Разработка методик количественной оценки микроструктуры для прогнозирования механических свойств промышленных доэвтектических силуминов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Кур, Александр Александрович

• Кур, Александр Александрович
• кандидат наук
• 2017

Оглавление диссертации кандидат наук Кур, Александр Александрович

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. СОВРЕМЕННОЕ СОСТОЯНИЕ МЕТАЛЛОГРАФИИ СИЛУМИНОВ (ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ)

1.1. Общая характеристика силуминов

1.1.1. Производство и применение алюминиевых сплавов

1.1.2. Принципы легирования силуминов

1.2. Структурный и фазовый состав двойных и медистых силуминов

1.2.1. Основные диаграммы состояния двойных и медистых силуминов

1.2.2. Основные фазы в структуре промышленных двойных и медистых силуминов, их морфология и влияние на свойства сплава

1.2.3. Основные виды термообработки и их влияние на структуру алюминиевых сплавов

1.3. Металлографический анализ алюминиевых сплавов

1.3.1. Методы выявления структуры алюминиевых сплавов

1.3.2. Методы оценки структуры деформируемых алюминиевых сплавов и силуминов

1.3.3. Влияние параметров структуры на механические свойства силуминов

1.4. Проблемы и недостатки существующих методов оценки качества структуры силуминов и направления их совершенствования

1.5. Основные выводы по аналитическому обзору литературы

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материалы исследования

2.2. Методы исследования

ГЛАВА 3. РАЗРАБОТКА МЕТОДОВ КОЛИЧЕСТВЕННОЙ ОЦЕНКИ СТРУКТУРЫ ДОЭВТЕКТИЧЕСКИХ СИЛУМИНОВ

3.1. Термодинамическое моделирование фазообразования

3.2. Влияние термической обработки на структуру сплава АК6М2

3.3. Результаты количественного металлографического анализа

3.3.1. Дисперсность дендритной структуры сплава

3.3.2. Субмикронные упрочняющие фазы и состояние твёрдого раствора

3.3.3. Количественная оценка пористости силуминов

3.3.4. Оценка эвтектики в структуре силуминов

3.3.5. Оценка морфологии кремния в эвтектике

3.3.6. Оцифровка стандартных шкал эвтектики в силуминах Американского общества литейщиков

3.3.7. Интерметаллидные включения

3.3.8. Результаты металлографической оценки образцов сплава АК6М2 без термообработки и после отжига

3.4. Взаимозависимость параметров структуры

3.5. Выводы по главе 3

ГЛАВА 4. ВЫЯВЛЕНИЕ ВЗАИМОСВЯЗЕЙ «СТРУКТУРА-СВОЙСТВА» ДОЭВТЕКТИЧЕСКИХ СИЛУМИНОВ БЕЗ ТЕРМООБРАБОТКИ И ПОСЛЕ ОТЖИГА

4.1. Оценка влияния структурных параметров на механические свойства сплава АК6М2

4.2. Влияние структуры на предел прочности сплава АК6М2

4.3. Отбраковка образцов по пористости для поиска взаимосвязи «структура-свойства»

4.4. Влияние структуры на твёрдость сплава АК6М2

4.5. Влияние структуры на относительное удлинение сплава АК6М2

4.6. Выявление взаимосвязей «структура-свойства» для силуминов разного состава

4.7. Методика оценки качества структуры двойных и медистых силуминов без термообработки и после отжига

4.8. Выводы по главе 4

ГЛАВА 5. РАЗРАБОТКА МЕТОДОВ КОЛИЧЕСТВЕННОЙ ОЦЕНКИ СТРУКТУРЫ И ВЫЯВЛЕНИЕ ВЗАИМОСВЯЗЕЙ «СТРУКТУРА-СВОЙСТВА»

СПЛАВА АК6М2 ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И ПОЛНОГО ИСКУССТВЕННОГО

СТАРЕНИЯ

5.1. Анализ результатов механических испытаний сплава АК6М2 после Т6

5.2. Исследование структуры сплава АК6М2 после закалки и искусственного старения

5.3. Выбор параметров для построения моделей «структура-свойство»

5.3.1. а-твёрдый раствор на основе алюминия

5.3.2. Эвтектика (Al)+(Si)

5.3.3. Морфология кремния в эвтектике

5.3.4. Интерметаллидные включения

5.3.5. Пористость

5.4. Результаты оценки структуры сплава АК6М2 после Т6

5.5. Поиск парных корреляций параметров структуры сплава АК6М2 после Т6

5.6. Влияние параметров структуры на твёрдость сплава АК6М2 после Т6

5.7. Влияние параметров структуры на относительное удлинение сплава АК6М2 после Т6

5.8. Построение моделей твёрдости и относительного удлинения для сплава АК6М2 после Т6

5.9. Оценка влияния параметров структуры на механические свойства сплава АК6М2 после Т6

5.10.Методика оценки качества структуры двойных и медистых силуминов после закалки и старения

5.11. Выводы по главе 5

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка методик количественной оценки микроструктуры для прогнозирования механических свойств промышленных доэвтектических силуминов»

ВВЕДЕНИЕ

В промышленности механические свойства металлических материалов являются основной сдаточной характеристикой, на которой строится вся система их качества. Это понятно, так как расчёты конструкторов при оценке работоспособности и ресурса деталей основаны на характеристиках механических свойств сплавов, которые могут быть измерены количественно при испытаниях соответствующих образцов. Однако микроструктура, например, литых образцов, на которых определены свойства, и микроструктура сплавов в готовой отливке, как правило, различны. Более того, литая деталь разнотолщинная, а значит скорости затвердевания в её малых и больших сечениях, как и в одном сечении, но у поверхности и в центре, будут значительно различаться. По этой причине структура сплава в готовых отливках будет различной в разных локальных объёмах, затвердевающих с разной скоростью.

Современное программное обеспечение позволяет производить прочностные расчёты вплоть до разрушения сложных изделий или целых конструкций. Однако особенности микроструктуры в разных локальных точках сложных фасонных отливок и связанное с этим изменение механических свойств до настоящего времени не учитываются.

Все вышесказанное справедливо и для силуминов - литейных сплавов на основе системы Al-Si, широко применяющихся для фасонного литья в авто-, мото- и авиастроении и других отраслях промышленности.

