Оптимизация фазового состава высокотехнологичных алюминиевых сплавов с композитной структурой на основе Ce- и Ca-содержащих эвтектик тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Хван, Александра Вячеславовна

• Хван, Александра Вячеславовна
• кандидат технических наук
• 2008

Оглавление диссертации кандидат технических наук Хван, Александра Вячеславовна

ВВЕДЕНИЕ.

1. Литературный обзор.

1.1. Сравнительная характеристика эвтектик в алюминиевых сплавах.

1.1.1. Характеристика эвтектики на основе системы Al-Si.

1.1.2. Характеристика эвтектики на основе системы Al-Cu.

1.1.3. Характеристика эвтектики на основе системы Al-Ni.

1.2. Церий в алюминиевых сплавах.

1.2.1. Диаграмма состояний А1-Се.

1.2.2 Характеристика эвтектики на основе системы А1-Се.

1.2.3 Диаграммы состояния с РЗМ.

1.2.4. Тройные диаграммы состояния А1-Се-Х. ( 1-2.4.1 ( Диаграмма состояния А1 -Се-Мп.

Г.2.4/2! ' Диаграмма состояний Al-Ce-Cu.

1.2.4.3. Диаграмма состояния Al-Ce-Mg.

1.2.4.4. Диаграмма состояния Al-Ce-Fe.

1.2.4.5. Диаграмма состояния Al-Ce-Si.

1.3 Са в алюминиевых сплавах.

1.1.1. Характеристика эвтектики на основе системы А1-Са.

1.1.2. Сплавы системы Al-Ca-Cu.

1.1.3. Сплавы системы Al-Ca-Zn.

1.1.4. Сплавы системы Al-Ca-Si.

2.1. Выводы к обзору литературы.

2. Методика исследования.

2.1. Объекты исследования, их получение и термообработка.

2.1.1. Приготовление литых образцов.

2.1.2. Приготовление листовых образцов.

2.1.3. Термическая обработка.

2.2. Определение литейных свойств.

2.2.1. Определение показателя горячесломкости.

2.3. Определение механических свойств.

2.3.1. Испытания на растяжения и изгиб.

2.3.2. Измерение твердости по Бринеллю.

2.3.3. Измерение твердости по Виккерсу.

2.3.4. Измерение микротвердости.

I 2.3.5. Методика определения длительной твердости.

2.4. Методика структурных исследований.

2.4.1. Световая микроскопия.

2.4.2. Растровая электронная микроскопия.

2.4.3. Просвечивающая электронная микроскопия.

2.4.4. Количественная металлография.

2.5. Рентгеноструктурный анализ.

2.6. Определение коррозионных свойств.

2.6.1. Определение общей и межкристаллитной коррозии.

2.6.2. Нанесение защитных ПЭО покрытий на образцы.

2.6.3. Испытания на износостойкость покрытий.

2.7. Определение физических свойств.

2.7.1. Термический анализ.

2.7.2. Измерение плотности.

2.7.3. Определение коэффициента термического расширения.

2.8. Количественный анализ фазового состава сплавов.

3. Фазовый состав и структура сплавов системы Al-Ce-Cu.

3.1. Система Al-Ce-Cu.

3.2. Влияние Fe и Si на структуру и фазовый состав сплавов системы Al-Ce-Cu.

Выводы по 3 -ей главе.

4. Свойства сплавов системы Al-Ce-Cu на базе эвтектики Al-AlsCeCu».

4.1. Механические и технологические свойства ЭКМ в виде отливок.

4.2. Механические и технологические свойства ЭКМ в виде тонколистовых полуфабрикатов.

4.3. Коррозионные свойства и защитные покрытия на эвтектических сплавах системы Al-Ce-Cu

4.4. Коэффициент термического расширения сплавов системы Al-Ce-Cu.

Выводы по 4 главе.

5. Структура и свойства сплавов с добавкой кальция.

5.1. Система Al-Ca-Cu.

5.2. Система Al-Ca-Si.

Выводы по 5 главе.

6. Оптимизация структуры и фазового состава промышленных силуминов.

6.1. Структура и фазовый состав промышленных силуминов.

6.2. Модифицирование сплавов системы Al-Si добавкой Мм.

Выводы по 6 главе.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Оптимизация фазового состава высокотехнологичных алюминиевых сплавов с композитной структурой на основе Ce- и Ca-содержащих эвтектик»

В настоящее время алюминиевые сплавы получили широкое применение благодаря хорошему комплексу механических, физических, коррозионных и технологических свойств[1]. Однако развитие техники требует материалов с еще более высоким уровнем различных характеристик, чем те, которые могут обеспечить промышленные сплавы. В связи с этим является актуальным создание такого подхода конструирования новых алюминиевых сплавоЪ, который бы позволил существенно улучшить свойства и при этом сохранил бы на приемлемом уровне их стоимость. Решить такую задачу без поиска новых перспективных систем легирования представляется маловероятным.

Из литературы известно, что наиболее оптимальное сочетание различных свойств (в том числе механических) можно получить в материалах со структурой композиционного материала (КМ) при высокой дисперсности упрочняющих фаз, а также их равномерном распределении [2]. В частности, для получения дисперсной морфологии кремниевой фазы промышленные силумины (их иногда называют естественными композитами) подвергают модифицированию [3]. Однако модифицирование позволяет только уменьшить размер частиц (например, размер (Si) с 5-10 до 2-3 мкм) [4,5], а их объемная доля меняется незначительно (потолок для силуминов около 11об.%) [6,7].

