Влияние обработки алюминиевых расплавов упругими низкочастотными колебаниями на структуру и свойства литого металла тема автореферата и диссертации по химии, 02.00.04 ВАК РФ

На правах рукописи

ДОЛМАТОВ Алексей Владимирович

ВЛИЯНИЕ ОБРАБОТКИ АЛЮМИНИЕВЫХ РАСПЛАВОВ УПРУГИМИ НИЗКОЧАСТОТНЫМИ КОЛЕБАНИЯМИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСВА ЛИТОГО МЕТАЛЛА

Специальность 02.00.04 — физическая химия

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата химических наук

ЕКАТЕРИНБУРГ 2006

Работа выполнена в ГУ Институт металлургии Уральского отделения Российской академии наук

Научный руководитель:

доктор химических наук,

член-корр. РАН

Эдуард Андреевич Пастухов

Официальные оппоненты:

доктор химических наук профессор

Герман Константинович Моисеев

кандидат технических наук доцент

Людмила Алексеевна Мальцева

Ведущее предприятие — Ордена Трудового Красного Знамени Институт физики металлов УрО РАН

Защита диссертации состоится «7» июля 2006 г. в 1300 часов на заседании диссертационного совета Д 004.001.01 при ГУ Институт металлургии Уральского Отделения Российской Академии Наук по адресу: 620016, г. Екатеринбург, ул. Амундсена, 101.

С диссертацией можно ознакомиться в Центральной библиотеке УрО РАН.

Автореферат разослан 2006 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

Д 004.001.01,

доктор технических наук

Дмитриев А. Н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Важную роль в процессах формирования кристаллического строения литых алюминиевых сплавов играет структурное состояние их расплавов, которое определяется составом и структурой шихтовых материалов, условиями проведения плавки, составом и качеством используемых модифицирующих лигатур, типом и интенсивностью физических воздействий на расплав. Приготовление расплава является самым важным и менее изученным этапом в технологической схеме производства сплавов. В соответствие с современными представлениями алюминиевые расплавы являются сложными неоднородными системами с фрагментами структуры, унаследованной от шихтовых материалов, которые с повышением температуры постепенно диспергируются на более мелкие группировки атомов.

Различные виды физических воздействий на расплав способствуют формированию структуры, соответствующей более высокой температуре, их влияние на расплавы исходных материалов с целью получения мелкокристаллического строения может быть очень значимым с точки зрения наследования алюминиевыми сплавами структуры шихты.

Проблема получения лигатуры с дисперсной равномерно распределенной интерметаллидной фазой до сих пор остается актуальной, для ее решения также используются различные способы физического воздействия. Применение такой лигатуры для модифицирования алюминиевых сплавов способствует получению мелкозернистой однородной по сечению слитка структуры, являющейся, как известно, в большинстве случаев оптимальной структурой.

В последнее время актуальным является поиск способов получения лигатур нового типа, содержащих устойчивые карбиды титана, обладающих большим структурным сходством с алюминием, что создает благоприятные условия для пристройки к нему атомов алюминия и приводит к измельчению зерна слитка.

В качестве такого физического воздействия в диссертации предлагается обработка расплавов упругими низкочастотными колебаниями (НЧК) в режиме интенсивного перемешивания расплава с бародинамическим эффектом.

Цель работы; повышение качества исходных шихтовых сплавов, улучшение структуры бинарных и тройных алюминиевых сплавов, повышение модифицирующей способности лигатур, получение лигатуры нового типа А1—Т1—С.

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

— изучение связи структуры литого металла с изменениями состояния расплава после воздействия НЧК;

— изучение особенностей структурообразования литых алюминиевых сплавов (А1—М§, А1——Ъп, А1—Мп, А1—Ре) и лигатур (А1—"Л, А1— 7л) после переплава и после воздействия на их расплавы НЧК при различных температурных и временных условиях;

— изучение совместного влияния высокотемпературного переплава и обработки расплавов (А1—Бе, А1—81) НЧК на структуру литого металла;

— изучение процессов карбидообразования в расплавах А1—14 при воздействии на них НЧК с целью получения лигатуры нового типа А1— "Л—С;

— изучение модифицирующей способности заводских и опытных лигатур А1—Т1, А1—Хг и А1—И—С.

Методика выполнения работы. Исследования выполнены на оригинальной установке по обработке НЧК алюминиевых расплавов в широком температурном и временном интервалах. По результатам моделирования выявлены условия создания устойчивого режима перемешивания и бароди-намического воздействия, предложена усовершенствованная конструкция установки.

Изучение структурообразования сплавов проводили методами оптической микроскопии с использованием программы БГАМБ, микрорентгено-спектрального (МРСА), рентгенофазового (РФА), дифференциально-термического (ДТА) анализов.

Научная новизна работы.

1. Впервые для улучшения структуры алюминиевых шихтовых сплавов использован способ воздействия НЧК на их расплавы.

2. Исследованы особенности структурообразования в шихтовых сплавах (А1—\19cMg, А1-13%М£—18%гп, А1—10%Ре, А1— 10%Мп) после переплава и после обработки НЧК.

3. Выявлены особенности структурообразования сплавов А1—5%Ре, А1— 16%81, при совместном воздействии высокотемпературного переплава и обработки НЧК. Показана связь структуры литого металла с высокотемпературными изменениями состояния расплавов.

4. Впервые для повышения модифицирующей способности лигатур А1—3,5%'П, А1—2,2%7л применен способ воздействия НЧК на их расплавы.

5. Впервые исследованы процессы карбидообразования в расплавах А1— "П при воздействии на них НЧК с помощью углеродсодержащего поршня-излучателя.

6. Впервые лигатура нового типа А1—И—С получена способом воздействия НЧК на расплав А1—"П. Выявлены условия получения лигатуры с различным соотношением зародышеобразующих фаз А1/П и ЛС.

7. Предложен усовершенствованный способ воздействия НЧК на расплавы.

Практическая ценность работы.

1. Применение способа обработки НЧК расплавов шихтовых материалов позволяет повысить их качество, уменьшить наследственное влияние на структуру выплавляемых алюминиевых сплавов.

2. Сочетание высокотемпературного переплава и обработки НЧК расплавов А1—5%Ре и А1—16%8\ позволяет снизить температуру гомогенизации расплава.

3. Предлагаемый метод воздействия НЧК на расплавы лигатур А1—И и А1—2г позволяет повысить их модифицирующую способность.

4. Предложен способ получения лигатурного сплава А1—"П—С, обладающего высоким модифицирующим эффектом.

5. Применение лигатуры нового типа А1—"П—С для модифицирования сплава А1—5%¥е расширяет возможность использования вторичных сплавов.

6. Способ воздействия НЧК на алюминиевые расплавы, позволяющий измельчить и равномерно распределить структурные составляющие в литом сплаве, может быть использован для повышения их качества.

На защиту выносятся:

1. Данные по исследованию структурообразования сплавов А1—

А1—13%М&—18%гп, А1—10%Ре, А1—10%Мп после интенсивного перемешивания и бародинамического воздействия на их расплавы с помощью НЧК. Возможность уменьшения или устранения наследственного влияния исходных материалов при выплавке алюминиевых сплавов.

2. Данные по исследованию совместного влияния высокотемпературного переплава и обработки НЧК на особенности структурообразования сплавов А1—5%Ре и А1—16%8ь Возможность снижения температуры гомогенизации расплава.

3. Способ повышения качества алюминиевых сплавов А1—5%Мп, А1— 0,5%ГП кратковременным воздействием на их расплавы НЧК.

4. Способ повышения модифицирующей способности лигатур А1— 3,5%ГП и А1—2,2%гг воздействием на их расплавы НЧК. Эффект улучшения структуры алюминиевых сплавов при использовании опытных лигатур.

5. Результаты исследования процессов карбидообразования титана в расплавах А1—3,5%Т1 при бародинамическом воздействии на них и интенсивном перемешивании при обработке НЧК с помощью углеродсодер-жащего поршня-излучателя.

6. Способ получения лигатуры нового типа А1—Т1—С с различным содержанием зародышеобразующих фаз А13"П и "ПС. Эффект использования таких лигатур для модифицирования алюминия и сплава А1— 5%Ре.

7. Возможность улучшения структуры вторичных сплавов воздействием на их расплавы НЧК и модифицированием лигатурой А1—Тл—С.

Апробация работы. Результаты работы представлены и обсуждены на

5 всероссийских и 3 международных конференциях:

• XVII Менделеевском съезде по общей и прикладной химии, Казань, 2003;

• конференции — "Бардинские чтения", Москва, 2003;

• VIII международной научно-технической конференции "Проблемы машиностроения и технологии материалов на рубеже веков", Пенза, 2003;

• XI Российской конференции "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов", Екатеринбург, 2004;

• VII российском семинаре "Компьютерное моделирование физикб-хи-мических свойств стекол и расплавов", Курган, 2004;'

• международной конференции "Новые перспективные материалы и технологии их получения", Волгоград, 2004;

• Всероссийской конференции "Керамика и композиционные материалы", Сыктывкар, 2004;

• I Всероссийской школе-конференции "Молодые ученые — новой России. Фундаментальные исследования в области химии и инновационной деятельности", Иваново, 2005.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 14 печатных работ, в том числе 3 статьи в рецензируемых журналах, а также получен приоритет на изобретение.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения, списка литературы, включающего 116 наименований. Работа изложена на 140 страницах, содержит 59 рисунков, 9 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении кратко раскрыты сущность и актуальность научно-технических проблем, определены цели и задачи исследований.

В первой главе рассмотрена зависимость состояния алюминиевых расплавов от структуры и свойств исходных шихтовых материалов, от температурных условий ведения плавки, от состава и качества используемых модифицирующих лигатур. Рассмотрены структурные изменения в состоянии расплавов при повышении температур выше критических. Большое внимание уделено различным физическим и химическим воздействиям на расплавы; подчеркнута их роль в изменении предкристаллизационного состояния расплава, как одного из этапов улучшения структуры и свойств литого металла.

