминии (не менее 0,17%). У ПМ, имеющих на (¿-уровне 7 электронов, растворимость в алюминии практически отсутствует [18, 42-45].

/~е ¿/ /V/

000

500

|

<51

^ 400

300

1? * í —7> Сг ** Мп л

> т [ 1 Л 4 / г Р /

ч \ и } / /

11 [}

1

о 0,г о,* 0,б 0,# /,0 /,г

Рас/г7бг?/?г;/10сл?й /7М , %

/

Рис. 1.3. Изменение растворимости ПМ 4-го периода в твердом алюминии с

ростом температуры [18].

ПМ 5-го и 6-го периодов с сильно недостроенными 4с1-и 5с1-электронными оболочками (не более 5 электронов) имеют определенную растворимость в твердом алюминии (не менее 0,17%). У ПМ, имеющих на d-уровне 7 электронов, растворимость в алюминии практически отсутствует [18, 42-45].

Из анализа диаграмм состояния видно, что для всех d-переходных металлов характерны следующие особенности равновесного взаимодействия с алюминием:

- относительно низкая растворимость ПМ в твердом алюминии;

- как правило, резкое снижение растворимости ПМ в Al с понижением температуры;

- высокие температуры нонвариантных превращений.

Для основных легирующих компонентов алюминиевых сплавов ( Zn, Mg, Cu, Si), наоборот, характерны:

- резкое увеличение растворимости в жидком алюминии с увеличением

температуры;

- низкая температура нонвариантных превращений (в системе Al-Cu -548°С, в системе Al-Mg - 450°С, в системе Al-Zn - 382°С в системе Al-Si - 577°С);

- большой интервал кристаллизации твердых растворов;

наличие максимальной растворимости в твердом алюминии при тех

температурах, при которых в системах алюминий-ПМ растворимость очень

мала.

1.2.2. Влияние переходных металлов на структуру и свойства алюминиевых

сплавов.

Малые количества ПМ стали добавлять в деформируемые и литейные алюминиевые сплавы уже давно. В 1949г. были изучены тройные соединения, содержащие алюминий и переходные элементы (Cr,Mn,Fe,Co,Ni) [3].

Установлено, что элементы переходной группы способствуют увеличению сил межатомной связи с алюминием, устойчивости зон Гинье-Престона (ЗГП) метастабильных фаз, а также росту и коагуляции стабильных фаз. Все это увеличивает торможение движения дислокаций, что повышает жаропрочность сплавов [3]. Позднее были выявлены общие закономерности легирования алюминиевых сплавов переходными металлами.

Наиболее важными результатами влияния добавок переходных металлов на структуру слитков алюминиевых сплавов, по мнению автора [3] являются :

- резкое измельчение литого зерна от малых добавок некоторых ПМ, т.е. модифицирование структуры;

- образование при кристаллизации пересыщенных твёрдых растворов ПМ в алюминии.

Максимальное содержание ПМ в твердом растворе по мере увеличения скорости охлаждения при кристаллизации возрастает и при определённых скоростях охлаждения превышает предельную растворимость по диаграмме состояния. Надо добавить, что влияние ПМ на структуру и свойства алюминиевых сплавов проявляется в образовании при кристаллизации сложных фаз эвтектического происхождения, содержащих ПМ и положительно влияющих на жаропрочность (об этом уже говорилось раньше).

В книге [18] все ПМ условно разделены на три основных класса :

1.ПМ III и IV групп, имеющие 1— 2 электрона на (1-оболочке ( 8с, Л, Ъх и некоторые другие ПМ).

Все они —эффективные модификаторы структуры алюминиевых сплавов.

2. ПМ1У, V, VI и VII групп с электронными конфигурациями атомов 62 , <13 , с14 , <15 . Это самый большой класс ПМ (1х, V, Сг, Мп, Мо, \У и др.). Они образуют при кристаллизации достаточно устойчивые пересыщенные твёрдые растворы в алюминии. Продукты распада твёрдых растворов оказывают благоприятное воздействие на механические, коррозионные и другие свойства деформированных п/ф.

3 .ПМ VIII группы с электронными конфигурациями атомов йб , сГ7 , ё8 . Это Бе, №, Со и их аналоги в 5-м и 6-м периодах.

В результате анализа влияния различных групп ПМ на свойства алюминиевых сплавов автором [18] были сделаны выводы о рациональном легировании их переходными металлами.

Для повышения прочности и стойкости против коррозии следует вводить ПМ VI и VII групп (Мп, Сг и их аналоги). У них наиболее высокая растворимость в твёрдом алюминии.

ПМ IV и V групп (Тл, Zr, V и др.) имеют меньшую растворимость в алюминии, чем ПМ VI и VII групп. Они выделяются из пересыщенных твёрдых растворов в виде дисперсных интерметаллидов. Они также обуславливают измельчение зерна при кристаллизации. Всё это повышает прочность и улучшает антикоррозионные свойства.

Если легировать алюминиевые сплавы одновременно двумя ПМ из которых один образует с алюминием систему эвтектического типа (Мп,Бе), а другой —перитектического (Сг, V, 11, Ъх и др.), можно добиться оптимального комплекса свойств.