Разработка количественных методов оценки микроструктуры силуминов позволит не только объективно проводить приёмо-сдаточные испытания, но и построить систему качества производства таких сплавов в целом. Установленные взаимосвязи «структура-свойство» значительно повысят точность и достоверность прочностных расчётов, а также оценок ресурса изготовленных из этих сплавов деталей и конструкций.

Степень разработанности

В настоящее время система качества для алюминиевых сплавов построена в основном на измерении их механических свойств, а для оценки структуры используют стандартные шкалы, например, дисперсности эвтектики (шкала микроструктур силуминов Американского общества литейщиков) или пористости (ГОСТ 1583-93), либо атласы микроструктур, в том числе с описанием браковочных признаков, например, пережога. Методики автоматического количественного анализа структуры алюминиевых сплавов отсутствуют. Цель работы

Разработка методической основы системы качества промышленных доэвтектических силуминов на базе количественной оценки их микроструктуры методами оптической металлографии.

Для достижения этой цели поставлены и решены следующие задачи:

1. Выявлены фазовые и структурные составляющие медистых силуминов, определяющие их механические свойства.

2. Разработаны методики количественного описания структуры силуминов, основанные на анализе панорамных изображений.

3. Выполнен критический количественный анализ отдельных структурных параметров силуминов на предмет их взаимозависимости и значимости влияния на механические свойства сплавов.

4. Установлены количественные закономерности «структура-свойство» для промышленных медистых силуминов и определены критические значения параметров структуры, обеспечивающие механические свойства сплавов, соответствующих требованиям ГОСТ 1583-93.

Научная новизна

1. Разработана методическая основа системы качества промышленных доэвтектических медистых силуминов, основанная на количественной оценке их микроструктуры.

2. Выполнена количественная оценка взаимозависимости и значимости влияния на механические свойства сплавов отдельных структурных параметров медистых силуминов.

3. Установлены количественные закономерности «структура-свойство» для прогнозирования твёрдости и относительного удлинения медистых силуминов по их структуре.

Практическая значимость работы

1. Разработаны современные количественные методики оценки структуры медистых силуминов с помощью автоматического анализа панорамных изображений для:

а. объёмной доли эвтектики;

б. дисперсности эвтектики, согласующейся со шкалой микроструктур силуминов Американского общества литейщиков;

в. пористости, согласующейся с баллом по ГОСТ 1583-93.

2. Определены требования к микроструктуре сплава АК6М2 в литом, отожжённом, закалённом и искусственно состаренном состояниях, которые могут гарантировать механические свойства, соответственно, регламентированные ГОСТом или требованиями заказчика.

3. Разработаны методики травления для выявления дендритной структуры и интерметаллидных включений в силуминах, позволяющие повысить точность их количественной оценки.

Положения, выносимые на защиту

1. взаимозависимость отдельных структурных параметров силуминов и их значимость влияния на механические свойства сплавов.

2. количественные методики оценки структуры силуминов с помощью автоматического анализа панорамных изображений, в частности:

- применение текстурного анализа для оценки объёмной доли эвтектики, основанное на дискриминации по признаку «гомогенность»;

- применение Евклидовой карты расстояний для количественной оценки дисперсности эвтектики;

- количественная зависимость балла пористости по ГОСТ 1583-93 от объёмной доли пор в сплаве.

3. уравнения регрессии, адекватно описывающие твёрдость и относительное удлинение сплава АК6М2 в литом, отожжённом, закалённом и искусственно состаренном состояниях, в зависимости от найденных независимых параметров структуры.

4. методики селективного травления для выявления дендритной структуры и интерметаллидных включений с последующей их количественной оценкой на панорамных изображениях;

Апробация работы

Основные материалы диссертационной работы доложены и обсуждены: на международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии (СММТ'2013)», Санкт-Петербург, 2013г; на молодёжной научно-практической конференции в рамках Недели науки СПбПУ, Санкт-Петербург, 2014г; на международной научно-практической конференции «Литейное производство сегодня и завтра», Санкт-Петербург, 2014г; на международном симпозиуме «Microscopy and Microanalysis 2015», Портланд, Орегон, США, 2-6 августа 2015 г.

Результаты диссертационной работы отражены в 6-ти публикациях, 2 из которых входят в список ВАК и международную базу Scopus. Личный вклад автора

Личный вклад автора заключается в постановке цели и задачи работы, подготовке и проведении теоретической и экспериментальной работы, обработке полученных в результате исследования данных, их обобщении и формулировке выводов, в подготовке к публикации полученных результатов.

ГЛАВА 1. СОВРЕМЕННОЕ СОСТОЯНИЕ МЕТАЛЛОГРАФИИ СИЛУМИНОВ (ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ)

1.1. Общая характеристика силуминов 1.1.1. Производство и применение алюминиевых сплавов

Алюминиевые сплавы являются лидерами по объёмам производства среди цветных металлов и широко используются во многих отраслях промышленности ввиду уникальных особенностей алюминия: хорошее сочетание механических и технологических свойств, низкая плотность, высокие коррозионные свойства, распространённость в природе сырья для его производства. Сплавы на основе алюминия применяются в авиа- и судостроении, в различных деталях и узлах железнодорожного и автомобильного транспорта, в нефтяной промышленности, а также как конструкционный материал в строительстве.

Все алюминиевые сплавы, используемые в промышленности, подразделяют на два типа: литейные и деформируемые. Эти сплавы обладают кардинально разным набором свойств и выполняют совершенно разные задачи.

Круглые и плоские слитки деформируемых алюминиевых сплавов подвергают обработке давлением (прессованию, штамповке, экструзии и т.д.). Эти сплавы должны обладать высокими пластическими свойствами.

Литейные алюминиевые сплавы применяются для изготовления фасонных отливок. Они обладают высокой жидкотекучестью, низкой склонностью к образованию усадочных пустот и кристаллизационных трещин [1]. В России литейные алюминиевые сплавы представлены в основном силуминами -сплавами на основе системы Al-Si. Эти сплавы эвтектического типа обладают всеми вышеуказанными свойствами, а за счёт легирования и термообработки их механические свойства могут быть повышены дополнительно. Данные сплавы производят из алюминия технической чистоты или двойных эвтектических силуминов, однако в массовом производстве часто применяют и вторичное сырье.