Во второй главе рассмотрена конструкция установки по воздействию на расплавы НЧК и механика движения расплава.

По результатам моделирования выделены основные режимы движения жидкости в рабочем объеме сосуда. Первый режим проявляется в незначительных (до 3 мм) продольных колебаниях вдоль оси сосуда частиц, находящихся в жидкости. Второй режим характеризуется слабым вихреобразованием, приводящим к смещению частиц в пределах нескольких сантимнтров. Третий режим отличается тем, что вихреобразование наблюдается во всем объеме жидкости под поршнем и создает в нем множество турбулентных потоков (рис. 1).

Определена зависимость эффективности перемешивания жидкости от ее физических свойств и геометрических размеров колебательной системы, позволяющая подобрать оптимальный режим воздействия для конкретного сплава:

*77777

Рис. 1.

Образование вихрей

колебаний поршня;/? — радиус сосуда; с1 = —^ •

ЬрЯ2(2сР - 1)(1 - ¿0 > 4аЯ0^-, где 6 — амплитуда

гармонических колебаний, (8 = 2-8); ц — частота

&

К '

/?о — радиус поршня; Н0 — расстояние от поршня до дна сосуда в начальный момент времени; р — плотность обрабатываемой жидкости; Т) — вязкость жидкости.

Предложенная в работе установка отличается от других методов физических воздействий совместным проявлением нескольких механизмов:

— интенсивное перемешивание высокоскоростными турбулентными потоками;

— периодическое изменение давления в объеме жидкости под поршнем;

— возможность создания кавитационных явлений.

Предложен усовершенствованный, более производительный способ обработки расплава и конструкция установки для ее осуществления (рис. 2). Предусмотрена возможность автономного изменения частоты и амплитуды колебаний, создания более сильных перепадов давления и устойчивого режима кавитации при определенных геометрических размерах. Рис. 2. Схема ^ Обоснован выбор сплавов и рассмотрены

усовершенствованной методы проведения исследований, установки

В третьей главе приведены и обсуждены результаты воздействия НЧК на расплавы шихтовых материалов с целью повышения их качества для устранения наследственного влияния на структуру литого металла. Одним из способов изменения состояния расплава перед кристаллизацией, который дает возможность в значительной степени повлиять на структуру литого металла, является предлагаемый нами способ воздействия НЧК на расплав в режиме интенсивного перемешивания с бародинамическим эффектом. В третьей главе приведены результаты воздействия НЧК на расплавы шихтовых материалов (А1—\1%Ы%, А1——18%гп, А1— 10%Мп, А1—10%Ре и А1—5%Мп) при невысоких перегревах над ликвидусом. Кроме того, на сплавах А1—5%Бе и А1—16%51 изучали особенности структурообразования после совместного воздействия на их расплавы НЧК и высоких перегревов над ликвидусом,

А1—17%Мё. Наличие в структуре крупных выделений хрупкой и трудно растворимой Р-фазы является причиной трещинообразования литого сплава. Для преодоления этих трудности и улучшения механических свойств сплавов необходимо измельчить выделения р-фазы и более равномерно распределить ее по объему слитка. Это достигается применени-

ем различных модификаторов. Нами с целью создания модифицирующего эффекта расплав был подвергнут пятиминутному воздействию НЧК при 690 °С. Результаты воздействия сравнивали с переплавом сплава без обработки.

В переплавленном сплаве (без обработки) имеют место поры и крупные усадочные пустоты, дендриты а-А1 окружены широкой каймой вырожденной эвтектики, образующей почти сплошную сетку, которая создает внутренние напряжения. Этим объясняется наличие в нем больших трещин длиной до 4 мм, появившихся через 3 года хранения шлифов. После обработки расплава НЧК структура становится более тонкодисперсной, наблюдаются многочисленные разрывы эвтектической сетки, такие выделения не создают внутренних напряжений, поэтому за время хранения не появились даже микротрещины. После длительного гомогенизирующего отжига, которому были подвергнуты оба сплава, размеры дендритов а-фа-зы увеличились, выделения эвтектической фазы укрупнились и частично сфероидизировались, однако различия в структуре, внесенные обработкой расплава НЧК, в отожженных сплавах сохранились: в сплаве без обработки имеют место микротрещины.

Определение параметра решетки oc-Al по отражениям от разных плоскостей показало, что разброс значений параметра в переплавленном образце гораздо больше, чем в обработанном НЧК. Это может свидетельствовать о более равномерном расположении дефектов структуры в решетке Al-матрицы обработанного сплава.

Методом дроп-калориметрии были измерены изменения энтальпии АН исследуемых образцов при нагревании от 298К (25 °С) до 742К (469 °С) (несколько выше эвтектики) и 947К (674 °С) (выше ликвидуса, 833К (560 °С)) и сопоставлены с результатами термодинамических расчетов этих величин. Это дало возможность (с учетом данных РФА, МРСА и ДТА) рассчитать изменения энтропии при плавлении сплавов, которое составило в сплавах без обработки (до и после отжига) 4,9 и 8,4 Дж/моль-К., в сплавах после обработки НЧК, соответственно, 8,5 и 13 Дж/моль-К. Энтропия является функцией состояния и увеличивается при всех самопроизвольных процессах, то есть с повышением температуры расплава и, соответственно, при воздействии на расплавы НЧК, способствующего упорядочению структуры расплава. Процессы, протекающие при отжиге сплавов, также являются самопроизвольными, то есть также сопровождаются увеличением энтропии.

Al—13%Mg—18%Zn. Воздействие НЧК на расплав лигатурного сплава Al—13%Mg—18%Zn проводили при увеличении температуры с 530 до 630 °С в течение 10 минут и сопоставляли с результатами переплава сплава в этих же условиях (рис. 3). Обработка способствовала дегазации расплава, измельчению и сфероидизации первичной а-фазы.

Эвтектика, имеющая по данным РФА состав a-Al + (AlZn)49Mg32, после обработки НЧК стала более совершенной и однородной по размерам и форме фазовых составляющих. Благодаря изменениям в структуре сплава после обработки НЧК среднее значение микротвердости а-фазы увеличилось с 1450 до 1600 МПа, а эвтектики более чем на 20 % (с 2200 до 2700 МПа).

Изменился состав эвтектики: по данным МРСА содержание цинка в ней возросло с 30 до 38%. На 15 град, повысились температуры плавления

А1—Мп. Для проведения экспериментов по воздействию НЧК был использован промышленный сплав состава (мас.%): Мп—10,4; Ре— 0,9; 81—0,7; Си—0,012. Обработку расплава НЧК проводили в течение 5 минут при 950 °С и 2 минут при 1070 °С, в таких же условиях сплав переплавляли. Структура исходной заводской лигатуры представлена дендритами а-фазы и очень крупными игло-подобными выделениями интерметаллида МпА14 длиной до 8 мм и толщиной до 500 мкм.

Сплав содержит большое количество пор различного размера, до 3 мм в диаметре. Переплав лигатуры при 950 °С измельчает интерметаллиды (рис. 4 6), они кристаллизуются в основном (на -80 %) в виде полиэдров МпА14, характеризующихся более высокой температурой плавления. Обработка этой лигатуры при 950 °С способствовала сокращению неравновесной фазы МпА14 до 2—3 %, измельчению и равномерному распределению интерметаллидов МпА16 (рис. 4 в). Повышение температуры переплава также приводит к сокращению количества полиэдров А14Мп и уменьшению их максимальной длины, однако эффект обработки НЧК на порядок выше. Обработка при температуре 1070 °С оказала значительно меньший эффект, однако количество полиэдрических кристаллов МпА14 также уменьшилось и появились интерметаллиды МпА16, равновесные с а-фазой.

Рис. 4. Микроструктура сплава А1—10%Мп: а — исходный, б — переплав (без обработки) 5 мин при 950 °С, в —обработка 5 мин при 950 °С

и кристаллизации эвтектики (данные ДТА).

Рис. 3. Микроструктура сплава А1— 13%М§—18%гп после переплава (а, в) и после обработки НЧК (6, г) в интервале температур 530—630 °С в течение 10 мин

часто пересекающимися между собой (рис. 4 а).

В результате воздействия НЧК при той и другой температурах измельчились примерно в 2 раза дендриты ос-фазы, а междендритные пространства увеличились. Возросла растворимость марганца и примесных элементов в а-фа-зе. Это привело к ее упрочнению: микротвердость переплавленного образца находится в пределах 500—650 МН/м, а после обработки НЧК в пределах 620—770 МН/мг, то есть в среднем микротвердость а-фазы выросла на 27 %.

Наследственное влияние структуры шихтовых материалов изучали на сплавах А1—5%Мп. Применение обработанной лигатуры значительно улучшает структуру сплава, а дополнительная обработка расплава способствует не только измельчению интерметаллидов, но и их выделению в виде тонкодисперсной равномерной сетки.

Результаты эксперимента по обработке НЧК расплава А1—10%Fe схожи со сплавом А1—10%Мп: происходит сокращение размеров интерметал-лидной фазы и равномерное их распределение в объеме сплава.

Изучение совместного влияния температурно-временной обработки расплавов и воздействия на них НЧК на особенности структурообразова-ния при кристаллизации проводили на сплавах А1—5%Fe и А1—16%Si.

А1—5%Fe. Расплавы А1—Fe являются сильно неоднородными системами, сохраняющими метастабильное состояние при значительных перегревах над температурой ликвидус. Обработку НЧК расплава А1—5%Fe проводили при 930, 1200 и 1400 °С (АГ= 100, 370 и 570 град.) в течение 5 минут.

После обработки расплава НЧК при 930 °С, вследствие сильной ликвации по составу наблюдаются структуры, отвечающие доэвтектическому, эвтектическому и заэвтектическому составам (рис. 5 а, б).