При обычных условиях литья, если количество ПМ превышает предельную растворимость, выделяются грубые, неравномерно распределённые кристаллы интерметаллических соединений. Это приводит к ухудшению механических свойств.

Известно, что повышение скорости кристаллизации сплавов, имеющих в составе первичные интерметаллиды, способствует их измельчению и более равномерному распределению.

Могут также образоваться пересыщенные твёрдые растворы.

Уже на стадии исследования литейных и деформируемых алюминиевых сплавов, легированных ПМ, стало ясно, что они весьма перспективны.

Особенно сплавы с высоким содержанием ПМ, имеющих большую аномальную растворимость в алюминии.

1.2.3.Особенности взаимодействия переходных металлов с алюминием в зависимости от скорости охлаждения.

В алюминиевых сплавах первичные кристаллы вторых фаз играют, как правило, отрицательную роль. Поэтому при традиционной технологии производства полуфабрикатов обычно ограничивают легирование концентрациями компонентов, которые еще не приводят к их образованию [1, 1824].

Использование высоких скоростей охлаждения при кристаллизации заметно расширяет возможности легирования:

-концентрация второго компонента, при которой образуются первичные кристаллы, значительно возрастает;

-присутствующие первичные кристаллы второй фазы резко измельчаются и перестают оказывать заметное отрицательное влияние на пластичность сплавов;

-первичные алюминиды меняют форму, в частности приобретают дендритное строение.

В работах авторов [19,20,22,23,34] все вышеперечисленные закономерности были подтверждены исследованиями сплавов систем А1-Сг, А1-7г,А1-Мо, А1-Т1, А1-№>, А1-Мп, полученных при разных скоростях охлаждения. Было доказано, что при увеличении скорости охлаждения происходит смещение эвтектической точки или точки начала перетектической реакции в сторону легирующего компонента. То есть расширяется область составов доэвтектических сплавов в эвтектических системах и область составов сплавов, не претерпевающих перитектического превращения, в перитектических системах. Схемы диаграмм метастабильного равновесия эвтектической и перитектической систем показаны на рис. 1.4:

rc

665 № 655 650

j*

L+0, / L+t 7 тг

* "S яш штт ¡■ш^М /"

1 1 f-AlgMn

D 1 г

4 5 5 7 Mnt%kCt

t;c

760

700

630

600

i / L + AljZr

-———

а / 660.S' ■

i <х+Л1 J ir

2r, %3ec.

a

Рис. 1.4. Схемы диаграмм метастабильного равновесия эвтектической системы А1-Мп (а) и перитектической системы Al-Zr (б) [34].

Некоторые переходные металлы не образуют аномально пересыщенных твердых растворов в алюминии даже при самых высоких скоростях охлаждения. К ним относятся ПМ восьмой группы (Fe,Ni,Со), редкоземельные металлы (La,Ce,Nd и др.), ряд легкоплавких металлов (Pb,Sn,Cd,In). Все они образуют с алюминием эвтектические системы с очень малой предельной растворимостью легирующих компонентов в алюминии и существенным различием температур плавления алюминия и эвтектики. При быстрой кристаллизации (до скоростей охлаждения 106°С ) в твердый раствор входит не более 0,1—0,3% легирующего компонента, то есть сплавы остаются гетерогенными с равномерным распределением дисперсных включений интерметаллидных фаз. В зависимости от скорости охлаждения при кристаллизации фазовый состав сплавов может меняться как это показано на примере фазово-структурной диаграммы сплавов системы Al-Fe (Рис. 1.5).

нг

Рис. 1.5. Схема фазово-структурной диаграммы сплавов системы Al-Fe [34].

Авторами [24,28,34] были подробно исследованы быстроохлажденные сплавы А1-РЗМ и установлены следующие закономерности:

1. Сплавы алюминия с редкоземельными металлами не склонны к образованию аномально пересыщенных твердых растворов (это объясняется большими различиями в строении атомов алюминия и РЗМ, что проявляется в очень малой растворимости РЗМ в алюминии при эвтектической температуре).

2. При высоких скоростях охлаждения в процессе кристаллизации сплавов алюминия с РЗМ расширяется область доэвтектических структур и диспергируются частицы входящих в структуру эвтектики интерметаллических фаз. Эти сплавы представляют собой алюминиевую матрицу и пластины интерметаллических соединений толщиной до ОДмкм, образующие структуру квазиэвтектики или ее колоний.

3. Закономерности изменения структуры сплавов алюминия с различными лантанидами очень схожи и количественные изменения структуры при переходе от одного элемента к другому сравнительно невелики.

Таким образом, все ПМ (включая РЗМ) по взаимодействию с алюминием можно разделить на две большие группы:

1.ПМ1, имеющие определенную растворимость в алюминии по равновесной

-5 /г

диаграмме состояния. При скоростях кристаллизации 10 —10 К/с они образуют аномально пересыщенные твердые растворы в алюминии — это Мп, Сг, Мо, V, №>,Та, Ъ, Zr, Щ Бс. Диаграммы состояния А1-ПМ1 имеют, как правило, перитектический тип (за исключением марганца и скандия).

2. ПМ2, имеющие ничтожную растворимость в твердом алюминии. Они практически не образуют с алюминием аномально пересыщенных твердых растворов — это Бе, Со, №, У, Ьа, Се, Рг, N(1 и др. лантаноиды. Все известные диаграммы состояния А1-ПМ2 имеют эвтектический тип.