1.1.2. Принципы легирования силуминов

Свойства силуминов значительно изменяются при легировании, что обусловлено изменением фазового состава сплава, позволяющим применять различные методы упрочнения. Рассмотрим основные легирующие элементы, применяемые для силуминов [1]:

Кремний вводят в сплавы на основе алюминия не для упрочнения. Несмотря на высокую (до 1,65% по массе) растворимость при эвтектической температуре, введение кремния не даёт существенного прироста прочности при дисперсионном упрочнении. Однако он образует двойную эвтектику (Л1)+^), формирование которой определяет литейные свойства сплавов.

Даже незначительные добавления меди и магния позволяют значительно повысить прочность сплавов в литом состоянии [2, 3, 4, 5]. Относительная разница атомных радиусов алюминия и этих элементов составляет -10,5% для меди и 11,7% для магния. Поэтому они обеспечивают существенное твердорастворное упрочнение: 1 % (ат.) меди или магния приводит к повышению прочности сплава на 30-40 МПа [1].

Медь является очень эффективной упрочняющей добавкой, так как её растворимость в алюминии резко снижается при понижении температуры от эвтектической до комнатной (с 4-5% до практически 0%). В результате старения после закалки медь-содержащих сплавов происходит выделение наноразмерной 0-фазы ^Ь^), что приводит к дисперсионному упрочнению [1]. Однако добавки меди снижают коррозионную стойкость сплава [6].

Добавление магния повышает коррозионные свойства сплава и мало снижает пластичность, что позволяет получить уникальный комплекс свойств. Добавление к этой системе кремния приводит к формированию фазы Mg2Si, и в виду снижения растворимости Mg2Si в твёрдом растворе при охлаждении силумины с магнием термически упрочняемы [1].

Цинк малоинтересен как самостоятельный легирующий элемент, но совместно с другими легирующими он позволяет значительно повышать механические свойства сплавов за счёт дисперсионного твердения.

Помимо основных легирующих применяются вспомогательные добавки.

Наиболее широко применяемая малая добавка к алюминиевым сплавам -марганец, которая, наряду с другими переходными металлами, используется для дисперсионного упрочнения сплава. Среди переходных металлов стоит отметить скандий. Даже малые его добавки приводят к упрочнению сплава, соизмеримому с эффектом от введения нескольких процентов магния. Добавки переходных металлов (в особенности титана и циркония) улучшают технологичность сплавов за счёт измельчения зерна. Кроме того цирконий, хром, марганец и ванадий повышают коррозионные свойства сплавов [1].

Введение железа, никеля и церия приводит к формированию фаз кристаллизационного происхождения ввиду их низкой растворимости в алюминии. Эти фазы существенно снижают пластичность и коррозионную стойкость сплава. По этой причине их содержание в алюминиевых сплавах строго регламентировано, в особенности в ответственных изделиях. Однако их алюминиды повышают жаропрочность сплавов. Также эти элементы существенно повышают объёмную долю эвтектики, что улучшает литейные свойства [1].

Кадмий и серебро используют для повышения эффективности старения сплавов на основе системы Al-Si-Cu-Mg. Введение 0,2-0,3% кадмия приводит к изменению фазового состава и может повысить прочность после закалки и старения сплава на 100-150 МПа [1].

Добавки сотых долей процента натрия и стронция используют для модифицирования эвтектики (Л1)+^) в силуминах [7]. Для измельчения первичных кристаллов кремния в заэвтектических силуминах часто используют фосфор [8].

1.2. Структурный и фазовый состав двойных и медистых силуминов

1.2.1. Основные диаграммы состояния двойных и медистых силуминов

Рассмотрим основные равновесные диаграммы состояния, описывающие двойные и медистые силумины [1, 9, 10].

1.2.1.1. Система Al-Si

Кремний образует с алюминием диаграмму эвтектического типа (А1) + (рис. 1.1). Содержание кремния в эвтектике 12,5%. Растворимость кремния в твёрдом растворе на основе алюминия при эвтектической температуре (577оС) -1,65%. Растворимость при комнатной температуре менее 0,01% по массе.

51, °/о(ит,}

[ Ж 1 ' [ i

Ж* AL Ж+Si 99? "С 98,8% "I sí-Г

_J 12,5% , 577'С -53,5"% 1

V ^^ Al+Si

AÍ. 20 40 SO ВО S

Si, % (па массе)

Рис. 1.1. Диаграмма состояния Al-Si [9]

1.2.1.2. Система Al-Cu

Со стороны алюминия медь, как и кремний, образует диаграмму эвтектического типа (А1) + А12Си (рис. 1.2). Содержание меди в эвтектике 33,2%. Растворимость меди в твёрдом растворе на основе алюминия при эвтектической

температуре (547оС) - 5,7%, а при комнатной - менее 0,01% по массе. Этим обусловлена высокая термическая упрочняемость сплавов этой системы.

Си, % (aM.f

\ wíxr —- AL V_ ¡K — 1 i3,1% ftCdAL. v i / L ÍÍJ

---- /

/ J5,í* v ST J27 w

1 í I Л1 i-cuA r2 tuM i

4J л & с

Al tí ?! 36 tS 5ff

CU, %|''П|1 M&ftf

Рис. 1.2. Диаграмма состояния Al-Cu со стороны алюминия [9] 1.2.1.3. Система Al-Fe-Si

В алюминиевом углу данной диаграммы в равновесии с алюминием могут существовать F-, а- и Р-фазы и кремний (рис. 1.3). В равновесии интерметаллиды а- и F-фаз должны превращаться по реакциям (1, 2) в Р-фазу, но в условиях реального производства в структуре могут быть обнаружены все три фазы.

»А»

Я.*

Рис. 1.3. Алюминиевый угол диаграммы А1-Бе-81: проекция поверхности ликвидус (а) и распределение фазовых областей в твёрдом состоянии (б) [10]

Нонвариантные реакции в сплавах системы Al-Fe-Si в алюминиевом углу диаграммы:

L + Al8Fe2Si ^ (А1) + Al5FeSi 629оС (1)

L + AlзFe ^ (А1) + Al8Fe2Si 611оС (2)

L ^ (А1) + Al5FeSi + ф) 576оС (3)

1.2.1.4. Система Al-Cu-Mg-Si

Эта система необходима для описания медистых силуминов. В сплавах этой системы с высоким содержанием кремния присутствует Q-фаза (Al3Cu2Mg8Si6). Большую часть поля концентраций занимает область первичной кристаллизации фазы Mg2Si (рис. 1.4).