Рис. 5. Сплав А1—5%Ре после обработки расплава НЧК при температурах 930 °С: а — дендриты а-фазы и б — первичные алюминиды и эвтектика; 1200 °С: в —квазиэвтектика иг — алюминиды Бе с трещинами; 1400 °С: д — квазиэвтектика сферолитоподобного типа

Первичные алюминиды железа растут в виде разветвленных кристаллов, похожих на дендриты, а эвтектические — в виде тонких пластинок.

при этом их составы одинаковы. При кристаллизации первичных кристаллов матричный расплав обедняется железом и формируется структура, соответствующая доэвтектическому и эвтектическому составу. Объемная доля и размер первичных кристаллов А13Ре по сравнению с образцом, полученным без обработки, снижается на 25 и 10 %, соответственно, (рис. 6 а, б) а матрица затвердевает по типу доэвтектического сплава (рис. 5 а)

С ростом температуры переплава до 1200 °С механизмы кристаллизации фаз практически не меняются, но повышение температуры приводит к заметному сокращению объемной доли первичной фазы (рис. б а) и формированию квазиэвтектической структуры (рис. 5 в). Появлению квазиэвтектической структуры может способствовать рост термического переохлаждения на фронте кристаллизации, который обусловлен повышением либо скорости охлаждения расплава, либо степени его гомогенизации. Образование квазиэвтектики по всему сечению образца, отлитого от 1400 °С, связано с изменениями в структурном состоянии расплава, а именно, с его гомогенизацией.

930 "С

1400 "С

930 "С 1200 °С 1400 "С

Рис. 6. Изменение объемной доли (а) и среднего размера (б) первичных алюминидов Бе в зависимости от температуры и длительности обработки

НЧК г^

ЁЗ Переплав (без обработки) Н Обработка НЧК 5 мин

Обработка расплава НЧК при 1200 °С оказывает влияние, сопоставимое с переплавом при 1400 °С (рис. б а): приводит к выравниванию состава по сечению слитка и создает такие условия на фронте кристаллизации, при которых почти полностью подавляется рост первичных алюминидов Fe, и основной структурной составляющей становится квазиэвтектика (рис. 5 в). Наблюдаемые в структуре крупные единичные первичные алю-миниды имеют большое количество дефектов (рис. 5 г). При этом их средний размер уменьшается по сравнению с образцом, полученным без обработки, приблизительно в 1,5 раза (рис. 6 б). Структура образцов после нагрева расплава до 1400 °С и обработки НЧК практически полностью состоит из квазиэвтектики розеточного (сферолитоподобного) вида с тонко-дифференцированной интерметаллидной фазой (рис. 5 д).

Таким образом, применение обработки НЧК в сочетании с высоким перегревом расплава является дополнительным инструментом, способным повысить степень гомогенности расплава, а следовательно, и величину термического переохлаждения на межфазной границе кристалл — расплав, оп-

ределяющего кинетику роста и морфологию структурных составляющих, в частности, подавляет рост первичных алюминидов Fe и формирует дисперсную квазиэвтектическую структуру при меньших значениях перегрева.

AI—16%Si. Воздействие НЧК на расплавы AI—16%Si—0,9%Fe = = 620 °С) проводили при температурах выше Ггом. — 1060, 960 и 850 °С по 5 мин на каждой ступени. После воздействия в образцах, закристаллизованных с температур 1060 и 960 °С, наблюдается высокая газовая пористость, исчезающая в образце, залитом с 850 °С. В образце, переплавленном (без обработки) при 1060 °С в течение 5 мин можно видеть крупные скопления первичных кристаллов Si (розетки размером до 50—100 мкм) (рис. 7 а). Обработка в этих условиях способствует переводу расплава в микрооднородное состояние, характеризующееся при кристаллизации равномерным

распределением диспергированной первичной фазы в объеме сплава (рис. 7 б). С повышением температуры обработки уменьшается доля первичных кристаллов кремния (рис. 8, кр. 2), что свидетельствует о подавлении выделения первичных кристаллов кремния и повышении доли кремниевой фазы в эвтектике, то есть о сдвиге эвтектической точки на диаграмме состояния AI—Si в область более высоких концентраций кремния. Это является следствием затвердевания твердой фазы из переохлажденного расплава. Кроме того, уменьшается размер первичных кристаллов кремния (рис.8,кр.1). Уменьшается процентное содержание железосодержащих фаз, исчезают изолированные ограненные иглы и иероглифы.

Твердость полиэдрических кристаллов кремния —14 320 МПа, а полиэдров, обогащенных железосодержащей фазой (по данным РФА — Al3SiFe), до 9250—9500 МПа. В результате обработки НЧК в расплаве происходят процессы перераспределения железа, повышается его растворимость в а-фазе и уменьшается его содержание в полиэдрической железосодержащей кремниевой фазе. Об этом свидетельствует как уменьшение параметра решетки а-А1 с 0,40495 до 0,40490 нм (0,40494 нм — параметр решетки чистого алюминия), так и параметра решетки кремния с 0,54332 до 0,54319 нм (0,54308 нм — параметр решетки чистого

Рис. 7. Микроструктура сплава А1— 16%5ь-0,9%Ре: а — переплав (без обработки) 5 мин при 1060 °С; б — обработка НЧК 5 мин при 1060 °С

6.0 ¡Í

900 1000 1100 1200 Температура, °С

Рис. 8. Параметры структуры сплава Al—16%Si—0,9%Fe после обработки НЧК

кремния). Эвтектика становится модифицированной, микротвердость ее составляет 930 МПа.

Обработка НЧК этого расплава в течение 5 мин при 1200 °С показала сходство результатов с обработкой при 1060 °С. Воздействие приводит к перераспределению примеси железа. Об этом свидетельствуют как уменьшение параметров решетки алюминия и кремния, они составляют, соответственно, 0,40480 и 0,54308 нм, так и повышение микротвердости эвтектики и кристаллов кремния. Микротвердость полиэдрических кристаллов кремния возрастает до 15 300 МПа, полиэдров состава А1351Ре остается неизменной — 9500 МПа, а микротвердость эвтектики равна 950 МПа, что соответствует мелко-игольчатой ее структуре согласно полученной И.Г. Бродовой зависимости микротвердости от типа структуры. Эвтектика приобретает направленный (в сторону теплоотвода) характер, что свидетельствует о высоком переохлаждении расплава. Количество хрупких полиэдров А1351Ре сокращается по данным РФА с 0,8 до 0,4 ат.%.

Как при нагреве и обработке расплава НЧК при небольших перегревах над ликвидусом, так и при перегревах выше Гтом структурное состояние расплава оказывает влияние на процесс кристаллизации расплава. Достигаемое воздействием НЧК более однородное состояние расплава, характеризуется более низкими температурами начала кристаллизации и уменьшением интервала кристаллизации первичной фазы, что подтверждает факт смещения эвтектической точки в область более высоких содержаний кремния (табл.). Температура кристаллизации эвтектики повышается с увеличением температуры обработки расплава, что, по-видимому, связано с повышением в ней содержания железа.

Таблица

Результаты ДТА образцов без и после обработки НЧК

т °с 1 обр® Обработка, мин Г нач. крист. °С Т нач. крист. эвт. °С Интервал крист.

1060 нет 627 563 64

1060 5 606 564 42

12 00 нет 621 566 55

1200 5 609 565 44

В четвертой главе

Второе, изучаемое нами направление, — повышение модифицирующей способности лигатур, которая в большой степени зависит от морфологии, размеров и распределения в ней интерметаллидов. Лигатуры должны легко растворяться в жидком алюминии, иметь однородный химический состав, ограниченное содержание примесных элементов, достаточно дисперсные включения интерметаллидов переходных металлов, низкое газосодержание. Традиционные способы производства чушковых алюминиевых лигатур не позволяют получить структуру равномерного состава с хорошо измельченной интерметаллидной фазой. Поэтому разрабатываются различные способы воздействия на их расплавы: перегрев и высокоскоро-

*1 ч 0

у*'?

с-

'«л- а»

- /

Щш 100 мкм

■ • ¿г ' с?» - •' ^ ш <—>

Рис. 9. Микроструктура лигатуры А1— 2,2%Хг: а — исходная, 6 — после обработки

стная кристаллизация, центробежное литье с последующей деформацией, СВС-процесс получения лигатур и др. Большинство из них являются сложными и многостадийными процессами.

Предлагаемый нами способ обработки НЧК расплавов лигатур позволяет изменить состояние расплава и тем самым улучшить структуру лигатуры. Эксперименты проводили на лигатурах А1— 2,2%Хт, А1—3,5%ГП, отличающихся содержанием примесных элементов, газовой пористостью, размерами и распределением интерметаллидов алюминия.

Так, обработка НЧК расплава лигатуры А1—2,2%2х с разноразмерными интерметаллидами 7х от крупных пластин (длиной до 500 мкм и толщиной до 20 мкм) до игл (рис. 9 а) в течение 5 минут при 1250 °С способствовала измельчению интерметаллидов до игл размерами менее 50 мкм (рис. 9 б). Такой же эффект был получен на лигатурах А1—3,5%Ть Обработка

НЧК расплава лигатуры с содержанием Ре+81<0,2 мас.%, характеризующейся неравномерным распределением кристаллов интерметаллидов размерами до 600 мкм и повышенной газовой пористостью, проводилась в два этапа : в течение 8 минут при снижении температуры с 1340 до 1140 °С (ДГ= 300-И 00 град.) и еще в течение 3-х минут при снижении температуры до ликвидуса. После первой обработки НЧК расплава средние значения объемного процента газовых пор (рис. 10 в), их диаметр, расстояние между порами уменьшились в 5 раз по сравнению с этими величинами в переплавленной лигатуре. Размер интерметаллидов уменьшился в 1,3 раза (рис. 10 а), а их количество увеличилось в 2,3 раза (рис. 10 б). Воздействие на расплав еще в течение трех минут при снижении температуры до ликвидуса способствовало измельчению интерметаллидов еще в 3,2 раза (рис. 10 а) и их равномерному распределению. Количество интерметаллидов увеличилось в 2,5 раза.