1.3. Гранулируемые алюминиевые сплавы, легированные только ПМ.

1.3.1 .Принципы оптимизации состава и структуры быстрозакристаллизованных жаропрочных алюминиевых сплавов твердорастворного и эвтектического типов.

Алюминиевые сплавы, легированные только ПМ, предназначены для работы при комнатной и повышенной температурах. Их создание стало возможным благодаря использованию высоких скоростей охлаждения при кристаллизации. Главное условие высокой жаропрочности — стабильная гетерогенная структура, при которой включения упрочняющей фазы не взаимодействуют или очень мало взаимодействуют с матрицей при рабочей и повышенных температурах. Такая структура обеспечивает достаточно высокую прочность и при комнатной температуре, хорошую свариваемость, высокую коррозионную стойкость и др.

В работах [ 19-21,34], проводили анализ гранул тройных сплавов на основе систем А1-Мп-ПМ и А1-Сг-ПМ. Показано, что введение в двойной сплав дополнительно ПМ приводит к уменьшению дендритного параметра тройного сплава по сравнению с двойным.

При создании жаропрочных сплавов необходимо учитывать, что содержание ПМ не должно превышать границ аномальной растворимости для данной скорости кристаллизации. В случае повышения концентрации ПМ, в структуре появляются грубые неравномерно распределенные включения первичных интерметаллических фаз, что ведет к снижению механических свойств.

В результате проведенных исследований, за основу создания жаропрочных алюминиевых сплавов были взяты системы А1-Мп-Сг и А\-Сг-Ъг, в которых можно получить более высокую жаропрочность по сравнению с двойными сплавами.

В тройных сплавах суммарное содержание легирующих компонентов, входящих в твердый раствор, может быть выше, чем в двойных. При этом, чем выше температуры плавления легирующих элементов, тем выше жаропрочность сплава.

В тройных системах при распаде твердого раствора могут образовываться более сложные интерметаллидные фазы. Это дополнительно повышает жаропрочность.

Таким образом, при легировании твердого раствора переходными металлами первой группы:

— предпочтение отдается элементам с наиболее высокой температурой плавления;

— усложнение сплавов, то есть переход к четверным, пятерным и т.д. систе-мам открывает возможность дополнительного повышения жаропрочности;

— суммарное содержание ПМ не должно превышать концентрации, при которой выделяются первичные алюминиды (для данной скорости охлаждения). Оно увеличивается при переходе к более сложным сплавам;

— в процессе распада алюминиевого твердого раствора должны выделяться сложные интерметаллидные фазы.

При легировании алюминия малорастворимыми переходными металлами (ПМ2) быстрая кристаллизация идет в соответствии с метастабильной диаграммой состояния, что позволяет получать в заэвтектических сплавах эвтектическую или доэвтектическую структуру (Рис. 1.4). После переработки в деформированные полуфабрикаты структура сплавов представляет собой a-твердый раствор с равномерно распределенными по всему полю дисперсными частицами интерметаллидных фаз кристаллизационного происхождения.

При нагревах быстрозакристаллизованных сплавов происходят два процесса: 1) коагуляция дисперсных интерметаллидов эвтектического происхождения и 2) превращение метастабильных фаз в более равновесные. Например, структура двойных Al-Fe сплавов претерпевает изменения уже при нагревах выше 300°С. Для повышения их жаропрочности необходимо:

— вводить добавки, образующие сложные (тройные, четверные и т.д.) фазы (церий, никель и др.);

— легировать переходными металлами, которые входят при кристаллизации в твердый раствор и замедляют диффузию железа в алюминии (например, молибден);

— легировать компонентами, образующими аномально пересыщенный твердый раствор в алюминии и упрочняющими сплав при нагреве за счет образования вторичных фаз (например цирконий, который может существенно упрочнить сплав за счет выделений высокодисперсных частиц метастибильной (куб.) фазы ZrA13) [34].

В случае такого комплексного легирования при температурах переработки гранул некоторое разупрочнение из-за коагуляции эвтектических фаз компенсируется упрочнением в результате распада алюминиевого твердого раствора.

1.3.2. Свойства известных быстрозакристаллизованных жаропрочных

алюминиевых сплавов.

В результате исследования тройных и многокомпонентных сплавов, легированных растворимыми переходными металлами (ПМ1), были разработаны два новых конструкционных сплава 01435 (системы А1-Сг^г) и 01419 ( системы А1-Мп-Сг-2г-Т!-У) [33-35]. Они предназначены для работы при комнатной и повышенной температурах. Сплав 01435, независимо от содержания хрома и циркония, помимо алюминиевого твердого раствора содержит фазы СгАЬ и 2гАЬ (причем СгАЬ растворяет некоторое количество циркония). В структуре сплава 01419 содержится сложная Х-фаза с решеткой МпА16. По данным микрорентгеноспектрального анализа [34] в ее состав входят хром, титан и ванадий. Наличие этой фазы обусловливает повышенную устойчивость аномально пересыщенного твердого раствора, кристаллизующегося при высоких скоростях охлаждения. Чем выше температура плавления компонентов, входящих в состав Х-фазы (А16(Мп,Сг,Т1,У)), тем выше жаропрочность сплава.