Для получения КМ с большей объемной долей используют, как правило, специальные технологии, которые предусматривают введение упрочнителя в твердом виде [8,9,10]. Примером является метод механического легирования, который позволяет реализовать структуру, состоящую из алюминиевой матрицы и равномерно распределенных в ней. дисперсных (<1 мкм) частиц (карбидов, нитридов, боридов, оксидов и т.д.) [9,11]. При использовании такого метода количество упрочнителя может достигать 30об.% и более, однако этот процесс слишком дорог для широкого применения (необходим процесс компактирования).

Известна также технология получения быстрозакристаллизованных алюминиевых сплавов с добавками переходных металлов (в том числе эвтектикобразующих: Fe, Ое, Ni, Со) , которая, как и механическое легирование, требует операции компактирования, но сами частицы получаются из расплава в процессе кристаллизации [8]. В результате можно получить структуру (КМ), состоящую из алюминиевой матрицы и равномерно распределенных в ней дисперсных алюминидов с объемной долей до 20-25%. Однако и эта технология (известная в мире как RS/PM) слишком дорогая для промышленного применения [12,13].

Ранее в исследованиях МИСиС было показано, что получение структуры КМ на алюминиевой основе с различными алюминидами (подобную той, которая характерная для технологии RS/PM) возможно с использованием простых технологических процессов

14,15,16,17]. Для этого требуется найти эвтектики, которые удовлетворяют следующим требованиям: 1) дисперсное строение в литом состоянии, 2) высокая объемная доля алюминида, 3) его способность к сфероидизации при отжиге без огрубления. Для нахождения таких эвтектик требуется анализ (в том числе и количественный) многокомпонентных фазовых диаграмм [18,19]с доступными эвтектикобразующими элементами. Среди последних наиболее перспективными представляются церий (в том числе в виде мишметалла-Мш) и кальций.

Выбор церия и кальция объясняется тем, что в системах на основе алюминия они образуют большое количество фаз (прежде всего, тройных) [19,20,21,22,23]. Кроме того, эти металлы достаточно широко используются в промышленности (в том числе в черной металлургии), т.е. являются доступными [20,21,22]. Вместе с тем, поиск Се- и Са-содержащих эвтектик по известным фазовым диаграммам существенно сдерживается отсутствием надежных сведений по ним. Даже по многим тройным системам имеются лишь несколько публикаций. При этом в них, как правило, приводятся только равновесия в твердом состоянии (без поверхностей ликвидуса, солидуса, нонвариантных реакций и т.д.), что явно недостаточно. Очень мало данных по микроструктуре Се-и Са-содержащих сплавов и ее трансформации в процессе термообработки, а без этого трудно оценить перспективность тех или иных композиций (сама диаграмма информации по микроструктуре не дает). Поэтому весьма актуально построение многокомпонентных фазовых диаграмм в области алюминиевого угла с участием Се и Са, а также детальное изучение микроструктуры эвтектических сплавов.

Цель работы

Главная цель данной работы состояла в изучении возможностей создания новой группы алюминиевых сплавов со струткрой КМ на основе Се- и Са-содержащих эвтектик (эвтектических композиционных материалов -ЭКМ), предназначенных для получения фасонных отливок и деформированных полуфабрикатов традиционными методами.

Для достижения этой цели были поставлены следующие задачи.

1. Построение фрагментов многокомпонентных Се- и Са-содержащих фазовых диаграмм! в области алюминиевого угла для выявления перспективных эвтектик, обладающих дисперсной структурой и высокой объемной долей второй фазы (алюминида).

2. Изучение комплекса механических и технологических свойств перспективных Се - и Са - содержащих ЭКМ в сравнении с известными алюминиевыми сплавами.

3. Количественный анализ многокомпонентных фазовых диаграмм в областях, соответствующих составам промышленных силуминов, с целью предложения рекомендаций по оптимизации составов марочных сплавов.

4. Оценка целесообразности разработки Се - и Са - содержащих литейных алюминиевых сплавов.

Научная новизна

1. Построены фрагменты многокомпонентных Се- и Са-содержащих фазовых диаграмм в области алюминиевого угла, включая идентификацию фаз, фазовых равновесий в твердом состоянии и реакций кристаллизации.

2. В системе Al-Ce-Cu обнаружена эвтектика (Al)+AlgCeCu4, которая при обычных условиях затвердевания (V^-IO1 К/с) характеризуется дисперсным строением, высокой объемной долей тройного соединения (~24 %) и его способностью к трансформации при нагреве в мелкие (1-2 мкм) глобулярные частицы. Эвтектика (Al)+AlsCeCu4 в наибольшей степени отвечает оптималыюй структуре ЭКМ.

3. На примере модельного эвтектического сплава А1-14%Си-7%Се показана возможность сочетания структуры ЭКМ (с высокой долей упрочняющих фаз) с высокими технологическими свойствами, как при литье тонкостенных фасонных отливок, так и при получении тонколистовых полуфабрикатов холодной прокаткой.

4. Показано, что при отжиге листового проката ЭКМ на основе эвтектики (Al)+AlgCeCu4 формируется ультрамелкозернистая структура (2-5 мкм), которая сохраняется при повышении температуры вплоть до 590 °С.

Практическая значимость работы

1. Предложены Се- и Са-содержащие модельные сплавы, перспективные для создания на их основе новых высокотехнологичных алюминиевых сплавов, обладающих структурой композиционного материала.

2. На основе количественного анализа многокомпонентных фазовых диаграмм (с использованием программы Thermo-Calc) в областях, соответствующих составам промышленных силуминов, предложены рекомендации по оптимизации составов марочных сплавов.