Эксперименты на лигатуре А1— 3,5%"П с содержанием Ре+81<0,9 мас.%

1200 1000 800 600 400 200 0

600

400

200

0 5 4 3 2 1 0

Площадь А1з"П, кв. мкм

Число А1з"П, на кв. мкм

Объемная доля пор, %

б

0 8 11 Обработка НЧК, мин

Рис. 10. Параметры структуры сплава А1—3,5%Т1 до и после обработки НЧК

также показали, что кратковременным воздействием НЧК на их расплавы можно значительно повысить качество сплавов: измельчить и равномерно распределить интерметаллиды титана и примесные элементы, снизить газовую пористость. При этом, чем хуже структура исходной лигатуры, тем выше эффект воздействия НЧК на ее расплав.

Промышленную лигатуру AI—3,5 Mac.%Ti использовали для модифицирования алюминия в расчете получения в нем 0,5%Ti. Одну часть расплава выдержали 5 мин при 850 °С (АТ= 190 град.) (рис. 11 а, в), а вто-

Рис. 11. Микроструктура алюминия с выявили протекание 0,5%Т1: а, в — без обработки, б, г — после обра- процессов карбидооб-

по получению лигатур нового типа А1—"П—С.

Лигатуру А1—Л—-С получают различными способами: совмещением СВС-процесса с возгонкой расплава и его осаждением, значительными перегревами расплава в защитной среде или вакууме с ускоренной кристаллизацией в центрифуге и др. Предлагаемый нами способ получения карби-досодержащей лигатуры прост и не требует больших затрат и позволяет получать лигатуры А1—А13Т1—ПС с устойчивыми фазами А13"П и Т1С, равномерно распределенными по объему.

Эксперименты, проведенные при температурах 1140, 1200 и 1300 °С и длительности воздействия от 5 до 30 минут, показали, что при колебании исходного содержания интерметаллидов А13Т1 в лигатуре от 10,1 до 11,1 мас.% максимальное количество синтезируемых карбидов ПС, в соответствии с реакцией А13Т1+С = Т1С+ЗА1, находится в пределах 4,5—5,1 мас.% и зависит от температурно-временных условий воздействия НЧК на расплав. С увеличением длительности воздействия содержание А13Т1 в сплаве уменьшается и за 20 минут воздействия достигает минимума, а содержание "ПС возрастает и достигает максимума (рис. 12). Меняя температуру и длительность обработки расплава лигатуры А1—"П можно получить лигатуру А1—"П—С с различным отношением А13Т1/Т1С.

рую в тех же температурных и временных условиях обработали НЧК (рис. 116, г). В результате обработки происходит измельчение структуры, сокращение газовой пористости и выравнивание распределения титана в сплаве.

Эксперименты по воздействию НЧК на расплавы А1—3,5%"П при различных перегревах над ликвидусом

ботки НЧК

разования и послужили началом исследований

Определения параметра кристаллической решетки "ПС в полученных сплавах показало, что он зависит от полноты и условий протекания реакции карбидообразования. Так, в сплаве А1—3,17 мас.% Т1С, полученном из лигатуры при постепенном повышении температуры воздействия на расплав с 1070 до 1370 °С, параметр кристаллической решетки ПС составил 0,43194(4)нм. В сплаве А1—4,5 мас.%Т1С, полученном при воздействии на расплав лигатуры в течение 16 минут при 1300 °С, составил 0,43236(1) нм. Такие параметры решетки соответствуют отношениям углерода к титану 0,69 и 0,76 для первого и второго сплавов, соответственно.

Полученные нами лигатуры с соотношением А13Т1/ПС = 2; 1; 0 были использованы для модифицирования технического А1. Лигатуру вводили при температуре 720 °С в расчете получения в алюминии 0,05, 0,1 и 0,2 % титана и выдерживали расплав под флюсом в течение 10 и 30 минут.

Металлографический анализ образцов, полученных при добавлении в алюминий лигатуры в расчете на 0,05%Т1, показал, что столбчатая транскристаллитная структура немодифицированного алюминия меняется в центральной части слитка на грубую равноосную, однако периферийная зона состоит из столбчатых кристаллов, то есть такое количество лигатуры оказалось недостаточным. При добавлении в расплав алюминия лигатуры в расчете на 0,1% П (выдержка расплава с лигатурой 10 минут) происходит резкое измельчение зерна до 129 мкм при использовании лигатуры с отношением А13Т1/ПС = 2 и до 92 мкм — при А13Т1/ПС = 1. Размер зерна алюминия продолжает снижаться до 88 и 70 мкм, соответственно, при дальнейшем добавлении лигатуры до 0,2% П в А1 (рис. 13, кр. 3,4); Использование обработанной лигатуры, содержащей в качестве зародышеобразу-ющей фазы только А13Т1 или ПС, несколько ухудшает результат модифицирования: размер зерна составляет 140 и 136 мкм, соответственно, (рис. 13, точки 5, 6).

Опытные лигатуры (рис. 13, кр. 3, 4) показали больший модифицирующий эффект, чем заводская лигатура А1—П (рис. 13, кр. 2), что проявилось в уменьшении размера зерна в 3 раза. Большой размер зерна, полученный в работе М.Б. ЕЬогаН (рис. 13, кр. 1), можно объяснить повышенной чистотой использованных сплавов (отсутствием примесных элементов, служащих дополнительными центрами образования зародышей).

С увеличением времени выдержки расплава до 30 мин при его модифицировании различными лигатурами размер зерна несколько увеличивает-

5 15 17 20

Длительность обработки НЧК, мин

Рис. 12. Состав лигатуры А1—П—С в зависимости от времени обработки НЧК

ся (рис. 14). Можно отметить, что наша лигатура с равным содержанием зародышеобразующих фаз А13Т1 и "ПС обладает самой высокой модифицирующей способностью и является устойчивой во времени. Такую лигатуру можно рекомендовать для применения в производстве алюминиевых слитков и литых деталей.

2000-

1000-

1 500-

ее

I 400

ео

I 300

£

200100 О

0,00 0,05 0,10 0,15 0,20

Содержание И в сплаве, мас.%

Рис. 13. Размер зерна А1, модифицированного лигатурами: 1 — А1—Т1 [МЛЗ. ЕЬогаП]; 2 — А1—Т1 (заводская); 3,4,5 — А1—Т1—С (опытная) с соотношением А13Т1/ПС = 2; 1 и 0 (только ТКИ), соответственно; б —А1—П (опытная, только А13Т0. Темные точки — выдержка расплава 30 мин

Лигатура с отношением А13Т1/ПС = 0,5 (1,8%А13Т1 и 3,5%Т1С) была использована нами для модифицирования сплава А1—5%Бе. Лигатуру добавляли в расплав при 800 °С, постепенно увеличивая количество присадки лигатуры с 0,005 до 0,046 %, и выдерживали по 10 минут. Размер зерна уменьшается с увеличением количества вводимой лигату-Рис. 14. Размер зерна А1 в зависи- ры рис.15. Столбчатая струк-мости от выдержки с модификатором: тура исчезает, когда процент

1 — чистый А1, вводимого с лигатурой титана

2 — заводская лигатура А1—Ть превышает 0,02, размер зерна

3 — лигатураА1—Т1—С (А13Т1/Т1С = 2), уменьшается до 217 мкм при

4 — лигатура А1—П—С (А13ТЪТ1С = 1) 0,046%Ть

| 500 О

0,01 0,02 0,03

Содержание И, %

0,04

0,05

Рис. 15. Изменение макроструктуры сплава А1—5%Ре, модифицированного лигатурой А1—Т~1—С

Такое измельчение зерна считается хорошим и соответствует 105 зерен в см3. Эффект модифицирования проявляется не только в измельчении зерна, но и в изменении его внутреннего строения. Крупные первичные алюминиды железа в виде разветвленных кристаллов сохраняются до концентрации 0,02% вводимого с лигатурой титана (рисДба). Выше этой концентрации алюминиды начинают измельчаться и при содержании титана 0,046% не превышают 50 мкм, уменьшается их объемная доля и увеличивается количество эвтектики (рисЛбв).

Рис. 16. Микроструктура сплава А1—5%Ре, модифицированного разным количеством лигатуры А1—П—С. Содержание Т1 в конечном сплаве, %: а —0,6 — 0,021, в — 0,046

Полученный нами результат измельчения и улучшения формы алюми-нидов железа при добавке в их расплавы незначительных количеств лигатуры А1—П—С позволяет сделать вывод о возможности улучшения структуры вторичных алюминиевых сплавов с повышенным содержанием железа, то есть расширить области использования вторичного сырья.

При использовании для модифицирования алюминия и его сплавов лигатуры А1—"П—С с разным содержанием зародышеобразующих фаз (ин-терметаллидов или карбидов титана) в расплавах увеличивается количество кластерных группировок, наследующих их структуру и служащих центрами кристаллизации сплавов. Это приводит к измельчению зерна и структурных составляющих сплавов. Проявляется инокулирующий механизм модифицирования.

Размеры кластерных группировок можно уменьшить также воздействием на расплавы НЧК, то есть увеличить число зародышей новой фазы при последующей кристаллизации. Это подтверждается приведенными в диссертационной работе экспериментальными данными.

Таким образом, способ воздействия на расплавы НЧК может быть использован как для повышения модифицирующей способности существующих лигатур А1—П, А1—2.т, так и для получения нового типа лигатуры А1—Т1—С с оптимальным соотношением зародышеобразующих фаз.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Состояние расплава является одним из определяющих факторов получения качественного литого металла. Поэтому большое внимание уделяется различным способам физического воздействия на расплав с целью изменения его состояния перед кристаллизацией. Представленная работа подтверждает возможность управления структурой литых сплавов с помощью воздействия НЧК в режиме интенсивного перемешивания расплава с бародинамическим эффектом.