На основании подробного изучения структуры и свойств гранулируемых алюминиевых сплавов, комплексно легированных нерастворимыми и растворимыми переходными металлами, на базе системы А1-Ре-Мо-Сг^г был разработан сплав 01489 [34]. В равновесии с алюминиевым твердым раствором отсутствуют тройные соединения на основе системы А1-Ре-Мо. Предполагается [34], что молибден растворяется в фазе РеА1з. Хром также входит в состав этой фазы, снижая скорость ее коагуляции при длительных высокотемпературных нагревах. Добавки циркония входят в твердый раствор и при нагреве выделяются в составе ZrAlз, дополнительно упрочняя сплав.

Сплав 01419 получают при скоростях кристаллизации

10 К/с. Его применяют

для изделий, длительно работающих при повышенных 300-400°С температурах. Например,в теплообменниках,трубопроводах, патрубках и т.д.

Сплав сочетает в себе высокую жаропрочность, достаточную прочность при комнатной и криогенных температурах, высокую пластичность, ударную вязкость и выносливость. По прочности при комнатной температуре он несколько уступает промышленному сплаву АК4-1, но сильно превосходит его по характеристикам жаропрочности. Сплав имеет высокую коррозионную стойкость.

Сплавы 01435и 01489 получают при скоростях охлаждения в процессе кристаллизации 105—106 К/с.

При этих условиях удается ввести большее количество тугоплавких переходных металлов, чем в сплав 01419. Это обеспечивает и более высокий уровень прочностных свойств полуфабрикатов. Но пластичность у этих сплавов ниже, чем у 01419.

Сплав 01435 хорошо сваривается и имеет высокую коррозионную стойкость.

Из сплавов 01435 и 01489 изготавливают опытные партии прессованных и катаных полуфабрикатов, которые опробуются в качестве корпусных деталей, теплообменников, трубопроводов,пусковых стоек и лопаток компрессора[34,35 ]. Механические свойства описанных выше сплавов представлены в таблице 1.3.

Таким образом, в нашей стране в основном разрабатывались гранулируемые алюминиевые сплавы, легированные переходными металлами первой группы (образующими аномально пересыщенные твердые растворы в алюминии). В таблице 1.4 представлены некоторые зарубежные быстроохлажденные алюминиевые сплавы [34,36].

Как видно из таблицы 1.4, за рубежом жаропрочные быстроохлажденные сплавы создавались путем гетерогенизации литой структуры, за счет легирования алюминия добавками железа (нерастворимыми в алюминии) в сочетании с элементами, замедляющими диффузию железа в алюминии (Сг,2г,Мо,Се,У,81).

Таблица 1.3.

Механические свойства известных гранулируемых алюминиевых сплавов [34,35].

Сплав Состав МПа МПа 5,% 350 <7100 5 МПа

01419 А1-1,8-2,2%Мп-0,8-1,2%Сг-0,4-0,8%2г-0,4-0,8%Ть0,4-0,8%У 360 300 14 45

01435 А1-2,5-3%Сг-2,7-3,2%гг 439458 413-430 8,9-10,1 45-55

01489 А1-7-10%Ре-0,8-1,5%Сг-0,8-1,5%гг-0,8-1,5%Мо 503570 463-550 6-7 45-55

1.4. Новые жаропрочные литейные алюминиевые сплавы эвтектического типа, легированные только переходными металлами.

Небольшие добавки ПМ присутствуют во многих известных литейных алюминиевых сплавах, описанных выше (п. 1.1.). Авторами [37,39-41] были исследованы литейные сплавы, легированные исключительно переходными металлами и обладающие повышенной жаропрочностью. Оптимальная структура достигается в сплавах типа А1-ПМ1-ПМ2 (ПМ1 и ПМ2 описаны в п.1.2.3) при условии, что ПМ1 и ПМ2 не образуют между собой фаз ( при требуемых концентрациях).

Подобная структура раньше достигалась только за счет использования методов быстрого охлаждения расплава (гранульная и порошковая металлургия). Но стоимость этих технологий весьма высока. Поэтому возникла потребность в разработке новых жаропрочных литейных сплавов. При их создании сочетались принципы легирования быстроохлажденных сплавов и принципы оптимизации состава и структуры высокопрочных литейных алюминиевых сплавов [37].

Состав и свойства гранулируемых сплавов, разработанных за рубежом

Таблица 1.4

фирма система сплавы технология изготовления механические свойства область применения

СТВ, МПа (Тог, МПа 6 , %

International Limited Al-Mn-Cr-Zr 3,5-5,5%Cr- 1,0-2,0%Zr- 0,8-2,0%Mn литье частичек со скоростью охлаждения 104 К/с->горячая деформация брикета->термообработка ппм т=зпп-5пп°г. 565-588 508-530 3-6 используется в качестве конструкционного жаропрочного материала

Alcoa Al-Fe-Ce CU78(8,3%Fe и 4,0%Ce) кристаллизация капель на медном вращающемся барабане-»горячее прессование 563 457 3-5 используется для изготовления штамповок

Pratt and Whitney Al-Fe-Mo AI-8%Fe-2%Mo литьё со скоростью охлаждения 104-106 К/с->экструзия при 1=290°С 518 414 - рассматриваются как перспективные для замены титановых сплавов