3. Показано, что термодинамическая база данных TTAL5 может быть использована для расчета фазового состава практически всех промышленных силуминов, в том числе и Ni-содержащих (поршневых).

4. Предложен и запатентован способ модифицирования эвтектики в промышленных силуминах малой добавкой мишметалла (№ заявки 2007105401/02(005859) получено положительное решение). Данный способ успешно прошел опытно-промышленное опробование в условиях предприятия ОАО «МОСОБЛПРОММОНТАЖ».

Благодарность. т Основная часть экспериментальных результатов, приведенных в данной работе, получена в рамках выполнения НИР по заданию Федерального агентства по образованию № 1.201306 (т. 3013055) ■г Часть экспериментальных результатов, приведенных в данной работе, получена в рамках выполнения гранта РФФИ № 05-03-08050 -г Часть работы выполнялась в рамках контракта с Alcoa Russia Inc. № 1250019

Часть работы выполнялась в рамках контракта с EADS Deutschland GmbH № V600151 v Автор выражает благодарность ОАО «МОСОБЛПРОМОНТАЖ» за помощь в проведении экспериментов в полупромышленных условиях, химического анализа сплавов, а также предоставлении образцов промышленных сплавов, "г Автор также выражает благодарность всем сотрудникам кафедры металловедения цветных металлов МИСиС за помощь и поддержку во вермя проведения данной работы.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

Поскольку в данной работе рассматриваются сплавы со струткрой КМ, необходимо рассмотреть основные признаки композиционных материалов.

Согласно литературным данным, композиционными называют материалы, состоящие из двух компонентов и более, объединенных различными способами в монолит и сохраняющими при этом индивидуальные особенности. Для композиционных материалев характерна чледующая совокупность признаков [10]: т состав, форма и распределение компонентов материала определены заранее; материалы состоят из двух компонентов и более различного химического состава, разделенных в материале границей;

•г свойства материала определяются каждым из его компонентов, содержание которых в материале достаточно большое; материал обладает свойствами, отличными от свойств компонентов, взятых в отдельности; материал однороден в макромасштабе и неоднороден в микромасштабе; v материал не встречается в природе, а является созданием человека.

Компоненты композиционного материала различны по геометрическому признаку. Компонент, который обладает непрерывностью по всему объему, является матрицей. Компонент же прерывный, разделенный в объеме композиционного материала, считается армирующим или упрочняющим [10].

Армирующие или упрочняющие компоненты равномерны распределены в матрице. Они как правило, обладают высокой прочностью, твердостью и модулем упругости и по этим показателям значительно превосходят матрицу[10].

В соответствии с известными в литературе классификациями, рассматриваемые в данной работе материалы по геометрии наполнителя относятся к нульмерным наполнителям, размеры которых в трех измерениях имеют один и тот же порядок. По схеме расположения наполнителя, данные матреиалы относятся к материалам, с трехосным (объемным) расположением армирующего наполнителя и отсутствием преимущественного направления в его распределении. По природе компонентов экспериментальные сплавы относятся к композиционным материалам, содержащим компонент из металлов или сплавов. Композиционные материалы с нуль-мерным наполнителем на металлической основе упрочняются равномерно распределенными дисперсными частицами различной зернистости: микроскопические с диаметром частицы d=0,01-0,1 мкм 4 мелкие с диаметром чатицы d=l -50мкм [10].

Среди алюминиевых композиционных материалов промышленное применение нашли материалы на основе алюминия, упрочненные частицами AI2O3. Их получают методами порошковой металлургии: прессованием алюминиевой пудры с последующим спеканием (САП). Частицы пудры имеют форму чашуек толщиной — 1мкм. В таблице 1.1 приведены механические свойства САП при 20 °С[10].

Таблица 1.1— механические свойства САП при 20 °С [10]. марка Содержание А1203, % ав, МПа ст0>2, МПа 8,% Е, ГПа

САП-10 6-8 300 200 7-9 67

САП-2 9-12 320 230 4 71

САП-3 13-17 400 340 3 76

Д20 - 420 300 11 69

Примущества САП проявляются при температурах выше 300 °С, при которых алюминиевые сплавы разупрочняются. Кислород пе растворяется в алюминии, и диффузионное взаимодействие между чатсицами AI2O3 через алюминиевую матрицу не происходит. При 500 °С деформируемые сплавы Д19 Д20 имеют прочность 1-5МПа [10]. В то время как, прочность САП-1 ств=80 МПа, САП-2 ав=90 МПа, САП-3 ств=120 МПа. Физические свойства САП -электропроводность, теплопроводность КТР - связаны линейной зависимостью с содержанием AI2O3 и их значения уменьшаются по мере его повышения [10].

В качестве металлических КМ используют также сплавы эвтектического или близкого к эвтектическому составу, в которых упрочняющей фазой выступают ориентированные кристаллы, образующиеся в процессе направленной кристаллизации. В отличае" от обычных КМ, получаемых путем последовательного выполнения нескольких трудоемких операций, эвтектические КМ получают за одну операцию. Это существенное примущество эвтектических композиций по сравнению с другими технологиями получения КМ. Среди алюмииевых сплавов в качестве эвтектичесикх КМ используют следующие композиции: А1- A^Ni, AI-AI2CU и Al-Si. Ниже рассмотрены структура и свойства сплавов данных эвтетктических систем.

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Хван, Александра Вячеславовна

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

6. Методами металлографического, термического, микрорентгеноспектрального .и рентгеноструктуриого анализов построены фрагменты многокомпонентных Се- и Са-содержащих фазовых диаграмм в области алюминиевого угла, включая идентификацию фаз и реакций кристаллизации. На базе построенных диаграмм выбраны перспективные области составов для создания новой группы алюминиевых сплавов эвтектического типа с композитной структурой (эвтектических композиционных материалов -ЭКМ).