2. Исследована механика движения жидкости и установлена зависимость эффективности перемешивания жидкости от ее физических свойств и геометрических размеров установки, позволяющая определить оптимальный режим воздействия.

3. Показано, что в результате обработки расплава НЧК изменяется его состояние, разрушается его наследственная микрогетерогенность, что отражается на улучшении структуры и свойств литого металла: уменьшается газосодержание, измельчаются и равномерно распределяются кристаллы первичных фаз, диспергируются структурные составляющие эвтектики, совершенствуется ее структура.

4. Показана возможность значительного улучшения структуры исходных материалов кратковременным воздействием НЧК на их расплавы.

5. Обработка расплавов А1—5%Ре в сочетании с высокотемпературным перегревом способствует снижению температуры гомогенизации и увеличению переохлаждения, определяющего кинетику роста и морфологию структурных составляющих.

Подавляется рост первичных алюминидов Бе и формируется дисперсная квазиэвтектическая структура.

6. Обработка расплавов вторичного заэвтектического силумина (с повышенным содержанием железа) в сочетании с высоким перегревом расплава способствует выравниванию химического состава литого сплава, равномерному выделению первичного кремния в виде округлых поли-

эдров, уменьшению процентного содержания железосодержащих фаз и отсутствию игл и грубых выделений, перераспределению примесей Fe по фазам.

7. Обработка расплавов лигатур AI—Ti, AI—Zr значительно уменьшает размер интерметаллидных частиц, способствует их равномерному распределению по объему сплава. Создаются условия для более быстрого и качественного растворения лигатур при использовании их для модифицирования алюминиевых сплавов.

8. Изучены процессы карбидообразования, протекающие в расплавах AI—Ti при воздействии на них НЧК.

9. In-situ технологией получены лигатуры с различным соотношением за-родышеобразующих фаз.

10. Выявлена высокая модифицирующая способность опытных лигатур AI—Ti—С при использовании их для модифицирования AI и сплавов AI—Fe.

11. Показана возможность использования лигатуры AI—Ti—С для переработки вторичных железосодержащих алюминиевых сплавов.

12. Предложены новый способ обработки расплава и конструкция установки для его осуществления, позволяющие усилить эффект баро-динамического воздействия и увеличить производительность установки.

По теме диссертации опубликованы следующие работы.

1. Бодрова JI.Е. Влияние акустической кавитационной обработки расплава AI—Mg на структуру и свойства литого металла / JI.E. Бодрова, A.C. Быков, Э.А. Попова, Э.А. Пастухов, A.B. Долматов // Металлы. — 2003. — №6, — С. 45—48.

2. Долматов A.B. Повышение модифицирующей способности лигатур AI—Zr / A.B. Долматов, A.B. Киселев, Э.А. Попова, JI.E. Бодрова, Э.А. Пастухов, H.A. Ватолин // XI Российская конференция "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов": тр. — Екатеринбург, 2004. — Т.4. — С. 244—246.

3. Долматов A.B. Способ повышения качества лигатур AI—Ti / A.B. Долматов, A.B. Киселев, Э.А. Попова, JI.E. Бодрова, Э.А. Пастухов, H.A. Ватолин // XI Российская конференция "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов": тр. — Екатеринбург, 2004. — Т.4. — С. 247—250.

4. Долматов A.B. Карбидообразование при кавитационном воздействии на расплавы AI—Ti для получения композитов / A.B. Долматов, Э.А. Пастухов, H.A. Ватолин, Э.А. Попова, JI.E. Бодрова, A.B. Киселев // Технология металлов. — 2004. — №10. С. 24—26.

5. Игнатьев И.Э. Математическое моделирование механики движения расплава под воздействием упругих колебаний / И.Э. Игнатьев, Э.А. Пастухов, A.B. Долматов, A.B. Киселев, Е.В. Игнатьева, Э.А. Попова, JI.E. Бодрова // VII Российский семинар "Компьютерное моделирование физико-химических свойств стекол и расплавов": тр. — Курган, 2004. — С. 23—26.

6. Пастухов Э.А. Обработка низкочастотными акустическими колебаниями алюминиевых расплавов с целью модифицирования структуры литого металла и получения литых композиционных материалов / Э.А. Пастухов, H.A. Ватолин, Э.А. Попова, JI.E. Бодрова, A.B. Долматов, A.B. Киселев // Конференция "Физическая химия и технология в металлургии": сб. тр. — Екатеринбург: УрО РАН, 2005. — С.70—76.

7. Долматов A.B. Новая технология повышения качества лигатуры AI— 10%Мп / A.B. Долматов, JI.E. Бодрова, A.B. Киселев, Э.А. Попова, Э.А. Пастухов //1 Всероссийская школа-конференция "Молодые ученые — новой России. Фундаментальные исследования в области химии и инновационная деятельность": тез. докл. — Иваново, 2005. — С. 168—169.

8. Игнатьев И.Э. Математическое моделирование движения жидкости в цилиндрическом сосуде, возбуждаемое поршнем-вибратором / И.Э. Игнатьев, A.B. Киселев, A.B. Долматов, Ю.В. Концевой, Э.А. Пастухов, Е.В. Игнатьева, Э.А. Попова, JI.E. Бодрова // Расплавы. — 2005. — №6. — С.З.

9. Изобретение № 2005107393 приоритет от 16.03.2005. Способ обработки расплава и устройство для его осуществления / Ю.В. Концевой, H.A. Ватолин, И.Э. Игнатьев, Э.А. Пастухов, Е.В. Игнатьева, Э.А. Попова, A.B. Долматов.

10. Бодрова JI.E. Получение литых композиционных материалов AI— А12Оэ воздействием на расплавы упругими колебаниями низкой частоты в режиме кавитации / JI.E. Бодрова, Э.А. Попова, Э.А. Пастухов, A.B. Киселев, A.B. Долматов // VIII Международная научно-техническая конференция "Проблемы машиностроения и технологии материалов на рубеже веков": мат-лы. — Пенза, 2003. — 4.1. — С. 349—351.

11. Попова Э.А. Получение композитов AI—TiC синтезом упрочняющей фазы при воздействии на перегретые расплавы AI—Ti низкочастотными колебаниями в режиме кавитации / Э.А. Попова, JI.E. Бодрова, Э.А. Пастухов, A.B. Долматов, A.B. Киселев // 17 Менделеевский съезд по общей и прикладной химии: тез. докл. — Казань, 2003. — С. 194.

12. Киселев A.B. Получение композитов AI—TiC синтезом упрочняющей фазы при воздействии на перегретые расплавы AI—Ti низкочастотными колебаниями / A.B. Киселев, A.B. Долматов // Всероссийская конференция "Керамика и композиционные материалы": сб. тез. — Сыктывкар, 2004. — С. 68.

13. Бодрова JI.E. Формирование упрочняющих фаз при получении литого композиционного материала замешиванием корунда в AI-расплав при воздействии на него низкочастотными колебаниями / JI.E. Бодрова, A.B. Киселев, A.B. Долматов, Э.А. Попова, Э.А. Пастухов, С.А. Петрова // Международная конференция "Новые перспективные материалы и технологии их получения": сб. науч. тр. — Волгоград, 2004. — T.I. — С. 38—40.

14. Попова Э.А. Синтез карбидосодержащих упрочняющих фаз в расплавах AI—Ti при воздействии на них низкочастотными колебаниями / A.B. Долматов, A.B. Киселев, JI.E. Бодрова, Э.А. Пастухов, С.А. Петрова, Р.Г. Захаров // Международная конференция "Новые перспек-

тивные материалы и технологии их получения": сб. науч. тр. — Волгоград, 2004. — T.I. — С. 121—122.

15. Киселев A.B. Новый способ получения литых композитов AI—TiC* / A.B. Киселев, A.B. Долматов, Э.А. Попова, JI.E. Бодрова, С.А. Петрова, Э.А. Пастухов // I Всероссийская школа-конференция "Молодые ученые — новой России. Фундаментальные исследования в области химии и инновационная деятельность": тез. докл. — Иваново, 2005. — С. 174—176.

Долматов Алексей Владимирович

Влияние обработки алюминиевых расплавов упругими низкочастотными колебаниями на структуру и свойства литого металла

Автореферат

Подписано в печать 25.05,06. Формат 60x84 1/16. Гарнитура "Тайме". Усл. печ. л. 1,4. Заказ 81.

Типография "Уральский центр академического обслуживания". 620219, г. Екатеринбург, ул. Первомайская, 91.

ВВЕДЕНИЕ.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1. Состояние расплава - основа качества литого металла.

1.1.1. Структурная наследственность.

1.1.2. Влияние температуры на состояние расплава.

1.2. Физико-химические методы воздействия на расплав.

1.2.1. Термовременная обработка.

1.2.2. Модифицирование расплавов.

1.2.3. Механическое, пневматическое, газоимпульсное перемешивание расплавов.

1.2.4. Наложение электрических и магнитных полей, электроимпульсная и электрогидроимпульсная обработка.

1.2.5. Применение упругих колебаний.

1.3. Выводы.

2. УСТАНОВКА ПО ВОЗДЕЙСТВИЮ НА ЖИДКИЕ СРЕДЫ УПРУГИМИ КОЛЕБАНИЯМИ НИЗКОЙ ЧАСТОТЫ В РЕЖИМЕ ИНТЕНСИВНОГО ПЕРЕМЕШИВАНИЯ.

2.1. Конструкция установки.

2.2. Механизм воздействия упругих колебаний на расплав.

2.3. Новый метод обработки.

2.4. Выбор сплавов и методика проведения исследований.

2.5. Выводы.

3. ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ ПОСЛЕ ОБРАБОТКИ ИХ РАСПЛАВОВ НИЗКОЧАСТОТНЫМИ УПРУГИМИ КОЛЕБАНИЯМИ.