Лаборатории ВВС США Al-Fe-Ni-Co Al-Fe-Ni-Cu-Cr-Mg-Mo-Ti AI-2,5%Fe-5%Ni-3%Cu-0,6%Cr-0,6%Mg-0,6%Mo-0,6%Ti Литьё со скоростью 104-106 К/с->горячее прессование 500-520 400-420 10-11 может использоваться для длительной работы при комнатной и кратковременной работы при повышенной температурах

Allied Signal Al-Fe-V-Si FVS0812(AI-8,5%Fe- 1,3%V-1,7%Si); FVS1212(AI-12,4%Fe 1,15%V-2,3%Si); FVS0611 (AI-5,5%Fe-0,5%V-1,1%Si) методы порошковой металлургии с вакуумной дегазацией порошка-»горячее компактирование и прессование 462 414 12,9 рекомендуется для изготовления колёс самолёта; заклёпок и крепёжных деталей, работающих при повышенных температурах; двигателей внутреннего сгорания

Дельфтский технологический университет (Нидерланды) Al-Cr-Zr-Mn AI-5,25%Cr-1,75%Zr-1,7%Mn ; AI-3,7%Cr-1,2%Zr-1,0%Mn охлаждённые на подложке чешуйки прокатаны в листы при 350°С 565 486 508 448 3 5 для длительной работы при температуре до 400°С

<л

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Наумова, Евгения Александровна

выводы

1. Исследованы структура и механические свойства литейных сплавов системы Al-Ce-Ni в области концентраций до 16%Се и до 8%Ni. Показано, что кроме алюминиевого твердого раствора, содержащего менее 0,05% Се и Ni, в сплавах изученной области во всех состояниях присутствуют только равновесные фазы из двойных систем: AUCe и AI3NÍ, которые и в тройной системе имеют узкие области гомогенности.

2. Построен алюминиевый угол диаграммы состояния Al-Ce-Ni, в котором установлено наличие тройной эвтектической реакции L— (А1)+АЦСе +AI3NÍ при 12%Се, 5%Ni и 628°С. Суммарная объемная доля алюминидов в тройном эвтектическом сплаве составляет около 25 об.%, что значительно больше чем в двойных эвтектиках.

3. Тройная эвтектика при скоростях охлаждения, реализуемых в тонкостенных отливках (Vc=10K/c), имеет в литом состоянии тонкодифференцированную структуру (размер дендритных ветвей алюминидов 0,2-0.4 мкм, микротвердость до 150-160 МПа), близкую той, которая характерна для гранул алюминиевых сплавов с малорастворимыми переходными и редкоземельными металлами.

4. С использованием математической обработки полученных результатов показано, что прочностные свойства, в том числе и при повышенных температурах (350-400°С), в большей степени зависят от общего количества эвтектики и ее дисперсности, чем от суммарной объемной доли алюминидов. Наиболее высокой прочностью и жаропрочностью обладают сплавы вблизи точки тройной эвтектики, при этом по 100-часовой прочности при 350°С

-iGGони не уступают быстрозакристаллизованному (104 К/с) сплаву А1-8%Fe.

1 2

5. Исследовано влияние скорости охлаждения (от 10 до 10" К/с) при кристаллизации на структуру сплавов систем Al-Ce, Al-Ni, Al-Ce-Ni и Al-Si. При уменьшении скорости охлаждения при кристаллизации наблюдается огрубление эвтектических фаз, при этом тройная эвтектика (Al)+NiAl3+CeAl4 существенно дисперснее и тверже по сравнению с двойными эвтектиками (А1)+№А1з, (А1)+СеА14 и (Al)+(Si), что предполагает принципиальную возможность использования сплавов на основе системы Al-Ce-Ni для получения массивных отливок.

6. Изучено влияние термообработки в диапазоне до 600°С на структуру и механические свойства сплавов системы Al-Ce-Ni. При температурах ниже 400°С не выявлено никаких видимых изменений, следствием чего является нечувствительность низкотемпературных механических свойств к длительным нагревам. При более высоких температурах происходят процессы фрагментации, сфероидизации и коагуляции алюминидов. Оптимальное сочетание твердости, прочности и пластичности соответствует структуре с глобулярными включениями алюминидов с размером около 0.5 мкм, что отвечает прохождению фрагментации и сфероидизации, но без заметной коалесценции.

7. Определение горячеломкости сплавов системы Al-Ce-Ni показало, что сплавы вблизи точки тройной эвтектики, не уступают по данному показателю безмедистым силуминам, что позволяет получать из них качественные отливки, в частности при при литье в кокиль.

8. Исследована возможность использования добавок циркония, хрома марганца, меди, железа и кремния для повышения прочностных свойств, прежде всего при повышенных температурах, литейных алюминиевых сплавов, содержащих церий. Для получения многокомпонентных фаз эвтектического происхождения наиболее перспективны железо и, меньшей степени, кремний, а для легирования алюминиевой матрицы цирконий в количестве до 0.8% и, возможно, медь в количестве до 3%.Наилучшее сочетание механических свойств обеспечивает двухступенчатый нагрев по режиму 350°С, Зч + 450°С, Зч, поскольку в этом случае можно достигнуть, с одной стороны, максимального упрочнения за счет вторичных выделений метастабильной фазы А132г, а, с другой стороны, получить глобулярные включения эвтектических фаз при их минимальном размере.