Рис. 1.4. Алюминиевый угол диаграммы Al-Cu-Mg-Si: проекция поверхности ликвидус (а) и распределение фазовых областей в твёрдом (б) [1]

Нонвариантные реакции в сплавах системы Al-Fe-Si:

L + Mg2Si + (Si) ^ (Al) + AbCu2Mg8SÍ6 529оС (4)

L ^ (Al) + Mg2Si + AbCuMg 516оС (5)

L ^ (Al) + AbCu + Mg2Si 515оС (6)

L + Mg2Si ^ (Al) + AbCu + Mg2Si + AbCu2Mg8SÍ6 512оС (7)

L ^ (Al) + (Si) + AbCu + Al3Cu2Mg8Si6 507оС (8)

L ^ (Al) + Al2Cu + Mg2Si + Al2CuMg 500оС (9)

L + Al2CuMg ^ (А1) + Mg2Si + Al6Mg4Cu 467оС (10)

L ^ (А1) + Al8Mg5 + Mg2Si + Al6Mg4Cu 444-448ОС (11)

1.2.1.5. Система Л1-Гв-Мп-81

Данная диаграмма необходима для описания механизма модифицирования железосодержащих фаз марганцем. В присутствии марганца все интерметаллиды системы Al-Fe-Si трансформируются в а^фазу Al15(FeMn)3Si2. Несмотря на название, а^фаза и а-фаза имеют разную природу. Первоначально считалось, что между Al8Fe2Si и Al15(FeMn)3Si2 существует непрерывный ряд твердых растворов, но позже было установлено, что эти соединения имеют разную кристаллическую решетку - гексогональную и кубическую соответственно (рис. 1.5).

Рис. 1.5. Алюминиевый угол диаграммы Al-Fe-Mn-Si: проекция поверхности ликвидус (а) и распределение фазовых областей в твёрдом (б) [1]

Нонвариантные реакции в сплавах системы Al-Fe-Mn-Si:

L + Al3Fe + Al6(FeMn) ^ (А1) + Al15(FeMn)3Si2 648оС (12)

L + AlзFe ^ (А1) + Al8Fe2Si + All5(FeMn)зSi2 627-632оС (13)

L + Al8Fe2Si ^ (А1) + Al5FeSi + Al15(FeMn)3Si2 597-607оС (14)

L + Al5FeSi ^ (Al) + All5(FeMn)зSi2 + (Si) 575оС (15)

1.2.1.6. Система Al-Cu-Fe-Si

Данная система хорошо описывает медистые силумины с низким содержанием магния. Четверные фазы в сплавах, богатых алюминием не образуются. Как следует из двойных и тройных диаграмм, основными фазами в этой системе являются 0-, а- и Р-фазы, а также эвтектический кремний. Помимо

этих фаз встречаются также Al6(FeCu), F- и N-фазы.

Нонвариантные реакции в сплавах системы Al-Cu-Fe-Si [1]:

L + Al3Fe ^ (Al) + Al8Fe2Si + Al6(FeCu) 612оС (16)

L + Al6(FeCu) ^ (Al) + A^Si + AbFeCu 607оС (17)

L + Al8Fe2Si ^ (Al) + Al5FeSi + Al7FeCu2 579оС (18)

L + AbFeCu ^ (Al) + Al2Cu + A^FeSi 534оС (19)

L ^ (Al) + (Si) + AbCu + AbFeSi 520оС (20)

1.2.1.7. Система Al-Mg-Fe-Si

Данная система описывает двойные силумины со значительной примесью магния и магналии. Основными фазами в данной системе являются Mg2Si, Al3Fe, Al8Mg5, а также а- и Р-фазы и эвтектический кремний. Главным отличием этой системы от соответствующих тройных систем является наличие четверного соединения - п-фазы (Al8FeMg3Si6). Область первичной кристаллизации этой

фазы мала и удалена от области её существования в твердом состоянии.

Нонвариантные реакции в сплавах системы Al-Fe-Mg-Si [1]:

L ^ (А1) + Al3Fe + Mg2Si 587оС (21)

L + AlзFe ^ (А1) + Al8Fe2Si + Mg2Si 586оС (22)

L + Al8Fe2Si ^ (А1) + Al5FeSi + Mg2Si 576оС (23)

L + Al5FeSi ^ (А1) + Mg2Si + Al8FeMgзSi6 568оС (24)

L + Al5FeSi ^ (А1) + (Si) + Mg2Si + Al8FeMgзSi6 567оС (25)

L ^ (А1) + AlзFe + Mg2Si + Al8FeMgзSi6 554оС (26)

L ^ (А1) + AlзFe + Al8Mg5 + Mg2Si 448оС (27)

1.2.2. Основные фазы в структуре промышленных двойных и медистых силуминов, их морфология и влияние на свойства сплава

Фазовый состав медистых силуминов достаточно сложен, но большая часть представленных фаз встречается в промышленных силуминах редко и в малых количествах, а потому не определяют свойства сплава. Рассмотрим основные фазы, определяющие свойства двойных и медистых силуминов.

1.2.2.1. Морфология кремния в силуминах

Кремний является основной фазой, встречающейся в силуминах. Он может иметь эвтектическую природу или образовывать первичные кристаллы в заэвтектических сплавах. Эвтектические частицы кремния могут иметь следующий вид [11]:

• Массивная эвтектическая структура. Крупные пластинчатые частицы, длиной более 10 мкм, образующиеся в условиях низких скоростей охлаждения в отсутствии модифицирования. Негативно влияют на пластические свойства сплавов.

• Структура со стержнями кремния и с чешуйчатыми кристаллами. Частицы в форме иероглифов, имеющие сложную, разветвлённую форму. Формируются при более высоких скоростях охлаждения. Их негативное влияние на пластические свойства ниже, чем у пластинчатых.

• Сложнорегулярная структура. Обычно наблюдается в заэвтектических силуминах, в доэвтектических силуминах встречается редко.

• Модифицированная структура. Глобулярные частицы, размер которых, как правило, не превышает 2 мкм. Они считаются оптимальными с точки зрения механических свойств силуминов.

• В условиях неравновесного затвердевания возможно образование вырожденной эвтектики.

Рассмотрим механизмы образования эвтектического кремния разной морфологии.