3.1. Особенности структурообразования лигатурных сплавов.

3.1.1. Сплавы системы Al-Mg.

3.1.2. Сплавы системы А1-

§-2п.

3.1.3. Сплавы системы А1-Мп.

3.1.4. Сплавы системы Al-Fe.

3.2. Особенности структурообразования сплавов Al-5%Fe и Al-16%Si после воздействия на их расплавы НЧК при высоких перегревах над ликвидусом.

3.2.1. Сплавы системы Al-Fe.

3.2.2. Сплавы системы Al-Si.

3.3 Выводы.

4. ПОВЫШЕНИЕ МОДИФИЦИРУЮЩЕЙ СПОСОБНОСТИ ЛИГАТУР ВОЗДЕЙСТВИЕМ НА ИХ РАСПЛАВЫ НИЗКОЧАСТОТНЫМИ . КОЛЕБАНИЯМИ.;.f.

4.1. Способы повышения качества модифицирующей лигатуры.

4.2. Лигатура Al-Zr.

4.3. Лигатура Al-Ti.

4.4. Лигатура Al-Al3Ti-TiC.

4.5. Выводы.

Для обеспечения передовых позиций нашей страны по производству и реализации алюминия и его сплавов на внутреннем и внешнем рынке, кроме ф продаж полуфабрикатов, необходимо наращивать производство качественной готовой продукции с заданными физическими свойствами [14]. Важную роль в процессах формирования кристаллического строения литых алюминиевых сплавов играет структурное состояние их расплавов, которое, в свою очередь, определяется составом и структурой шихтовых материалов, условиями проведения плавки, составом и качеством используемых модифицирующих лигатур, типом и интенсивностью физических воздействий на расплав.

Приготовление расплава является самым важным и менее изученным ® этапом в технологической схеме производства сплавов. В соответствие с

• современными представлениями алюминиевые расплавы являются сложными неоднородными по структуре и составу динамическими системами с фрагментами структуры, унаследованной от шихтовых материалов, которые с повышением температуры постепенно диспергируются на более мелкие образования, коллоидные группировки атомов.

Различные виды физических воздействий на расплав способствуют его формированию с характеристиками ближнего порядка, соответствующего более высокой температуре, то есть температурно-временное воздействие может быть заменено физическим воздействием на расплав при более низкой температуре. Кроме того, физическое воздействие на расплавы исходных материалов с целью получения мелкокристаллического строения может быть очень значимым с точки зрения наследования алюминиевыми сплавами структуры шихты.

Большое внимание следует уделять повышению модифицирующей способности алюминиевых лигатур с переходными металлами. Различные способы физического воздействия на их расплавы дают возможность значительно повысить их качество. При использовании таких лигатур с дисперсной равномерно распределенной интерметаллидной фазой для модифицирования алюминиевых сплавов получается мелкозернистая однородная по сечению структура слитка, являющаяся, как известно, в большинстве случаев оптимальной структурой.

В последнее время большое внимание уделяется получению лигатур нового типа, содержащих карбиды переходных металлов,' например ТЮ, имеющего большое структурное сходство со структурой алюминия, что создает благоприятные условия для пристройки к нему атомов алюминия и приводит к измельчению зерна слитка. Кроме того, карбиды переходных металлов очень устойчивы в расплаве из-за низкой свободной энергии образования и имеют очень высокую температуру плавления.

В связи с вышеизложенным актуальным является поиск дополнительных энергосберегающих физических воздействий как на расплавы исходных материалов, легирующих и модифицирующих лигатур, оказывающих наследственное влияние на алюминиевые сплавы,., так и воздействий на расплавы, приводящих к их атомному разупорядочению и снятию отрицательных наследственных влияний.

В качестве такого физического воздействия в диссертации предлагается воздействие на расплавы упругими низкочастотными колебаниями (НЧК) с помощью созданной в ИМет УрО РАН установки, позволяющей вызывать интенсивное перемешивание расплава и оказывать на него бародинамическое воздействие. Другой актуальной задачей, решаемой в диссертации, является получение модифицирующих лигатур нового типа синтезом карбидной фазы Т1СХ в расплавах А1-Т1 при воздействии на них упругими низкочастотными колебаниями с помощью углеродсодержащего излучателя и использование этих лигатур (с различным соотношением зародышеобразующих фаз А13Т1 и Т1СХ) для модифицирования алюминия и его сплавов.

Автор выражает благодарность к.т.н. Э.А., Поповой, д.х.н. И.Г. Бродовой, к.х.н. JI.E. Бодровой, к.т.н. Н.Э. Игнатьеву, к.х.н. A.C. Быкову, к.ф-м.н. С.А. Петровой, к.ф-м.н. Р.Г. Захарову, Т.И. Яблонских за помощь в проведении экспериментов и анализе полученных данных.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ Состояние расплава является одним из определяющих факторов получения качественного литого металла. Поэтому большое внимание уделяется различным способам физического воздействия на расплав с целью изменения его состояния перед кристаллизацией. Представленная работа подтверждает возможность управления структурой и свойствами алюминиевых сплавов и литых изделий из них с помощью, физического воздействия на расплав - воздействия НЧК в режиме интенсивного перемешивания расплава с бародинамическим эффектом. Исследована механика движения жидкости и выделены основные режимы работы установки по воздействию на жидкости низкочастотными колебаниями. Установлена зависимость фактора перемешивания (полноты перемешивания) жидкости от геометрических размеров установки и физических свойств жидкости, позволяющая подобрать оптимальный режим воздействия для конкретного сплава путем изменения частоты воздействия, диаметра излучателя и глубины его погружения.

Изменение состояния расплава перед кристаллизацией, вызываемое обработкой его НЧК, отражается на улучшении структуры и свойств литого металла: измельчаются и равномерно распределяются кристаллы первичных фаз, диспергируются структурные составляющие эвтектики, совершенствуется ее структура, уменьшается газосодержание. На сплавах систем Al-Mg, Al-Mg-Zn, Al-Mn, Al-Fe показана возможность значительного улучшения структуры шихтовых материалов кратковременным воздействием на их расплавы НЧК, что позволяет уменьшить наследственное влияние неоднородности структуры шихтовых материалов на выплавляемые алюминиевые сплавы. Показано, что обработка расплавов Al-5%Fe НЧК в сочетании с высоким перегревом расплава способствует повышению степени гомогенности расплава. Это приводит к увеличению термического переохлаждения на межфазной границе кристалл- расплав, определяющего кинетику роста и морфологию структурных составляющих: подавляется рост первичных алюминидов Ре и формируется дисперсная квазиэвтектическая структура при меньших значениях перегрева расплава. Показано, что обработка НЧК расплавов вторичного заэвтектического силумина (с повышенным содержанием железа) в сочетании с высоким перегревом расплава способствует повышению гомогенности расплава, выравниванию его химического состава. Структура литого сплава при л кристаллизации обработанных расплавов характеризуется равномерным распределением первичного кремния в виде полиэдров, перераспределением примеси железа в фазах, уменьшением процентного содержания полиэдров состава А1381Ее и отсутствием грубых выделений и игл железосодержащих фаз.

Установлено, что обработка НЧК расплавов лигатур А1-Т1, А\-2т значительно уменьшает размер интерметаллидных частиц, способствует их равномерному распределению по объему сплава. В результате создаются условия для более быстрого и качественного растворения лигатур при использовании их для модифицирования алюминиевых сплавов.

Изучены процессы карбидообразования, протекающие в расплавах А1-Т1 при воздействии на них НЧК с помощью графитового излучателя при перегревах над ликвидусом 160-300 град. Установлены зависимости содержания интерметаллида и карбида титана от времени и температуры воздействия на расплав НЧК. Выявлены условия образования нежелательного карбида (А14С3) и оксикарбида (А1404С). Выявлены оптимальные условия получения лигатуры нового типа А1-Т1-С с различным соотношением зародышеобразующих фаз, А13Т1 и Т1С, ¡п-вци технологией при воздействии НЧК на расплавы А1-Т1 с помощью графитового излучателя.

10. Показана высокая модифицирующая способность опытных лигатур А1-Ti-C с различным соотношением зародышеобразующих фаз. Применение таких лигатур для модифицирования сплавов Al-Fe в количествах, не превышающих содержание титана в сплаве 0,05%, привело не только к измельчению зерна, но и его внутреннего строения (интерметаллидов железа). Это свидетельствует о возможности применения лигатур Al-Ti-C для переработки вторичных сплавов, расширения области их использования.

11. Предложен новый способ обработки расплава и конструкция установки для его осуществления, позволяющий интенсифицировать процессы бародинамического воздействия, растворения компонентов сплава и его гомогенизации по всему объему, а также активировать химические реакции составляющих его компонентов, увеличить степень дегазации расплава. Предусмотрена возможность автономного изменения частоты и амплитуды колебаний, что дает дополнительный параметр в управлении режимом перемешивания. В результате применения изобретения ожидается достичь повышения качества литого металла и увеличения производительности установки.

1. Макаров Г.С. Мировые тенденции в области переработки и применения вторичных алюминиевых сплавов / Г.С. Макаров // Технология легких сплавов. 2004. - №1. - С. 25.

2. Прокопов И.В. Российская алюминиевая промышленность и некоторые современные тенденции развития мирового рынка алюминия Электронный ресурс.: доклад / И.В. Прокопов. // ICSOBA-2004. Режимдоступа: http://www.aluminium-union.ru/?pageId=282.

3. Корякина А. Прибыль из вторсырья Электронный ресурс. / А. Корякина // Уральский рынок металлов. 2004. - №3. Режим доступа: http://www.urm.ru/newsOne.php?docid=58728.

4. Переработка лома и отходов цветных металлов в ионных расплавах./ Г.Ф. Казанцев и др.. Екатеринбург: УрО РАН, 2005. - 212 с.