9. Сравнение низко- и высокотемпературных механических свойств и литейных характеристик показало, что экспериментальные композиции А1-10%Се-1,5%Бе и А1-10%Се-1,5%Ре-1,5%№-3%Си-0,5%гг-0,3%81, А1-12%Се-5%№-0,5%гг по совокупности основных показателей превосходят известные жаропрочные литейные сплавы АМ5 (АЛ 19), АК12ММгН (АЛЗО) и АЦр1у. В качестве количественного критерия сравнительного анализа использована функция желательности.

10. Предложены рекомендации по оптимизации состава и структуры жаропрочных литейных алюминиевых сплавов нового поколения. Оптимальной представляется структура, в которой глобулярные сложнолегированные частицы эвтектических фаз с объемной долей 20-30 об.% и размером 0.2-0.4 мкм равномерно распределены в алюминиевой матрице, упрочненной термически стабильными вторичными алюминидами. Сделан прогноз, согласно которому в отливках сплавов нового поколения могут быть получены следующие механические свойства : при 20°С: ств=400-450 МПа, НВ=130-140, не снижаясь после длительных нагревов при 350-400°С ; при 350°С: <тв=150 МПа, аШо=60 МПа;

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Наумова, Евгения Александровна, 1999 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ.

1. БочварА.А. Металловедение.-М.: Металлургия, 1956, 495 с.

2. Захаров М.В. , Захаров A.M. Жаропрочные сплавы. - М. : Металлургия, 1972, 384 с.

3. КолобневИ.Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов . -М.: Металлургия, 1973, 320 с.

4. Строганов Г.Б. Высокопрочные литейные алюминиевые сплавы. - М .: Металлургия, 1985, 216 с.

5. Альтман М.Б. , Стромская Н.П. Повышение свойств стандартных алюминиевых сплавов. -М. : Металлургия, 1984, 128 с.

6. Альтман М.Б. Металлургия литейных алюминиевых сплавов. -М.: Металлургия, 1972, 152 с.

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

8. Металловедение алюминия и его сплавов Справ, изд. Беляев А.И., Бочвар О.С., Буйнов H.H. и др. - М.: Металлургия , 1983, 280 с.

9. Алюминий, свойства и физическое металловедение Справ, изд. Под ред. Дж.Е. Хэтча Пер. с англ. -М.: Металлургия, 1989, 324 с.

Ю.Гусев А.Ю. Исследование и разработка силуминов с различным сочетанием алюминиевых твердых растворов и эвтектических фаз. Дисс. канд. техн. наук., -М.: МИСиС, 1994, 235 с.

11 .Промышленные алюминиевые сплавы: Справ, изд. / Алиева С.Г., Альтман М.Б., Амбарцумян С.М. и др. - М. : Металлургия, 1984 , 528 с.

12.Коваленко JI.B., Строганов Г.Б., Фомин А.Т. Литье сплава АЛ19 в металлические формы. В кн. Алюминиевые сплавы: вып. 1. Литейные сплавы / Под ред. Фридляндера И.Н.- М: Оборонгиз, 1963, с. 177-182.

13.Металловедение алюминия и его сплавов: Справ.изд. / Под ред. Фридляндера И.Н.- М.: Металлургия, 1971, 352 с.

14.Применение алюминиевых сплавов: Справ, изд./ Альтман М.Б., Андреев Г.Н., Арбузов Ю.П. и др. -М.: Металлургия, 1985, 344 с.

15.Силумины. Атлас микроструктур и фрактограмм промышленных сплавов: Справ, изд. / Пригунова А.Г., Белов H.A., Таран Ю.Н. и др.- М.: МИСиС, 1996, 175 с.

16.Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов : Справ.изд./ Под ред. Елагина В.И., Ливанова В.А. -М.: Металлургия, 1984, 408 с.

17.Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1981, 416 е., с ил.

18.Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами,- М.: Металлургия, 1975, 247 с.

19.Федоров В.М. Легирование алюминиевых сплавов переходными металлами при высоких скоростях кристаллизации. Металловедение и технология легких сплавов, 1990, с. 39-48 и с. 181-186.

20. Добаткин В.И. О метастабильных равновесиях при кристаллизации сплавов. Известия АН СССР. Металлы, №6, 1982, с. 27-32.

21. Yearim R., Schlechtman D. The structure of rapidly solidified Al-Fe-Cr alloys. Met. Trans. №7, 1982, pp. 1891-1898.

22.Торопова Л.С. Пересыщенные твердые растворы некоторых переходных металлов в алюминии. Цветная металлургия. № 12, 1987, с. 17-19.

23.Федоров В.М. Некоторые особенности легирования алюминиевых сплавов переходными металлами в условиях метастабильной кристаллизации. Авиационная промышленность, 1990, №12, с. 42- 45.

24.Федоров B.M. Легирование гранулируемых алюминиевых сплавов редкоземельными металлами. Авиационная промышленность , 1990, №11, с.47- 49.

25. Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Гранулируемые алюминиевые сплавы с особыми физическими свойствами. Авиационная промышленность , 1990, №7, с. 55-57.