1.2.2.1.1. Массивная эвтектическая структура

Массивная эвтектическая структура (рис. 1.6) образуется при высоком градиенте температур и низкой скорости роста эвтектики. При этом подавляется концентрационное переохлаждение твёрдого раствора на основе алюминия по сравнению с кремнием, формируется плоский фронт кристаллизации, фазы в эвтектике растут независимо друг от друга, и частицы кремния имеют большой размер (сотни микрон) и огранку [11].

Рис. 1.6. Массивная эвтектическая структура [11]

1.2.2.1.2. Структура со стержнями кремния

Снижение градиента температур приводит к изменению фронта кристаллизации и снижению расстояния диффузии с 1 мм до 5 мкм. При этом кристаллы кремния, в отличие от медленно растущего алюминия, могут расти и в поперечном направлении, стабилизируя фронт кристаллизации. Морфология кремния в этом случае меняется от стержневидной (при высоком градиенте температуры) до иероглифообразной (при низком градиенте температур) (рис. 1.7). Углы между рёбрами кремния могут быть разными за счёт двойникования.

Рис. 1.7. Структура кремния стержневидная (а) и иероглифообразная (б) [11]

1.2.2.1.3. Структура с чешуйчатыми кристаллами кремния

Рост частиц эвтектического кремния такой морфологии (рис. 1. 8) происходит при помощи двойниковых плоскостей (механизм TPRE [11, 12]).

Рис. 1. 8. Структура с чешуйчатыми кристаллами кремния [1 1]

При образовании частиц кремния происходит формирование двойникового кристалла. Внешние углы между плоскостями в нем - 141° и 219°. Плоскости, пересекающиеся под углом 141°, образуют входящие углы, предпочтительные для зародышеобразования, что приводит к быстрому росту кристалла в направлении [211]. Однако этот рост должен остановиться, когда сформируется кристалл треугольного сечения и входящие углы исчезнут. Но если кристалл имеет два двойника вместо одного, рост кристалла приводит к образованию новых входящих углов, что снимает ограничение роста в направлении [211], и формируются частицы чешуйчатой морфологии (рис. 1.9).

Рис. 1.9. Схема роста кремния при помощи двойниковых плоскостей [11] Чешуйчатый кремний может менять направление роста с помощью сдвигового или множественного двойникования.

Сдвиговое двойникование преобладает на низких скоростях охлаждения и происходит за счёт роста двойников под углом 0 от основной пластины (рис. 1.10,

а). Повторяющееся двойникование приводит к росту пластин под любым произвольным углом к основной пластине.

Множественное двойникование наблюдается на высоких скоростях охлаждения. При этом на поверхности кристалла кремния формируется новый зародыш (ответвление), двойникование которого приводит к его росту. Рост частицы при множественном двойниковании происходит только под углами кратными 70,5о из-за необходимости соблюдения угла двойникования (рис 1.10,

б).

Рис. 1.10. Схемы сдвигового (а) и множественного (б) двойникования [12]

1.2.2.1.4. Модифицированная структура эвтектики Al-Si

Химические модификаторы и примеси, адсорбируясь на ступенях роста, блокируют дальнейшее присоединение атомов кремния к кристаллу. Адсорбированные атомы инициируют двойникование, что приводит к формированию частиц сложной формы [13].

Кроме того, добавление модификатора может снижать количество ковалентных связей Si-Si [12], что уменьшает число зародышей в расплаве, увеличивая его переохлаждение. Поэтому немодифицированные доэвтектические сплавы не проявляют значительного переохлаждения, но при модифицировании имеют 1-2о переохлаждения, что способствует измельчению кремниевых частиц (рис. 1.11).

Рис. 1.11. Структура двойного силумина не модифицированного (а) и модифицированного натрием (б) [11]

1.1.1.1.1. Формирование вырожденной эвтектики Al-Si

В случае недостатка эвтектической жидкости при неравновесной кристаллизации в локальном объёме расплава возможна кристаллизация эвтектического алюминия на поверхности дендритов, в этом случае эвтектический кремний формирует прослойки между кристаллами алюминия. Такую структуру называют вырожденной эвтектикой [13, 14, 15].

1.2.2.2. Интерметаллидные фазы

Al2Cu или 0-фаза является основной упрочняющей фазой в медистых силуминах. Выделяется в виде эвтектики в междендритном пространстве, формируя компактные скопления от относительно крупных (несколько десятков микрон) до мелкодисперсных частиц. Её морфология обусловлена выделением при низких температурах в конце затвердевания большинства сплавов. В результате термической обработки медистых сплавов эта фаза растворяется в твёрдом растворе, а затем, в процессе старения, повторно выделяется в виде наноразмерных частиц, равномерно распределённых по сечению дендритов.

Mg2Si - основная упрочняющая фаза деформируемых сплавов серии АА 6ххх (по стандарту The Aluminum Association [16]). В литом сплаве выделяется по границам дендритных ячеек в виде компактных частиц размером до 10 мкм, а в результате гомогенизационного отжига растворяется в твёрдом растворе. При последующем искусственном старении сплава повторно выделяется в виде наноразмерных частиц.

Фаза Al5FeSi или ß-фаза является одной из самых нежелательных фаз в двойных и медистых силуминах, присутствие которой может серьёзно снизить пластические и технологические свойства. Эта фаза образуется при сравнительно высоких температурах и формирует грубые (десятки микрон), хрупкие первичные пластины, препятствующие росту дендритов алюминия. Согласно другим источникам может быть в составе разъединённой двойной эвтектики (Al)+Al5FeSi [17]. Разъединённая эвтектика - структура, имеющая внешний вид, в котором две составляющих эвтектической структуры выглядят скорее как массивные фазы, чем как мелкодисперсная нормальная эвтектика [18]. Для снижения негативного влияния этой фазы в сплав добавляют бериллий, марганец и кальций. Добавление этих элементов приводит к формированию модифицированной а-фазы [19].

Al8Fe2Si или а-фаза, более высокотемпературная фаза системы Al-Fe-Si. Имеет сферическую морфологию, из-за которой её негативное влияние на технологические свойства сплава значительно меньше, чем у ß-фазы.

А115(ГеМп)3812 или ат-фаза формируется в сплавах, содержащих железо и кремний при легировании их марганцем. Эта фаза формируется по эвтектическому механизму и имеет скелетообразную морфологию. Такая морфология является более благоприятной для свойств сплава, чем пластинчатая морфология Р-фазы, поэтому в сплавы, содержащие железо и кремний (а это практически все промышленные сплавы) часто вводят марганец в количестве соответствующем соотношению Fe:Mn = 1:1 [1].