5. Расплавы как основа формирования структуры и свойств алюминиевых сплавов. / И.Г. Бродова и др.. Екатеринбург: УрО РАН, 2005. - 369 с.

6. Базин Ю.А. Примеси и наследственность в алюминиевых сплавах; / Ю.А. Базин // VI международная научно-практическая конференция "Генная инженерия в сплавах": тез. докл. Самара: Сам.ГТУ, 1998. - С.14-16.

7. Ловцов Д.П. О механизме проявления наследственности в сплавах при физических методах воздействия на расплав. / Д.П. Ловцов // VI международная научно-практическая конференция "Генная инженерия в сплавах": тез. докл. Самара: Сам.ГТУ, 1998. - С.16-19.

8. Комаров С.Б. Влияние количества и состава отходов в шихте на качество металла. / С.Б. Комаров // VI международная научно-практическая конференция "Генная инженерия в сплавах": тез. докл. Самара: Сам.ГТУ, 1998.-С.51-52.

9. Пискарев Д.В. Примеси в алюминиевых деформируемых сплавах и комплексное флюсовое рафинирование от них / Д.В. Пискарев, Д.С.

10. Ульянов, А.В. Тихонов // Технология легких сплавов. 2004. - №1. -С.43-46.

11. Цветное литье: Справочник / Н.М.Галдин, и' др.. М:

12. Машиностроение, 1989. 528 с.

13. Плавка и литье алюминиевых сплавов: Справочник / М.Б. Альтман и др.. М.: Металлургия, 1983. - 352 с.

14. Гаврилин И.В. Зарождение центров кристаллизации / И.В. Гаврилин // VI международная научно-практическая конференция "Генная инженерия в сплавах": тез. докл. Самара: Сам.ГТУ, 1998. - С. 19-20.

15. Тягунов А.Г. Удельное электросопротивление жидких жаропрочных сплавов / А.Г. Тягунов и др. // Расплавы. 1996. - № 6. - С. 23-28.

16. Никитин В.И. Развитие и перспективы генной инженерии в сплавах / В.И. Никитин // VI международная научно-практическая конференция "Генная инженерия в сплавах": тез. докл. Самара: Сам.ГТУ, 1998. - С. 5-13.

17. Баум Б.А. Металлические жидкости / Б.А. Баум. М.: Наука, 1979 - 135 с.

18. Жидкая сталь / Б.А. Баум и др.. М.:Металлургия, -1984. - 208 с.

19. Попель С.И. Атомное упорядочение в расплавленных и аморфных металлах / С.И. Попель, М.А. Спиридонов, Л.'А. Жукова. -Екатеринбург: УГТУ, 1997. 384 с.X

20. Дифракционные исследования строения высокотемпературных расплавов / Э.А. Пастухов и др. Екатеринбург: УрО РАН, 2003.-354 с.

21. Базин Ю.А. Влияние физических воздействий на строение металлических расплавов / Ю.А. Базин, Б.А. Баум // V научно-техническая конференция с международным участием "Наследственность в литых сплавах": тез. докл. Самара: Сам.ГТУ, 1993.-С. 41-43.

22. Температурная обработка в жидком состоянии сложнолегированного сплава системы Al-Si-Mg с целью повышения механических свойств отливок / Г.Г. Крушенко и др. // Известия вузов. Цветная металлургия. 1983.-№ 5.-С. 97-99.

23. Структура и свойства быстроохлажденного сплава Al-8% Fe в зависимости от температурной обработки расплавов / И.Г. Бродова и др. // Расплавы. 1990. - № 1. - С. 16-20.

24. Закономерности формирования литой структуры переохлажденных сплавов Al-Ti / И.Г. Бродова и др. // Физика металлов и металловедение. 1992. -№ 1. - С. 84-89.

25. Спасский А.Г. Температурная обработка жидких металлов и влияние ее на механические свойства отливок / А.Г. Спасский, Б.А. Фомин, С.А. Алейников // Известия вузов. Цветная металлургия. 1959. - №6. - С. 162-165.

26. Спасский А.Г. Температурная обработка жидких металлов и влияние ее на механические свойства отливок / А.Г. Спасский, Б.А. Фомин // Литейное производство. 1959. -№10. - С.35-37.

27. О температурах структурных превращений в жидких алюминиевых сплавах / В.З. Кисунько и др. // III Всесоюзная конференция по строению и свойствам металлических и шлаковых расплавов: тез. науч. сообщ. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1978. - 4.2. - С.52-54.

28. Особенности температурных зависимостей вязкости жидких силуминов / В.З. Кисунько и др. // V Всесоюзная конференция по строению и свойствам металлических и шлаковых расплавов: тез. науч. сообщ. -Свердловск: УНЦ АН СССР, 1983. 4.2. - С.424.

29. Бондарев Б.И. Модифицирование алюминиевых деформируемых сплавов / Б.И. Бондарев, В.И. Напалков, В.И. Тарарышкин. М.: Металлургия, 1979. - 224 с.»

30. Бродова И.Г. Особенности кристаллизации алюминиевых сплавов в зависимости от состояния их расплавов: дис. д.т.н.: специальность 05.06.01 / Бродова Ирина Григорьевна. Екатеринбург, 1995. - 270 с.

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

32. Гольдштейн Я.Е. Микролегирование стали и чугуна / Я.Е. Гольдштейн. -М.: Машиностроение, 1969. 198 с.

33. Sundquist В., Mondolfo L. // Trans. Met. Soc. AIME 1960. - V.221. -P.6607-6611.

34. Cibula H. The mechanism of grain refinement of sand gastings in aluminium alloys / H. Cibula // J.Inst. Met. 1949. - V.76. - P.321-360.

35. Ламихов Л.К. О модифицировании алюминия и сплава АЛ7 переходными металлами / Л.К. Ламихов, Г.В. Самсонов // Цветные металлы. 1964. - №8. - С. 79 - 82.

36. Ламихов Л.К. О модифицировании алюминия переходными металлами / Л.К. Ламихов, Г.В. Самсонов // Металлургия и горное дело. Изв. АН СССР, ОТН. 1963. - №2. - С.96-98.

37. Кандалова Е.Г. Критерии оценки качества алюминиевых модифицирующих лигатур / Е.Г. Кандалова, В.И.' Никитин // VI международная научно-практическая конференция "Генная инженерия в сплавах": тез. докл. Самара: Сам.ГТУ, 1998. - С. 64-66.

38. Бродова И.Г. Роль структуры лигатурных сплавов при модифицировании алюминиевых сплавов цирконием / И.Г. Бродова, И.В. Поленц, П.С. Попель // Физика металлов и металловедение. 1993. - Т.76, №5. -С.124-131.

39. Никитин В.И. Наследственность в литых сплавах / В.И. Никитин. -Самара: ГТУ, 1995. 248 с.

40. Никитин В.И. Новые литейные технологии с использованием явления наследственности / В.И. Никитин // Литейное производство. 1997. -№5.-С. 12.

41. Козлов Л.Я. Перспективы развития методов управления литой структурой сплавов / Л.Я. Козлов, Л.М. Романов // Литейное производство. 1997. - №5. - С. 13.

42. Flemings М. Behavior of metal alloys in the semisolid state / M. Flemings // Metallurgical Transaction. 1991. - V.22B, №3. - P. 269-293.

43. Баландин Г.Ф. Формирование кристаллического строения металлов в ультразвуковом поле / Г.Ф. Баландин. М.: Машиностроение, 1965. -256 с.

44. Колачев Б.А. Влияние внепечной струйной обработки алюминиевого расплава на газонасыщенность отливок из сплава АК9ч (АЛ4) / Б.А.

45. Колачев, A.B. Тимошкин // Известия вузов. Цветная металлургия. 2002. -№1.-С. 31-32.

46. Ефимов В.А. Физические методы воздействия на процессы затвердевания сплавов / В.А. Ефимов, A.C. Эльдарханов. М.: Металлургия, 1995. - 272 с.

47. Добаткин В.И. Слитки алюминиевых сплавов / В.И. Добаткин-Свердловск: Свердловская типография Металлургиздата, 1960. 176 с.

48. Баландин Г.Ф. Формирование кристаллического строения металлов в ультразвуковом поле / Г.Ф. Баландин. М.: Машиностроение. 1965. -256 с.

49. Фейгин О.О. Взрыв кипящего металла Электронный ресурс. / О.О. Фейгин. Режим доступа: www.sciteclibrary.ru.

50. Фейгин О.О. Воздействие сверхвысокоэнергетических электроимпульсов на металлорасплавы Электронный ресурс. / О.О. Фейгин. Режим доступа: http: www.sciteclibrary.ru.

51. Таран Ю.Н. Влияние электрического тока на структурные превращения в сложнолегированных алюминий-кремниевых сплавах / Ю.Н. Таран и др. // Расплавы. 1987. - Т. 1, № 4. - С. 111 -116.

52. Влияние электрогидроимпульсной обработки на структуру ближнего порядка расплава многокомпонентного сплава на основе алюминия / Ю.А. Базин и др. // Расплавы. 1992. - № 3. - С. 89-91.

53. Романов A.A. Вязкость некоторых сталей и ее связь с качеством слитка, подвергнутого вибрации в процессе затвердевания: дис. к.т.н. / Романов Александр Анисимович. Свердловск, 1958.- 120 с.

54. Влияние вибрации на формирование макро- и микроструктур затвердевающих стальных слитков / A.C. Нурадинов и др. // Материаловедение. 2004. - №5. - С. 24-26.

55. Ульянов В.А. Наложение упругих колебаний на железоуглеродистые расплавы в ковшах / В.А. Ульянов, В.Н. Гущин, Б.М. Китаев // Черная Металлургия. Известия Вузов. 1999. - № 1. - С.49-51.

56. Гладков М.И. Виброобработка жидкого металла / М.И. Гладков, Ю.А. Болакин // Литейное производство. 2000. - №12. - С. 7-8.