26.Федоров В.М. Основные принципы легирования при создании высокопрочных гранулируемых алюминиевых сплавов. Сборник ВИЛС. Металлургия гранул, №4, 1988.

27.Zedalis M.S., Fine М.Е. Presipitation and ostward ripening in dilute A1 Base-Zr-V alloys. Metallurgical transactions, Vol.l7A, №12, Des, 1986, pp. 2187-2198.

28.Добаткин В.И., Елагин В.И. Гранулированные алюминиевые сплавы.-М.: Металлургия, 1981.

29.Колпашников А.И., Ефремов А.В. Гранулированные материалы. -М.: Металлургия, 1977, 240 с.

30.Федоров В.М. Новые жаропрочные алюминиевые сплавы, легированные малорастворимыми переходными металлами. Технология легких сплавов, № 2, 1993, с. 67-81.

31.Lavernia E.J., Ayers J.D., Srivatsan T.S. Rapid Solidification processing with specific application to aluminium alloys // International Materials Reviews.

1992. V.37,P.l.

32.0uazaki K., Skinner D.J. Al-Fe-Zr alloys for high temperature applications produced by rapid quenching from the melt // Scr. Met. 1984. № 9. p.911.

33. Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Принципы легирования и области составов гранулируемых алюминиевых сплавов // Цветные металлы.

1993. № 6. с.33.

34. Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы,- М.: ВИЛС, 1995, 341 с.

35.Бондарев Б.И., Федоров В.М., Шмаков Ю.В., Попов Б.Е. Гранулируемые алюминиевые сплавы для изделий авиационной техники. Авиационная промышленность, 1990, №1, с. 49-51.

36.Федоров В.М., Лебедева Т.И. Гранулируемые и порошковые алюминиевые сплавы за рубежом. -М.: ВИЛС, 1984, 34 с.

37.Белов H.A. Оптимизация структуры и состава конструкционных литейных алюминиевых сплавов эвтектического типа. Дисс. ... докт. тех. наук, -М,

1994, 328с.

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

39.Лузгин Д.В. Исследование структуры и свойств литейных алюминиевых сплавов, легированных железом. Дисс. канд. техн. наук., -М.: МИСиС,

1995.

40.Белов H.A., Золоторевскй B.C., Лузгин Д.В. Жаропрочные алюминиевые сплавы, легированные железом , Изв.РАН.Металлы, 1994, № 3, с. 70-76.

41.Joung-Won К., Jackson A.F. Phases and orientation relationships in а rapidly solidified Al-6%Fe-6%Ni alloy // Scr. Met. 1986. № 5. p.777.

42. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. / Пер. с англ. - М.: Металлургия , 1979, 640 с.

43.Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов: Пер. с англ. / Под ред.И.И.Новикова, И.Л.Рогельберга, М. : Металлургия , 1979, 637 с.

44. Структуры двойных сплавов. Справ. Изд. /Шанк Ф. Пер. с англ.- М.: Металлургия, 1973, 760 с.

45.Эллиот Р.П. Структуры двойных сплавов: Пер. с англ. / Под ред.

И.И.Новикова и И.Л.Рогельберга, М.: Металлургия, 1970 , т.1- 448с., т.2 , 445с.

46-74. Диаграммы состояния металлических систем. -М.: ВИНИТИ, Вып. 1955-1995гг.

75.Phillips H.W.L. Annotated equilibrium diagrams of some aluminium alloys systems. L., 1959. № 25. 121p.

76.3аречнюк O.C., Герман H.B., Янсон Т.И., Рыхаль P.M., Муравьева А.А. Некоторые диаграммы состояния алюминия с переходными, редкоземельными металлами и кремнием. Фазовые равновесия в металлических сплавах. - М., 1981, с. 69-73.

77.Белов Н.А. Использование многокомпонентных диаграмм состояния для оптимизации структуры и состава высокопрочных литейных алюминиевых сплавов. Известия Вузов: Цветная металлургия. 1995, №1, с. 48-57.

78.Горецкий Г.П., Горев К.В. Исследование превращений в эвтектических сплавах системы Ni-Cr-Al. Весщ АН Беларусь Сер. Ф1з. -тэхн. Н. . -1995, №2, с. 7-14.

79.Belov N.A. Principles of Optimising the Structure of Creep-Resisting Casting Aluminium Alloys Using Transition Metals //Journal of Advanced Materials. 1994. №4, p.321.

80.Елагин В.И., Захаров B.B., Ростова Т.Д. Алюминиевые сплавы, легированные скандием // Металловедение и термическая обработка металлов. 1992. № 1, с. 24.

81.Соколовская Е.М., Казакова Е.Ф., Филиппова А.А., Фадеева В.И. и др. Фазовые диаграммы равновесных и быстрозакаленных сплавов Al-Fe-Ce. Известия АН СССР. Металлы. - 1988, № 2, с. 209-210.

82. Ayer R., Angers L.M., Mueller R.R., Scanlon J.C. and Klein C.F. Microstructural characterization of the dispersed phases in Al-Ce-Fe system. -№ 7, v. 19 A, 1988, pp.1645-1656.

83.Khaidar M., Allibert C.H., Driole J. Phase equilibria of Fe-Ni-Al system for A1 content above 50 at% and crystal structures of some ternary phases. Z. Metallkunde. 1982, 73, №7, pp. 433-438.