7. Установлены параметры нонвариантной эвтектической реакции L—>(Al)+AlsCeCu4 на квазибинарном разрезе системы Al-Ce-Cu (610 °С, 14 %Си и 7 %Се). Данная эвтектика при обычных условиях затвердевания (У0Хл~Ю1 К/с) характеризуется дисперсным строением и высокой объемной долей тройного соединения- (~24 %). Это соединение способно к фрагментации и сфероидизации в процессе нагрева (начиная с ~500 °С), при этом частицы не склонны к укрупнению более 1-2 мкм даже при 590 °С. Эвтектика (Al)+AlgCeCu4 в наибольшей мере отвечает оптимальной структуре ЭКМ по сравнению с известными двухфазными эвтектиками на алюминиевой основе.

8. Изучено влияние примесей железа и кремния на структуру и фазовый состав эвтектики (Al)+AlgCeCu4. Установлено, что добавка Si приводит к сильному огрублению структуры, что связано, с образованием фазы X, кристаллы которой обладают игольчатой морфологией. Это отрицательно сказывается на механических свойствах. Добавка Fe может приводить к образованию соединения A^C^Fe, обладающего игольчатой морфологией. Однако с другой стороны, железо может в значительном количестве растворяться в соединении А^СеСщ, мало сказываясь на морфологии эвтектики.

9. Сплавы вблизи квазибинарного разреза Al-AlgCeCu^ (Cu:Ce~2) характеризуются сочетанием композитной структуры и высоких литейных свойств, что обусловлено узким интервалом кристаллизации. Однако из-за низкой концентрации меди в (Al) (-2%) они не позволяют получить эффект упрочнения за счет термообработки типа Т6. Такие сплавы (в том числе и чисто эвтектический А1-14%Си-7%Се) в отожженном состоянии обладают хорошей технологичностью при холодной прокатке (вплоть до 200 мкм), несмотря на высокую объемную долю второй фазы, При отжиге листового проката (начиная с ~200 °С) формируется ультрамелкозернистая структура (2-5 мкм), что приводит к резкому повышению пластичности и снижению прочности. Повышение температуры вплоть до 590 °С мало отражается на размере зерна, что обусловлено стабильностью частиц А^СеСщ.

5. Сочетание структуры композитного типа с эффектом упрочнения, соизмеримым .с классическими сплавами типа АМ5, можно реализовать при концентрациях меди и церия вблизи фазовой границы (А1)+А1гСи и (АО+А^СеСщ+АЬСи (Си:Се>2). Однако окончание затвердевания таких сплавов при -545 °С (по эвтектической реакции (А^+А^СеСщ+АЬСи) обуславливает широкий интервал кристаллизации и, как следствие, низкие литейные свойства (особенно горячеломкость). Составы такого, типа рекомендуются в качестве основы для разработки новых деформируемых сплавов с повышенной жаропрочностью (взамен промышленных типа 1201 и АК4-1).

6. Показано, что в системе Al-Ca-Cu имеются термически упрочняемые сплавы эвтектического типа вблизи фазовой границы (Al)+AbCu и (А1)+А18СаСщ+А12Си. Однако эвтектика (А1)+ А^СаСщ более грубая по сравнению Се-содержащей, но более дисперсная по сравнению с силуминами.

7. По совокупности экспериментальных и расчетных данных показано, что сплавы системы Al-Са с добавкой Si являются перспективными для разработки новых литейных сплавов.

8. С использованием программы Thermo-Calc проведен количественный анализ фазового состава промышленных силуминов (АК12, АК12пч, АК12М2, АК7, АК5Мч, АК8М, АК7М2Мг, АК9М2, АК12ММгН и АК18), выпускаемых ОАО «МОСОБЛПРОММОНТАЖ». Этот анализ показал, что фазовый состав данных сплавов может быть различным в пределах одной марки, что является основанием для корректировки концентрации легирующих компонентом и примесей (в частности, по сравнению с ГОСТ 1583-93). Результаты расчета хорошо согласуются с экспериментальными данными, что позволяет использовать данную? программу (база данных TTAL5) и для количественного анализа фазового состава силуминов других марок.

9. Изучено влияние добавок церия и мишметалла на структуру и механические свойства промышленных силуминов АК12пч и АК8М. Установлено, что введение в расплав около 0,2% Mm позволяет существенно измельчить алюминиево-кремниевую эвтектику, что приводит к существенному росту пластичности (в 2-4 раза). Предположительно это связано с образованием тройной эвтектики (Al)+(Si)+X. При этом мишметалл в отличие от стронция не приводит к образованию газовой пористости.

10. Показано, что силумины даже с модифицированной эвтектикой не подходят в качестве основы ЭКМ, поскольку средний размер кремниевых включений превышает 5 мкм, а их объемная доля не может больше 11%.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Хван, Александра Вячеславовна, 2008 год

1. Polmear IJ. Light Metals: From Traditional Alloys to Nanocrystals, 4th edition. Elsevier, 2006,421 p.

2. Michael V. Glazoff, Frederic Barlat, Hasso Weiland, «Continuum physics of phase and defect microstructures: bridging the gap between physical metallurgy and plasticity of aluminum alloys», International Journal of Plasticity 20 (2004) 363^102

3. Боом E.M. Природа модифицирования сплавов типа силумин. М.: Металлургия. 1972,69с.