Из алюминидов в структуре двойных и медистых силуминов встречаются Al2Cu, AlзFe ^-фаза), Al6Mn, AlзZr, AlзSc, Al7Cr, AlзTi. Все вышеуказанные алюминиды могут образовывать первичные грубые кристаллы, снижающие механические свойства сплава. Это происходит при несоблюдении технологии введения легирующих элементов (например, введение легирующих в расплав при низких температурах) или при повышенной загрязнённости сплава [1].

1.2.3. Основные виды термообработки и их влияние на структуру алюминиевых сплавов

Основным видом термообработки алюминиевых сплавов являются гомогенизационный отжиг. Для термически упрочняемых сплавов также применяют закалку с последующим старением. Рассмотрим изменение структуры сплавов после такой термообработки.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кур, Александр Александрович, 2017 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Белов Н.А. Фазовый состав промышленных и перспективных алюминиевых сплавов. - М.: Изд. Дом МИСиС, 2010. - 511 с.

2. Makhlouf M. M., Apelian D., Wang L. Microstructures and properties of aluminum die casting Alloys // North American Die Casting Association, Rosemont, IL, Oct 1998.

3. Gowri S., Samuel F. H. Effect of Alloying Elements on the Solidification Characteristics and Microstructure of AI-Si-Cu-Mg-Fe 380 Alloy // Metallurgical and Materials Transactions A, Feb 1994, v. 25, Is. 2, p. 437-448.

4. Zeren M., Karakulak E., Gumu§ S. Influence of Cu addition on microstructure and hardness of near-eutectic Al-Si-xCu-alloys // Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, v. 21, p. 1698-1702.

5. Haque M. M., Khan A. A. Influence of Magnesium on Structure and Properties of Al-Si Alloy // Advanced Materials Research, 2007, v. 23, p. 291-294.

6. Zor S., Zeren M., Ozkazanc H., Karakulak E. Effect of Cu content on the corrosion of Al-Si eutectic alloys in acidic solutions // Anti-Corrosion Methods and Materials, v. 57, No. 4, 185-191.

7. Silaeva V. I., Prusakov B. A., Éskin G. I. Effect of microalloying on the structure And properties of alloys in the ai-si-cu system // Metal Science and Heat Treatment, June 2000, v. 42, Is. 6, p. 241-245.

8. Michalski M., Romankiewicz F. Research on the refinement mechanism of primary silicon particles on the basis of AlSi21CuNi alloy // Archives of Mechanical Technology and Automation, 2014, v. 34, No. 2, p. 33-40.

9. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. - М.: Металлургия, 1979. - 640 с.

10. Золоторевский В.С., Белов Н.А. Металловедение литейных алюминиевых сплавов. - М.: Изд. Дом МИСиС, 2005. - 376 с.

11. Elliott R. Eutectic Solidification Processing: Crystalline and Glassy Alloys, Butterworth, London, 1983, 378 p.

12. Makhlouf M.M., Guthy H.V. The aluminum-silicon eutectic reaction: mechanisms and crystallography // Journal of Light Metals, v. 22, 2002.

13. Захаров А.М. Диаграммы состояния двойных и тройных систем.- М.: Металлургия, 1990.- 240 c.

14. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. 4-е изд.- М.: Металлургия, 1986.- 480 c.

15. Курц У. Фундаментальные основы затвердевания (Fundamentals of Solidification) / Фишер Д., ред.: Галенко П.К., пер.: Голод В.М., пер.: Голод Е.В., Курц У..- М.: Институт компьютерных исследований, 2013.- 300 с. : ил.- Пер. с англ.

16. International Alloy Designations and Chemical Composition Limits for Wrought Aluminum and Wrought Aluminum Alloys // The Aluminum Association, 2015 Edition, Jan. 2015.

17. Kuijpers N. C. W. Intermetallic phase transformations during homogenisation of 6xxx Al alloys, a literature review // Internal report of the Netherlands Institute for Metals Research (NIMR), The Netherlands, 2000.

18. Афонин В.К., Ермаков Б.С., Лебедев Е.Л., Пряхин Е.И., Самойлов Н.С., Солнцев Ю.П., Шипша В.Г. Металлы и сплавы. Справочник / ред. Солнцев Ю.П. // С.-Пб.: НПО "Профессионал", НПО "Мир и Семья", 2003.- 1066 с.

19. Sreeja Kumari S. S., Pillai R. M., Pai B. C., Nogita K., Dahle A. K. Influence of Calcium on the Microstructure and Properties of an Al-7Si-0.3Mg-xFe Alloy // Metallurgical and Materials Transactions A, v. 37A, August 2006, p. 2581.

20. Moustafa M. A., Samuel F. H., Doty H. W. Effect of solution heat treatment and additives on the microstructure of Al-Si (A413.1) automotive alloys // Journal of Materials Science, Nov 2003, v. 38, Is. 22, p. 4507-4522.

21. Pezda J. Effect of Shortened Heat Treatment on the Hardness and Microstructure of 320.0 Aluminium Alloy // Archives of Foundry Engineering, v. 14, Is. 2, 2014.

22. Слитки из алюминия и алюминиевых деформируемых сплавов плоские для проката. Технические условия: ГОСТ 9498-79.- Введ. 01.01.1980.- М.: Изд-во Стандратов, 1979, 18 с.:ил.

23. Шипилов В.С., Волков Ю.Ф., Кофман Л.М., Калугин В.А., Исаев Н.Д., Молодчинина С.П. Внедрение технологии отливки высококачественных слитков сплава 6063 в кристаллизаторы с теплой насадкой // Обработка легких и специальных сплавов.- М.: ВИЛС, 1996.- 459 с.

24. Vander Voort G. F., Manilova E.P. Metallographic Etching of Aluminum and Its Alloys [Электронный ресурс] // Buehler Ltd., Lake Bluff, Illinois, URL: http://www.georgevandervoort.com/images/Metallography-Specific/Aluminum/AlEtchExperiment.pdf (дата обращения: 04.06.2016).

25. Dobrzanski L.A., Krupinski M., Labisz K., Rdzawski Z., Influence of thermo-derivative analysis conditions on microstructure of the Al-Si-Cu alloy // Archives of Foundry Engineering, v. 11, Spec. Is. 2, p. 35-38, 2011.