84.3аречнюк О.С., Янсон Т.И., Рыхаль P.M. Система Ce-Ni-Al в области 00,333 ат. доли церия // Изв. АН СССР. Металлы. 1983, № 4. с. 192. 85.Новиков И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов // М.: Наука, 1966, 300 с.

86.3олоторевский B.C. Механические свойства металлов,- М:металлургия.

1983. 352с.

87.Спасский А.Г. Основы литейного производства. М.:Металлургиздат, 1950, 318с.

88.Плавка и литье алюминиевых сплавов. Справ. изд./Альтман М.Б., Андреев А.Д., Балахонцев Г.А. и др. -М.: Металлургия, 1983, 430с.

89.Гоулстейн Д., Ньюбери Д., Эчлин П., Джой Д., Фиори Ч.,Лифшин Э. Растровая электронная микроскопия и рентгеновский микроанализ. В 2-х книгах - М.: Мир, 1984, 303с.

90.Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. - 3-е изд. -М.: Металлургия, 1976, 271с.

91.Приборы и методы физического металловедения. Выпуск 2.-М.: Мир, 1974, 363с.

92.Новиков И.И. Металлография. Лабораторный практикум. -М.: МИСиС,

1984, 190с.

93.3олоторевский B.C., Портной В.К. Механические свойства металлов. Лабораторный практикум. -М.: МИСиС, 1987, 143с.

94.Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1986, 480 с.

95.Долженков И.Е., Долженков И.И. Сфероидизация карбидов в стали.-М. Металлургия, 1984. - 142 с.

96.Баранов A.A. О начальных стадиях сфероидизации цементита в стали. Известия АН СССР, Металлы, 1969, 3. с.104-107.

- А Ч

97.Graham L.D., Kraft R.W. Coarsening of eutectic microstructures at elevated temperatures. Transactions of the metallurgical society of aime. №1, V.236,1966, pp. 1-136.

98.Kim Y-M. and Griffith W.M. Annealing Behavior and Tensile Properties of Elevated- Temperature PM Aluminum Alloys // ASTM STP 890, M.E.Fine and E.A.Starke, Jr.,Eds., American Society for Testing and Materials, Philadelfi, 1986, p.485.

99.Новик Ф.С. Математические методы планирования экспериментов в металловедении. Разд. IV,- М : МИСиС, 1971, 148 с.

100. Румшинский Л.З.Математическая обработка результатов эксперимента.-М: Наука, 1971,192с.

101. Боровиков В .П. Популярное введение в программу "Statistika".-M: Компьютер пресс, 1998, 265с.

102. Белов Н.А. Организация эксперимента. Часть II. Лабораторный практикум. -М.: МИСиС, 1998, 70с.

103. Золоторевский B.C. Микростроение и механические свойства литых алюминиевых сплавов. Дисс. докт. техн. наук, -М.: 1978, 430 с.

104. Park W.W., Kim Т.Н. Age hardening phenomena in rapidly solidified A1 alloys. ScriptaMETALLURGICA, Vol.22, №11, Nov., 1988, pp. 1709-1714.

105. Прохоровский В.Ю. Фазовые превращения в сплавах системы Al-Zr-Cr при кристаллизации, термической обработке и горячей деформации. Дисс. канд. техн. наук,- М.: МИСиС, 1979.

106. Прохоровский В.Ю., Алексеев А.А., Вайнблат Ю. М., Структура и свойства сплавов системы Al-Cr-Zr после кристаллизации, нагрева и горячей деформации, Технология легких сплавов, с. 9-14 , № 6, 1990.

107. Прохоровский В.Ю., Алексеев А.А., БерЛ.Б., Федоров В.М. Исследование распада твердого раствора в сплавах систем Al-Mn, А1-Сг, Al-Zr. Технология легких сплавов, № 2, 1990, с. 18-25.

108. Xiao Yude, Li Shongrui, Xie Yongan, Xu Yiheng. Микроструктура и распад быстрозатвердевшего сплава Al-Fe-Cr-Zr. /Trans. Nonferrous Metalls Soc. China.-1994 -4, №4, c.109-113.

109. Dahl W., Gruhl V., Burchard W.-G., Ibe G., Dumitrescu C. Solidification and presipitation in Al-Zr alloys. - Z. Metallkunde. 1977. Bd.68,13., p. 188-194.

110. Дриц M.E., Торопова JI.С., Быков Ю.Г. Распад пересыщенного твердого раствора в сплаве системы Al-Sc-Zr // в кн.: Металловедение, литье и обработка легких сплавов. - М.: ВИЛС, 1986, с.189.

111. Vigier G., Ortiz-Mendez U., Merle P., Thollet G., Fonquet F. Microstructural stability of rapidly quenched Al-Fe allous: influence of zirconium. Mater. Sci. and Eng. 98, 1988, pp. 191-195.

112. Белов H.A. Структура и упрочнение литейных сплавов системы алюминий-никель-цирконий , Металловедение и термическая обработка металлов, 1993, № 10. с 19-22.

113. M.Fass, D. Eliezer, Е. Aghion, F.H. Froes Hardening and phase stabiliti in rapidly solidified Al-Fe-Ce alloys. Journal of materials science 33, 1998, pp.833837.