4. J.Y. Chang, G.H. Kim, I.G. Moon, C.S. Choi, «Effect of Nd on primary silicon and eutectic silicon in hypereutectic Al-Si alloy», Scripta Mater. 39 (1998) 307-314.

5. Y.G. Zhao, Q.D. Qin, W. Zhou, Y.H. Liang, Letter, «Microstructure of the Ce-modified in situ Mg2Si/Al-Si-Cu composite», Journal of Alloys and Compounds 389 (2005) L1-L4.

6. А.Г. Пригунова, H.A. Белов, Ю.Н.Таран, B.C. Золоторевский и др. Силумины. Атлас микроструктур и фрактограмм промышленных сплавов: справ. Изд., М.,МИСиС, 1996. -с 175с.

7. L. Backerud, G. Chai, J. Tamminen. «Solidification Characteristics of Aluminum Alloys». Vol. 2: Foundry Alloys, Des Plaines: AFS/SkanAluminium, 1990

8. Аксенов А.А. «Металлические KM, получаемые жидкофазными методами», Изв. ВУЗов. Цветная металлургия, № 2, 1996, с. 34-46.

9. H.Y. Wang, Q.C. Jiang, Y.Q. Zhao; F. Zhao, B.X. Ma, Y. Wang, «Fabrication of TiB2 and TiB2-TiC particulates reinforced magnesium matrix composites», Mater. ScL Eng. A372 (2004) 109-114.

10. Г.П. Фетисов, М.Г. Карпман, B.M. Матюнин и др. Материаловедение и технология металлов. — М.: Высшая школа. 2001 — 638с.

11. Добаткин В.И., Елагин В.И. Гранулируемые алюминиевые сплавы (Достижения современного металловедения). М., « Металлургия», 1981, 176с.

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

13. Belov N.A., Zolotorevskii V.S. «Prospects for new aluminium alloys based on multiphase eutectics», Journal of Advanced materials, 2001, vol.5, no 3, pp. 1-8.

14. N.A.Belov, E.A. Naumova, and D.G Eskin: Mater. Sci. Eng. A Vol./issue 271/1 (1999), p.134.

15. Мартин Д., Дохерти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем (Перевод с англ.)- М.: Атомэнергоиздат, 1978, 280 с.

16. Эллиот Р. Управление эвтектическим затвердиванием. Пер. с англ. /Под ред. Швиндлермана JI.C. М.-.Металлургия, 1987.352с.

17. N.A. Belov, А.А. Aksenov, and D.G. Eskin: Iron in Aluminum Alloys: impurity and alloyingelement, Fransis and Tailor, 2002, 360 p.

18. Belov, N.A., Aksenov A.A., and Eskin, D.G. «Multicomponent Phase Diagrams: Applications for Commercial Aluminum Alloys», Elsevier, 2005, 414 pp.

19. Ильенко B.M. Сверхпластичность эвтектических сплавов на основе системы алюминий-кальций и разработка материалов для сверхпластической формовки, дис. канд. тех. наук -М., 1985г.

20. М.В. Захаров, A.M. Захаров Жаропрочные сплавы. М., Металлургия, 1972г. 384с.

21. Промышленные алюминиевые сплавы: Справ. Изд./ Алиева С.Г., Альтман М.Б., Амбарцумян С.М. и др. М.: металлургия 1984, 528с.

22. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов: пре. с англ. — М.: Металлургия, 1979.

23. Колобнев И.Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов. М.: Металлургия 1973, 320с.

24. Г.Б. Строганов В.А. Ротенберг, Г.Б. Гершман Сплавы алюминия с кремнием М.; Металлургия, 1977,272 с.

25. Scheil Е. Geiss.Techn. Wiss.,1959, Bd 24S. рр1313-1316

26. Hellawell A. Progress in Material Science, 1970, v 15, parti, p 1-78.

27. Steen H.A.H, Hellawell A. Acta Metallurgies 1972, v.20, pp363-370

28. Бочвар А.А. Жадаева O.C. Изв. АН СССР. ОТН, 1944, №4-5 с.209-299.

29. Hengcheng Liao, Min Zhang, Qichang Wu, Huipin Wang and Guoxiong Sun Refinement of eutectic grains by combined addition of strontium and boron in near-eutectic Al-Si alloys Scripta Materialia 57 (2007) 1121-1124

30. J. Grobner, D. Mirkovic, R. Schmid-Fetzer Thermodinamic Aspects of the constitution, grain refining and solidification enthalpies of Al-Ce-Si alloys. Metallurgical and materials transactions A; volume 35A November 2004

31. Модифицирование силуминов стронцием/ Под ред. К.В.Горева- Минск, Наука и техника, 1985,143 с.

32. Металлические примеси в алюминиевых сплавов/ А.В. Курдюмов, С.В.Инкин, B.C. Чулков, Г.Г. Шадрин. М., Металлургия, 1988, 143 с.

33. A. Hellawell, «The Growth and Structure of Eutectics with Silicon and Germanium» Prog. Mater. Sci. 15 (1970) 1-12.

34. Золоторевский B.C., Белов H.A. Металловедение литейных алюминиевых сплавов. — М.: МИСиС, 2005.-376с.

35. Применение алюминиевых сплавов /Справ.изд./ Альтман М.Б., Арбузов ГО.П. и др./. М., Металлургия, 1985. 344 с.

36. Keiyu Nakagawa, Teruto Kanadani, Kenich Nakayama and Akira Sakakibara, «Effects of a Small Addition of Cu or Ge on the Microstructure and Mechanical property of an Al-Si alloy», Materials Science Forum Vols. 519-521 (2006) pp 425-430

37. Захаров A.M. Промышленные сплавы цветных металлов. Фазовый состав и структурные составляющие. М., Металлургия, 1980, 256 с.