26. Mahta M., Emamy M., Cao X., Campbell J. Overview of P-Al5FeSi phase in Al-Si alloys // Materials Science Research Trends, p. 251-271, 2008.

27. Vander Voort G. F. ASM Handbook Volume 9: Metallography and Microstructures // ASM International, 2004, 1184 p.

28. Korad T., Pearce J. T. H., Ponboon M., Phongsophitanan U. Quantification of Precipitated Phases in 6063 Aluminium Billet by Image Analysis for Improvement of Homogenization Condition // Thailand Materials Science and Technology Conference 4th, Session: Metals, 2006.

29. Металлы цветные. Определение величины зерна методом подсчета зерен: ГОСТ 21073.2-75.- Введ. 01.07.1976.- М.: Изд-во Стандратов, 2002, 27 с.:ил.

30. Eivani A. R., Zhou J., Duszczyk J. Mechanism of the formation of peripheral coarse grain structure in hot extrusion of Al-4.5Zn-1Mg // Philosophical Magazine, Part A: Materials Science, 2016, v. 96, Is. 12, p. 1188-1196.

31. Carlberg T., Bayat N., Erdegren M. Surface Segregation and Surface Defect Formation During Aluminum Billet Casting // Transactions of the Indian Institute of Metals, Dec. 2015, v. 68, Is. 6, p. 1065-1069.

32. Bergmann W.J. Solidification in Continuous Casting of Aluminum // Metallurgical Transactions, Dec. 1970, v. 1, Is. 12, p. 3361-3364.

33. Gruzleski J. E., Closset B. The Treatment of Liquid Aluminum-Silicon Alloy // The American Foundrymen's Society, Des Plaines, 1990, p. 149-152.

34. Asensio-Lozano J., Suarez-Pena B., Vander Voort G. F. Effect of Processing Steps on the Mechanical Properties and Surface Appearance of 6063 Aluminium Extruded Products // Materials, Jun. 2014, v. 7, Is. 6, p. 4224.

35. Stanica C., Moldovan P. Aluminum melt cleanliness performance evaluation using PoDFA (porous disk filtration apparatus) technology // U.P.B. Sci. Bull., Series B, v. 71, Is. 4, 2009.

36. Сплавы алюминиевые литейные. Технические условия: ГОСТ 1583-93.-Введ. 01.01.1997.- М.: Изд-во Стандратов, 2003, 25 с.:ил.

37. Dinnis C.M., Otte M.O., Dahle A.K., Taylor J.A. The Influence of Strontium on Porosity Formation in Al-Si Alloys // Metallurgical and Materials Transactions A, Nov. 2004, v. 35, Is. 11, p. 3531-3541.

38. American Foundry Society, (AFS): "Chart for Microstructure Control in Hypoeutectic Aluminum Silicon Alloys," American Foundry Society, Inc., Des Plaines, Illinois, 1986.

39. Окладникова Н. В., Первышина Е. П., Дроздова Т. Н. Количественная оценка микроструктуры фасонных отливок из сплава ак12 // XII Международная научно-техническая Уральская школа-семинар металловедов - молодых ученых.- Екатеринбург: УрФУ, 2011.- c. 82-85.

40. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. - М.: Металлургия, 1970, 376 с.

41. Varga B., Finishing of the structure of silumins by means of rapid cooling // Buletinul Institutului Politehnic din Iasi, Tomul LII(LVI), 2006, p. 61-66.

42. Warmuzek M. Aluminum-Silicon Casting Alloys: Atlas of Microfractographs // ASM International, 2004, 124 p.

43. Hafiz M., Kobayashi T. Effect of Microstructural Variation on Tensile and Impact Toughness of Hypoeutectic Al-Si Alloy // Transactions of Japan foundrymen's society, 1993, v. 12.

44. Grosselle F., Timelli G., Bonollo F., Molina R. Correlation between microstructure and mechanical properties of Al-Si diecast engine blocks // Metallurgical Science and Technology, Jan. 2009, v. 27, Is. 2.

45. Hajkowski M., Bernat L., Hajkowski J. Mechanical Properties of Al-Si-Mg Alloy Castings as a Function of Structure Refinement and Porosity Fraction // Archives Of Foundry Engineering, 2012, v. 12, Is. 4, p. 57 - 64.

46. Hafiz M., Kobayashi T. Mechanical properties and fracture of aluminium casting alloys // International Journal of Materials and Product Technology, 1999, v. 10.

47. Maa Z., Samuela A.M., Samuela F.H., Dotyb H.W., Valtierrac S. A study of tensile properties in Al-Si-Cu and Al-Si-Mg alloys: Effect of p-iron intermetallics and porosity // Materials Science and Engineering: A, 2008, v. 490, No. 1-2, pp. 36-51.

48. Dobrzanski L.A., Maniara R., Sokolowski J.H. The effect of cooling rate on microstructure and mechanical properties of AC AlSi9Cu alloy // Archives of Materials Science and Engineering, 2007, v.28, No. 2, pp. 105-112.

49. Moffat A. J. Micromechanistic analysis of fatigue in aluminium silicon casting alloys // University of Southampton, School of Engineering Sciences, 2007, p. 274.

50. Hafiz M.F., Kobayashi T., Fat-Halla N. Role of microstructure in relation to the toughness of hypoeutectic Al-Si casting alloy // Cast Metals, 1994, v. 7, No. 2, pp. 103 - 111.

51. Caceres C.H., Davidson C.J., Griffiths J.R. The fracture of silicon particles in an aluminium casting alloy during tensile deformation // Int. Conf. on Fracture

Mechanics: success and problems, ICF 8, Kiev, 8-14 June, Collection of abstracts part l, edit. Panasyuk, V. V., et al, 1993, pp. 35-36.

52. Chou J. S., Meyers C. W. A statistical model for predicting the fracture of silicon particles in HIPed A356 aluminium castings // AFS Transactions, 1991, v. 99, pp. 165-173

53. Солонин А.Н., Чурюмов А.Ю., Малинин Р.Ю., Золоторевский В.С. Использование физического подхода и искусственных нейронных сетей для моделирования связи предела текучести закаленных сплавов системы Al-Si со структурными характеристиками // Металлы, №6, 2007, с.82-90.

54. Shouxun Jin, Wenchao Yang, Feng Gao, Douglas Watson, Zhongyun Fan Effect of iron on the microstructure and mechanical property of Al-Mg-Si-Mn and Al-Mg-Si diecast alloys // Materials Science & Engineering A, 2013, v. 564, pp. 130-139.