57. Абрамов О.В. Воздействие мощного ультразвука на жидкие и твердые металлы / О.В. Абрамов. М.: Наука, 2000. - 312 с.

58. Эскин Г.И. Ультразвуковая обработка расплавленного алюминия. / Г.И. Эскин. М.: Металлургия, 1965. - 224 с.

59. Денисов С. Указатель физических эффектов и явлений Электронный ресурс. / Денисов С. Режим доступа: Ь«р:/Л ¡Ь. 1иЫапхот/1ёх1гДп2/007.

60. Особенности кавитационных процессов при воздействии на жидкие среды упругих колебаний * низких частот / Э.А. Попова и др. // Расплавы. 1998. -№3. - С. 7-13.

61. А. с. № 4136144/23-02 Устройство для обработки расплава низкочастотными колебаниями / Телицин И.И. 1987. Зс.

62. Использование низкочастотной акустической кавитации для смещения расслаивающихся расплавов цинк свинец / И.И. Телицин и др. // Доклады Академии наук. - 1992. - Т. 322, №5. - С. 899-901.

63. Математическое моделирование движения жидкости в цилиндрическом сосуде, возбуждаемое поршнем-вибратором / И.Э Игнатьев и др. // Расплавы. 2005. - №6. - С. 3-11.

64. Математическое моделирование механики движения расплава под воздействием упругих колебаний / И.Э. Игнатьев и др. // VII Российский семинар "Компьютерное моделирование физико-химических свойств стекол и расплавов": тр. Курган, 2004г. - С. 23-26.

65. Обработка расплава периодическими изменениями давления в условиях турбулентного движения. / И.Э. Игнатьев и др. // XI Российскаяконференция "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов": науч. тр. Екатеринбург, 2004. - Т. 2. - С. 105-109.

66. Романов А. А. Литье стали в вибрационную форму / A.A. Романов. М.: Машгиз, 1959.-354 с.

67. Заявка № 2005107393 Способ вибрационной обработки расплава и устройство для его осуществления / Ю.В. Концевой, И.Э. Игнатьев, Э.А. Пастухов, H.A. Ватолин, Е.В. Игнатьева, Э.А. Попова, A.B. Долматов. Приоритет 16.03.2005. 7с.

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

69. Школа-семинар "Цифровая микроскопия": материалы. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2002. - 136 с.

70. Афанасьев В.К. Структура и свойства алюминиевых сплавов в зависимости от условий подготовки шихтовых материалов / В.К. Афанасьев, В.И. Никитин // Литейное производство. 1976. - №4. - С. 16-17.

71. Никитин В.И. О влиянии качества шихтовых металлов на свойства легких сплавов / В.И. Никитин // Цветные металлы. 1982. - №8. - С. 73-75.

72. Никитин В.И. Управление наследственностью структуры шихты и расплавов важнейший резерв повышения качества отливок / В.И. Никитин // Литейное производство. - 1988. - №9. - С. 5-6.

73. Massalski T.B. (ed.) Binary Alloy Phase Diagrams (with updates 2nd Edn) CD-ROM. / T.B. Massalski. Ohio: ASM International. - 1996.

74. Влияние акустической кавитационной обработки расплава Al-Mg на структуру и свойства литого металла / Л.Е. Бодрова и др. // Металлы. -2003.-№6.-С. 45-48.

75. Гуляев А.П. Металловедение. / А.П. Гуляев. М.: Металлургия, 1977. -647 с.

76. Кубашевский О. Металлургическая термохимия. / О. Кубашевский, С.Б. Олкокк. М.: Металлургия, 1982. - 392 с.

77. Фридляидер И.Н. Современные алюминиевые, магниевые сплавы и композиционные материалы на их основе / И.Н. Фридляндер // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. - №7. - С. 24-29.

78. Необратимые изменения вязкости расплавов А1-Мп при высоких температурах / О.А. Коржавина и др. //Расплавы. -1990.-№6.-С. 23-28.

79. Влияние температурных условий обработки расплавов Al-Si упругими колебаниями низкой частоты на структуру литого металла / Э.А. Попова и др. // Расплавы. 1999. - №5. - С. 28-31.

80. Влияние температурных условий обработки расплавов упругими колебаниями низкой частоты на структуру литого металла / Э.А. Попова и др. // Расплавы. 1999. - №5. - С.28-31.i *

81. Влияние температурно-временной и низкочастотной акустической обработок расплава на структурообразование в сплаве Al-5%Fe / И.Г. Бродова и др. // Физика металлов и металловедение. 2006.

82. Влияние структурного состояния расплава на кристаллизацию силуминов / П.С. Попель и др. // Расплавы. -1987. Т. 1, №3. - С. 31-35.

83. Структура и свойства быстрозакаленного сплава Al-8%Fe в зависимости от температурной обработки расплава / И.Г. Бродова и др. // Расплавы. 1990.-№1.-С.16-20.

84. Таран Ю.Н. Структура эвтектических сплавов / Ю.Н. Таран, В.И. Мазур. -М.: Металлургия, 1978.-311с.

85. Элиот Р. Управление эвтектическим затвердеванием / Р. Элиот. М.: Металлургия, 1987. - 350 с.

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

87. Морфологические особенности структуры и свойства заэвтектических силуминов / И.Г. Бродова и др. // Физика металлов и металловедение. -1988. Т.65, №6. - С. 1149-1154.

88. Изменение структуры силуминов воздействием Hä их расплавы акустической кавитацией и жидкими солями / JI.E. Бодрова и др. // Расплавы. 2004. - №4. - С. 62-66.

89. Влияние состояния расплава на процесс кристаллизации и структуру силуминов / Е.Е. Барышев и др. //Электрометаллургия. 2004. - №8. -С. 15-20.

90. Исследование наследственного влияния структуры шихты и перегрева расплава на структуру силуминов/ Ли Пыцзе и др. // Литейное производство. 2001. - №5. - С. 15-16.

91. Влияние добавок 3<3-переходных металлов на структурные характеристики жидкого алюминия/ A.B. Емельянов и др. // Известия вузов. Физика. 1987.-№7.-С.76-78.i

92. Лукьянов Г.С. Алюминиевые лигатуры с мелкокристаллическим строением / Г.С. Лукьянов, В.И. Никитин / Литейное производство. -1997.-№8-9.-С. 13-14

93. Взаимосвязь структуры и модифицирующей способности Al-Ti и Al-Zr-лигатур при получении отливок из высокопрочных силуминов / И.Г. Бродова и др. // Литейное производство. 1999. - №1. - С.23-25

94. Алюминиевые лигатуры, полученные методом СВС / В.И. Никитин и др. // Литейное производство. 1996. - №9. - С.7-8,

95. Никитин В.И. Структура Al-Ti-B-лигатуры, полученной СВС / В.И. Никитин и др. // Литейное производство. 1997. №8-9. С. 19-20.

96. Повышение модифицирующей способности лигатур Al-Zr. / А.В. Долматов и др. // XI Российская конференция "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов": науч. тр. Екатеринбург, 2004. -Т.4,-С. 244-246.

97. Способ повышения качества лигатур Al-Ti / А.В. Долматов и др. XI Российская конференция "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов": науч. тр. Екатеринбург, 2004. - Т.4, - С. 247250. ' 7

98. Whitehead A.J. The development of a commercial Al-3%Ti-0.15%C grainrefining master alloy/ A.J. Whitehead, S.A. Danilak, D.A. Granger // The 126th TMS Annual Meeting and Exhibition February 9-13th, 1997, Orlando, Florida, U.S.A.

99. Bai-Qing Zhang. An investigation on microstructures and refining performances of newly developed Al-Ti-C grain refining master alloys / Bai-Qing Zhang et al. // J. Materials Sci. Letter. 2000. - V.19. - P.l485-1489.

100. Ю4.Гзовский К.Ю. Микролегирование алюминиевых сплавов Al-Ti-C лигатурой / К.Ю. Гзовский и др. // Литейное производство. 2001. -№4.-С. 15-17.

101. Амосов А.П. Управление структурой и свойствами CDC-композитов /

102. А.П. Амосов // VI Международная научно-практическая конференция "Генная инженерия в сплавах": сб. тез. Самара: СамГТУ, 1998. - С.115-116.

103. Peijie Li. Preparation of Al-TiC composites by self-propagating high-temperature synthesis / Peijie Li et. al. // Scripta Mat. 2003. - V. 49. - P. 699-703.

104. Карбидообразование при кавитационном воздействии на расплавы Al-Ti / А.В. Долматов и др. // Технология металлов. 2004. - №10. - С. 2425.

105. Самсонов Г.В. Физическое материаловедение карбидов. / Г.В. Самсонов, Г.Ш. Упадхая, B.C. Нешпор. Киев: Наукова думка, 1974. - 456 с.

106. Макаренко А.Г. Термодинамический анализ процесса СВС при получении композиционных алюминиевых сплавов / А.Г. Макаренко,

107. B.И. Никитин, Е.Г. Кандалова // Литейное производство! 1999. - №1.1. C.38-39.

108. Михаленков К.В. Модифицирование алюминия титаном, цирконием и лигатурами AlTiB, AlTiC / К.В. Михаленков, Д.Ф. Чернега // Литейное производство. 2001. - №4. - С. 17-20.

109. Yang В. Microstructural characterization of in situ TiC/Al and TiC/Al-20Si-5Fe-3Cu-lMg composites prepared by spray deposition / B. Yang, F. Wang, J.S. Zhang. // Acta Materialia. 2003. - V.51. - P. 4977-4989.

110. Microstructures and refinement performance of rapidly solidified Al-Ti-C master alloys / Z. Zhang et. al. //Journal of Alloys and Compounds. 2002. -V.339.-P. 180-188.

111. Eborall M.D. Grain refinement of aluminium and its alloys by small additions of other elements / M.D. Eborall // J.Inst. Met. 1949-50. - V.76. - P. 296320