38. Золоторевский B.C., Белов Н.А., Курдюмова Т.А. «Оптимизация структуры вторичных силуминов с целью повышения их пластичности и вязкости разрушения», Изв.вузов.Цв.мет., 1989, N1, С.76-88'.

39. Belov, N.A., Gusev, A.Yu., and Eskin, D.G. «Evaluation of Five-Component Phase Diagrams for the Analysis of Phase Composition in Al-Si Alloys», Z. Metallkde., 1998, vol. 89, no. 9, pp. 618-622.

40. Белов H.A., Изв.вузов. «Метод изображения и анализа диаграмм состояния пятикомпонентных систем применительно к силуминам» Изв.вузов. Цв.мет., 1998, N6, С.32-40

41. М.А. Munoz Morris, I. Gutierrez-Urrutia, D.G. Morris, «The effect of geometrically-necessary dislocations on grain refinement during severe plastic deformation and subsequent annealing of Al-7%Si», Materials Science & Engineering A (2007)

42. Gutierrez-Urrutia, M.A. Munoz-Morris, D.G. Morris, «Contribution of microstructural parameters to strengthening in an ultrafine-grained Al-7% Si alloy processed by severe deformation», ActaMater.55 (2007) 1319-1330.

43. Z. Zhang, B.Q. Han, Y. Zhou, E.J. Lavemia, «Elevated Temperature Mechanical Behavior of Bulk Nanostructured Al 5083-A185Nil0La5 Composite», Materials Science & Engineering A (2007)

44. Y. Iwahashi, Z. Horita, M. Nemoto, T.G. Langdon, «Factors influencing the equilibrium grain size in equal-channel angular pressing: role of Mg additions to aluminum», Metall. Mater. Trans. A 29 (1998) 2503-2510

45. D.G. Morris, MA. Munoz-Morris, «Microstructure of Severely Deformed Al-3mg and Its Evolution During Annealing», Acta Mater. 50 (2002) 4047-4060

46. S. Lee, A. Utsunomiya, H. Akamatsu, K. Neishi, M. Furukawa, Z. Horita, T.G. Langdon, «Influence of Scandium and Zirconium on Grain Stability and Superplastic Ductilities in Ultrafine-Grained Al-Mg Alloys». Acta Mater. 50 (2002) 553-564 *

47. S. Komura, Z. Horita, M. Furukawa, M. Nemoto, T.G. Langdon, «Evaluation of the Flow Behavior during High Strain Rate Superplasticity in an Al-Mg-Sc Alloy», Metall. Mater. Trans.A 32 (2001)707-716

48. P.J. Apps, J.R. Bowen, P.B. Pragnell, «The Effect of Coarse Second-Phase Particles on the Rate of Grain Refinement During Severe Deformation Processing», Acta Mater. 51 (2003) 2811-2822

49. F. J. Humphreys, «Local lattice rotations at second phase particles in deformed metals», Acta Metallurgica. 27,(1979) 1801-1814

50. C. Xu, M. Furukawa, Z. Horita, T.G. Langdon, «Using ECAP to achieve grain refinement, precipitate fragmentation and high strain rate superplasticity in a spray-cast aluminum alloy», Acta Mater. 51 (2003) 6139-6149

51. C. Xu, M. Furukawa, Z. Horita, T.G. Langdon, «Influence of ECAP on precipitate distributions in a spray-cast aluminum alloy», Acta Mater. 53 (2005) 749-758

52. I. Gutierrez-Urrutia, M.A. Munoz-Morris, D.G. Morris, «The effect of coarse second-phase particles and fine precipitates on microstructure refinement and mechanical properties of severely deformed Al alloy», Mater. Sci. Eng.A394 (2005)399-410.

53. K. Oh-ishi, Z. Horita, D.J. Smith, T.G. Langdon, «Grain Boundary Structure in Al-Mg and Al-Mg-Sc Alloys after Equal-Channel Angular Pressing», J. Mater. Res. 16 (2001) 583-589

54. Y. Li and T. G. Langdon, «А unified interpretation of threshold stresses in the creep and high strain rate superplasticity of metal matrix composites», Acta Materialia Vol. 47, Issue 12, 29 September 1999,3395-3403pp

55. I. Sabirov, O. Kolednik, R.Z. Valiev, R. Pippan, «Equal channel angular pressing of metal matrix composites: Effect on particle distribution and fracture toughness», Acta Mater. 53 (2005) 4919-4930

56. Gutierrez-Urrutia, M.A. Munoz-Morris, D.G. Morris, «Effect of equal channel angular pressing on strength and ductility of Al-TiAl composites», Mater. Sci. Eng., A396 (2005) 310.

57. Gutierrez-Urrutia, M.A. Munoz-Morris, I. Puertas, C. Luis, D.G. Morris, «Influence of processing temperature and die angle on the grain microstructure produced by severe deformation of an Al-7% Si alloy», Mater. Sci. Eng. A, submitted (2007)

58. P. Szczygiel, H.J. Roven, O. Reiso, «Post-ECAP Annealing of Al-Si Alloys», Materials Science & Engineering A (2007)

59. P.S. Bate , F.J. Humphreys, N. Ridley, B. Zhang, «Microstructure and texture evolution in the tension of superplastic Al-6Cu-0.4Zr», Acta Materialia 53 (2005) 3059-3069

60. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: в З-ч т.:Т1 / Под общ. ред. H.JI. Лякишева. М.: Машиностроение, 1996. - 992с.