55. Taylor J. A. The Effect of Iron in Al-Si Casting Alloys // In: J Couzner et al, Casting Concepts. 35th Australian Foundry Institute National Conference, Adelaide, South Australia, (148-157). 31 Oct - 3 Nov 2004.

56. Taylor J. A. Iron-Containing Intermetallic Phases in Al-Si Based Casting Alloys, Procedia Materials Science, 2012, v. 1, pp. 19-33.

57. Hajkowski M. Determination of Modulus of Elasticity in Hypoeutectic Silumin Castings // Materials Science (Medziagotyra). v. 11, No. 4. 2005.

58. Rana R. S., Purohit R., Das S. Reviews on the influences of alloying elements on the microstructure and mechanical properties of aluminum alloys and aluminum alloy composites // International Journal of Scientific and Research Publications, 2012, v. 2, No. 6, pp. 54-60.

59. Карбонатная смесь для рафинирования алюминиевых сплавов с модифицирующим эффектом / Н. В. Слетова, В. А. Чайкин, С. П. Задруцкий, патент RU 2562015, 2015

60. Металлы. Методы испытаний на растяжение: ГОСТ 1497-84.- Введ. 01.01.1986.- М.: Изд-во Стандратов, 2008, 22 с.:ил.

61. Металлы. Метод измерения твердости по Роквеллу: ГОСТ 9013-59.- Введ. 01.01.1960.- М.: Изд-во Стандратов, 2001, 7 с.:ил.

62. Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников: ГОСТ 9450-76.- Введ. 01.01.1977.- М.: Изд-во Стандратов, 1993, 34 с.:ил.

63. Bale C.W., Chartrand P., Degterov S.A., Eriksson G., Hack K., R. Ben Mahfoud, Melanf on J., Pelton A.D., Petersen S. FactSage Thermochemical Software and Databases // Calphad, 2002, v. 26, No. 2, p. 189-228.

64. Hill T., Lewicki P. STATISTICS Methods and Applications // StatSoft, Tulsa, OK, 2006. 719 p.

65. Казаков А.А., Киселев Д.В. Оценка металлургического качества никелевых жаропрочных сплавов // Черные металлы, №5, 2007.

66. Standard Practice for Determining the Inclusion or Second-Phase Constituent Content of Metals by Automatic Image Analysis: ASTM E1245-03(2016), ASTM International, West Conshohocken, PA, 2016, www.astm.org

67. Terzi S., Taylor J. A., Cho Y., Salvo L., Suery M., Boller E., Dahle A. K. Nucleation and Growth Dynamics of the a-Al / ß-Al5FeSi Eutectic in a Complex Al-Si-Cu-Fe Alloy // Proceedings of the 12th International Conference on Aluminium Alloys, September 5-9, 2010, Yokohama, Japan, The Japan Institute of Light Metals, pp. 1273-1278

68. Gururajan M.P., IIT Bombay institute Metallurgy and Material Science, Phase Transformations and Heat Treatment, Solid-Solid Phase Transformations [Электронный ресурс] // http://nptel.ac.in, National Programme On Technology Enhanced Learning, India, 12 сент. 2013. URL: http://nptel.ac.in/courses/113101003 (дата обращения: 04.06.2016)

69. Флемингс М. Процессы затвердевания// Монография - Пер. с англ.- М: Мир, 1977- 423 с.

70. Han Y. M., Samuel A. M., Samuel F. H., Doty H. W. Dissolution of Al2Cu phase in non-modified and Sr modified 319 type alloys // International Journal of Cast Metals Research, v. 21, Is. 5, 2008.

71. Tillová E., Chalupová M., Hurtalová L. Evolution of Phases in a Recycled Al-Si Cast Alloy During Solution Treatment / INTECH Open Access Publisher, 2012.

72. Páramo V., Colás R., Velasco E., Valtierra S. Spheroidization of the Al-Si eutectic in a cast aluminum alloy // Journal of Materials Engineering and Performance, Dec. 2000, v. 9, Is. 6, p. 616-622.

73. Белов Н.А., Савченко С.В., Хван А.В. Фазовый состав и структура силуминов // Справочное издание- М.: МИСиС, 2007. - 283 с.

74. Hu X., Ai F., Yan H. Influences of pouring temperature and cooling rate on microstructure and mechanical properties of casting Al-Si-Cu aluminum alloy // Acta Metallurgica Sinica (English Letters), Aug. 2012, v. 25, No. 4, pp. 272278.

75. Прэтт У.К. Цифровая обработка изображений / Пер. с англ. М: Мир, 1982 (William K. Pratt. Digital Image Processing. - A Willey. - Interscience Publication. John Willey and Sons, 1978)

76. Казаков А. А., Казакова Е.И., Киселев Д.В., Мотовилина Г. Д. Разработка методов оценки микроструктурной неоднородности трубных сталей // Черные металлы, No. 12, 2009.

77. Russ J.C. The Image Processing Handbook, 2th Edition, CRC Press, Boca Raton FL, 1995,972 p.

78. Казаков А.А., Кур А.А., Киселев Д.В., Лазутова Е.Б. Разработка количественных методов оценки структуры доэвтектических силуминов для прогнозирования их механических свойств // Цветные металлы.-2014.- №4.- с. 39-43.

79. Sivarupan T., Caceres C. H., Taylor J. A. Alloy Composition and Dendrite Arm Spacing // Metallurgical and Materials Transactions A, Sep. 2013, v. 44A, Is. 9, p. 4071-4080.

80. Vander Voort G. F Metallography, principles and practice / G. F. Vander Voort. New York : McGraw-Hill, 1984.

81. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. Часть 2. Механические испытания. Конструкционная прочность- М.: Машиностроение, 1974 - 368 с.

82. Requena G., Garces G., Asghar Z., Marks E., Staron P., Cloetens P. The Effect of the Connectivity of Rigid Phases on Strength of Al-Si Alloys // Advanced Engineering Materials, 2011, v. 13, Is. 8, p. 674-684.

83. Kazakov, A., Kur, A., Kazakova, E., and Kiselev, D., "Quantitative Characterization of Hypoeutectic Aluminum-Silicon-Copper As-Cast Alloy Microstructures," Materials Performance and Characterization, Vol. 5, No. 5, 2016, pp. 497-509.