61. R. Mathiesen, L. Arnberg, «Х-ray radiography observations of columnar dentritic growth and constitutional undercooling in an Al-30wt Cu% alloy», Acta Materialia 53, 2005, 947-956pp.

62. Yoshimi Watanabe , Shin Oike, «Formation mechanism of graded composition in Al-A12Cu functionally graded materials fabricated by a centrifugal in situ method», Acta Materialia, 2005, vol. 53, pp 1631-1641

63. Диаграмм состояния на основе алюминия и магния: Справочник / М.Е. Дриц, Н.Р. Бочвар, Э.С. Каданер и др. М.: Наука, 1977.

64. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. М., Металлургиздат 1962г.

65. J. Y Uan, Т. S Lui,. L. Н Chen, «Superplasticity-like behavior of Al-A^Ni eutectic alloy» Mater. Chem. Phys., 1996, 43, 278.

66. J. Y.Uan, L. H. Chen and T. S. Lui, «On the extrusion microstructural evolution of Al-AbNi in situ composite», Acta mater. 49 (2001) 313-320

67. J.Y.Uan, T.S.Lui, L.H.Chen, «Microstructural evolution in the superplastic-like deformation of А1-А1з№ eutectic alloy with 111. fiber texture», Metallurgical and Materials Transactions A Vol. 32, N3,2001, 547-555 pp

68. Наумова E.A. Исследование структуры и свойств жаропрочных литейных сплавов эвтектического типа на базе системы алюминий церий: Дис. канд. техн. Наук -М.,1999.

69. K.B. Hyde, P.S. Bate, «Dynamic grain growth in Al-6Ni: Modelling and experiments» Acta Materialia 53 (2005) 4313^1321

70. P. Rizzi , L. Battezzati, «Microhardness and devitrification studies of Al-TM—RE alloys» Journal of Alloys and Compounds 434-435 (2007) 36-39

71. A. Hawksworth, W. M. Rainforth and H. Jones, «Solidification microstructure selection in the Al-rich Al-La, Al-Ce and Al-Nd systems», Journal of Crystal Growth, Volume 197, Issues 12, February 1999, Pages 286-296

72. Ф. Шанк Структуры двойных сплавов. Пер. с англ. М., «Металлургия», 1973, 760с

73. Zhonghua Zhang, Xiufang Bian, Yan Wang, «Effect of ejection temperature and wheel speed on the microstructure of melt-spun Al-20Ce alloy», Journal of Alloys and Compounds 2003-V349-p.l85-192

74. M.C. Goa, Necip UNLU, G.J. Shiflet, etc. «Reasessment of Al-Ce and Al-Nd binary systems supported be critical experiments and first-principles energy calculations», Metallurgical and materials transactions -2005-V.36A, December-p.3269-3279

75. K. A. Gschneidner Jr., F.W. Calderwood, «The Al-Ce system, Bull. Alloy Phase Diagrams», 9(6),669-672 (1988) (Crys. Structure, Rewiev, Equi. Diagram, 35).

76. M. Baricca, F. Gaertner, G. Cacciami, P. Rizzi, L. Battezzati, A.L. Greer, «Thermodynamics of Homogeneous Crystal Nucleation in Al-Re Metalic Glasses», Materials Science Forum, Vols. 269-272,1998, 553-558pp.

77. G. Cacciamani, A.M. Cardinale, G. Borzone, R. Ferro, «Thermodynamic modelling and optimization of the Al-Ce-Nd system», CALPHAD, 27, 2003

78. G. Cacciamani and R. Ferro. «Thermodynamic Modeling of Some Aluminium-Rare Earth Binary Systems: Al-La, Al-Ce and Al-Nd», Calphad, Vol25, N4, 2001 , pp. 583-597(15)

79. Диаграммы состояния металлических систем, опубликованные в 1991 г., выпуск 36 под ред. Белова А.Ф. Приложение к сводному выпуску «Металловедение и термическая обработка» реферативного журнала. М.: Металлургия, 1992

80. Belov NA. Proc.5th (ICAA5), Mater Sci Forum 1996; 217-222: 293.

81. Belov NA, Zolotorevskii VS, Luzgin DV. J Adv Mater 1996; 3:228-238.

82. A. Rёvёsz, G. Heunen, L.K. Varga, S. Surinach, M.D. Baro, «Real time synchrotron studies on amorphous A185Ce5Ni8Co2 and A185Y5Ni8Co2 alloys», Journal of Alloys and Compounds, 2004, vol. 368, pp. 164-168.

83. M.A. Munoz-Morris, S. Surinach, L.K. Varga, M.D. Baro, D.G. Morris, «The influence of composition and low temperature annealing on hardness and ductility of rapidly solidified Al-Ni-Ce alloys», Scripta Materialia, 2002, vol. 47, pp. 31-37.

84. Y.G. Zhao, Q.D. Qin, W. Zhou, Y.H. Liang, Letter, «Microstructure of the Ce-modified in situ Mg2Si/Al-Si-Cu composite», Journal of Alloys and Compounds 389 (2005) L1-L4.

85. M.H. Yewondwossen, R.A. Dunlap, D.W. Lawther, D.J. Lloyd, «Structural, thermal and electrical properties of amorphous Al-ce-Fe-Transition metal alloys», Key Engineering Materials Vols. 81-83, 1993 pp. 351-356A.M.

86. Cardinale, G. Cacciamani, G. Borzone, R. Ferro, «Experimental investigation of Al-Ce-Nd system», Computer coupling of phase diagrams and thermo chemistry -2003-V.27-p.221-226

87. Дриц M.E., Бочвар H.P., Каданер Э.С, Падежнова Е.М. и др. Диаграммы состояния систем на основе алюминия и магния: Справоч.изд. -М.: Наука, 1977. 228 с

88. J. Kameko, М. Sugamato, М. Okubo, «In situ dispersion of yttrium and calcium oxides in mechanically alloyed Al-Y and Al-Ca alloys», , Materials Science Forum, Vols. 331-337, 2000,1209-1214pp

89. Koray Ozturk, Long-Qing Chen, Zi-Kui Liu, «Thermodynamic assessment of the Al-Ca binary system using random solution and associate models», Journal of Alloys and Compounds 340 (2002) 199-206 p.p.

90. Piatti G. Pellegrini G., Trippodo D., «The tensile properties of a new superplastic alluminum alloy: Al-Al4Ca eutectic», J. Mater. Sci., 1976, v.l 1, p. 168-190.

91. Matera R., Piatti G., Street K.N., «The mechanical properties of the eutectic alloy fibre composite Al-AUCe, AlAl4Ca and A1-A13Y», Aluminium, 1973, vol. 335-344. v

92. Диаграммы состояния металлических систем, опубликованные в 1981 г. Выпуск 25, под ред. Н.В. Агеева, JI.A. Петровой. Приложение к сводному выпуску «Металловедение и термическая обработка» реферативного журнала. М.: Металлургия, 1981

93. P.Villars, A.Prince, Н. Okamoto. Handbook of ternary alloy phase diagrams. ASM international, 1997.

94. Пат. США Superplastic aluminum alloys products and method of preparation / D.M. Moore, L.R. Morris. -N 4126448 от 21.11.1978, кл. C22C21/10

95. D.M. Moore, L.R. Morris, «А new superplastic aluminum sheet alloy». mater. Sci and eng., 1980, v. 43, p.85-92

96. ГОСТ 11068-2001 Алюминий первичный M.: ИПК изд-во стандартов, 2002

97. ГОСТ 859-2001 Медь. Марки М.ИПК изд-во стандартов, 2001

98. ГОСТ 1583-93 Сплавы литейные алюминиевые, Технические условия ИПК изд-во стандартов, 2000

99. Плавка и литье алюминиевых сплавов: Справочное руководство /Под ред.

100. B.И.Добаткина. М.: Металлургия, 1983, 352 с

101. М.В. Пикунов Плавка металлов кристаллизация сплавов затвердевание отливок. М.МИСиС,2005,416с

102. Новиков И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966.

103. Золоторевский B.C. Механические свойства металлов. 3-е изд., прераб. и доп. -М.: МИСиС,1998

104. Дж.Ф. Нотт Основы Механики Разрушения Пер. с англ. М., «Металлургия», 1978, 256с.

105. Испытания материалов. Справочник // под ред. X. Блюменауэра. пер снем. — 1979.

106. ГОСТ 1497-84 Металлы. Методы испытаний на растяжение М.:ИПК изд-во стандартов, 1986.

107. ГОСТ 14019-2003 Металлы. Методы испытаний на изгиб М. ИПК изд-во стандартов, 2004.

108. ГОСТ 6012-59 Металлы. Методы измерений твердости по Бринеллю М.: ИПК изд-во стандартов, 1986.

109. ГОСТ 2999-75 Металлы и сплавы Методы измерений твердости по Виккерсу -М.ИПК изд-во стандартов, 1976.

110. ГОСТ 9450-76 Измерение твердости вдавливанием алмазных наконечников -М.:ИПК изд-во стандартов, 1977.

111. Бочвар А.А-Известия АН СССР. ОТН, 1947, N 10, с. 1369-1384

112. Избранные методы исследования в металловедении / под. Ред. Хунгера Г.И.: Пер.с нем. Металлургия, 1985,416с.

113. X. Вашуль. Практическая металлография. Методы изготовления образцов.: Пер. с нем. -М., Металуугрия, 1988. 320с.

114. Дж. Гоулдстейн, Д. Ньюбери, П. Эчлин, Д.Джой, Ч. Фиори, Э. Лифшин. Растровая электронная микроскопия и рентгеновский микроанализ: В 2-х книгах. Книга 1. Пер. с англ. М.:Мир, 1984. - 303с.

115. Я.С. Уманский, Ю.А. Скаков, А.Н. Иванов, JI.H. Расторгуев. Крисатллография, рентгенография и электронная микроскопия. С.: Металлургия, 1982, 632 с.

116. Рентгенографический и электронно-оптический анализ.: Учеб. пособ // Горелик

117. C.С. и др.4-е изд доп. и перераб. М.:МИСиС,2002.

118. И.И. Новиков, г.Б. Строганов, А.И. Новиков Металловедение термообработка и рентгенография. Металловедение термообработка и рентгенография . М.: МИСиС, 480с.

119. Физическое металловедение. Фазовые превращения. Металлография. Вып. II / под. Ред. Р.Кана. Пер. с аглийского под ред. И.И.Новикова. Издательство «Мир» Москва 1968г.,490с.

120. WO 99/31303 Electrolytic process for treating a conductive surface and products formed thereby US Patent 6592738 Issued on July 15,2003

121. ГОСТ 27674 88 Трение, изнашивание и смазка. Термины и определения М.:ИПК изд-во стандартов, 1988.

122. Б.Г. Лившиц и др. Физические свойства металлов и сплавов. — М.: Металлургия, 1980.

123. Lukas Fries Sundman. Computational Thermodynamics. Cambridge University Press, 2007

124. N. Saunders,A.P. Miodownik. Calphad (calculation of phase diagrams): a comprehensive guide Elsevier B.V., 1998