«Оптимизация фазового состава высокотехнологичных алюминиевых сплавов с композитной структурой
advertisement
На правах рукописи Хван Александра Вячеславовна «Оптимизация фазового состава высокотехнологичных алюминиевых сплавов с композитной структурой на основе Се- и Ca-содержащих эвтектик» Специальность 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов» АФТОРЕФЕРАТ Диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук Москва 2008 Диссертация выполнена на кафедре металловедения цветных металлов Государственного технологического университета «Московский институт стали и сплавов» НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ: Профессор, доктор технических наук Белов Н.А. ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОПОНЕНТЫ: Профессор., доктор технических наук Осинцев О.Е. Кандидат технических наук Дриц А.М. ВЕДУЩЕЕ ПРЕДПРИЯТИЕ: ФГУП ВИАМ Защита диссертации состоится «22» мая 2008 г. в 15-30 на заседании Диссертационного совета Д 212.132.08 при Государственном технологическом университете «Московский институт стали и сплавов» по адресу: 119049, г. Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, д.4, ауд. 436. С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Государственного технологического университета «Московский институт стали и сплавов» Справки по телефону: (495) 237-84-45 Автореферат разослан « » апреля 2008 г. Ученый секретарь Диссертационного совета, проф. Мухин С.И. 2 Введение Актуальность работы В настоящее время алюминиевые сплавы получили широкое применение благодаря хорошему комплексу механических, физических, коррозионных и технологических свойств. Однако развитие техники требует материалов с еще более высоким уровнем различных характеристик, чем те, которые могут обеспечить промышленные сплавы. В связи с этим является актуальным создание такого подхода конструирования новых алюминиевых сплавов, который бы позволил существенно улучшить свойства и при этом сохранил бы их стоимость на приемлемом уровне. Решить такую задачу без поиска новых перспективных систем легирования представляется маловероятным. Из литературы известно, что наиболее оптимальное сочетание разных свойств (в том числе механических) можно получить в материалах со структурой композиционного материала (КМ) при высокой дисперсности упрочняющих фаз, а также их равномерном распределении. В частности, для получения дисперсной морфологии кремниевой фазы промышленные силумины (их иногда называют естественными композитами) подвергают модифицированию. Однако модифицирование позволяет только уменьшить размер частиц (например, размер (Si) с 5-10 до 2-3 мкм), а их объемная доля меняется незначительно (потолок для силуминов около 11об.%). Для получения структуры КМ с большей объемной долей частиц используют, как правило, специальные технологии, которые предусматривают введение упрочнителя в твердом виде. Примером является метод механического легирования, который позволяет реализовать структуру, состоящую из алюминиевой матрицы и равномерно распределенных в ней дисперсных (<1 мкм) частиц (карбидов, нитридов, боридов, оксидов и т.д.). При использовании такого метода количество упрочнителя может достигать 30об.% и более, однако этот процесс слишком дорог для широкого применения (необходим процесс компактирования). Известна также технология получения быстрозакристаллизованных алюминиевых сплавов с добавками переходных металлов (в том числе эвтектикобразующих: Fe, Ce, Ni, Co), которая, как и механическое легирование, требует операции компактирования, но сами частицы получаются из расплава в процессе кристаллизации. В результате можно получить структуру (КМ), состоящую из алюминиевой матрицы и равномерно распределенных в ней дисперсных алюминидов с объемной долей до 20-25%. Однако и эта технология (известная в мире как RS/PM) слишком дорогая для промышленного применения. Ранее в исследованиях МИСиС было показано, что получение структуры КМ на алюминиевой основе с разными алюминидами (подобную той, которая характерная для технологии RS/PM) возможно и с использованием простых технологических процессов. Для этого требуется найти эвтектики, которые удовлетворяют следующим требованиям: 1) дисперсное 3 строение в литом состоянии, 2) высокая объемная доля алюминида, 3) его способность к сфероидизации при отжиге без огрубления. Для нахождения таких эвтектик требуется анализ (в том числе и количественный) многокомпонентных фазовых диаграмм с доступными эвтектикобразующими элементами. Среди последних наиболее перспективными представляются церий (в том числе в виде мишметалла-Mm) и кальций. Выбор церия и кальция объясняется тем, что в системах на основе алюминия они образуют большое количество фаз (прежде всего, тройных). Кроме того, эти металлы достаточно широко используются в промышленности (в том числе в черной металлургии), т.е. являются доступными. Вместе с тем, поиск Ce- и Ca-содержащих эвтектик по известным фазовым диаграммам существенно сдерживается отсутствием надежных сведений по ним. Даже по многим тройным системам имеются лишь несколько публикаций. При этом в них, как правило, приводятся только равновесия в твердом состоянии (без поверхностей ликвидуса, солидуса, нонвариантных реакций и т.д.), что явно недостаточно. Очень мало данных по микроструктуре Ce-и Ca-содержащих сплавов и ее трансформации в процессе термообработки, а без этого трудно оценить перспективность тех или иных композиций (сама диаграмма информации по микроструктуре не дает). Поэтому весьма актуально построение многокомпонентных фазовых диаграмм в области алюминиевого угла с участием Се и Ca, а также детальное изучение микроструктуры эвтектических сплавов. Цель работы Главная цель данной работы состояла в изучении возможностей создания новой группы алюминиевых сплавов со структурой КМ на основе Ce- и Ca-содержащих эвтектик (эвтектических композиционных материалов -ЭКМ), предназначенных для получения фасонных отливок и деформированных полуфабрикатов традиционными методами. Для достижения этой цели были поставлены следующие задачи. 1. Построение фрагментов многокомпонентных Ce- и Ca-содержащих фазовых диаграмм в области алюминиевого угла для выявления перспективных эвтектик, обладающих дисперсной структурой и высокой объемной долей второй фазы (алюминида). 2. Изучение комплекса механических и технологических свойств перспективных Се – и Са – содержащих ЭКМ в сравнении с известными алюминиевыми сплавами. 3. Количественный анализ многокомпонентных фазовых диаграмм в областях, соответствующих составам промышленных силуминов, с целью предложения рекомендаций по оптимизации составов марочных сплавов. 4. Оценка целесообразности разработки Се – и Са – содержащих литейных алюминиевых сплавов. 4 Научная новизна 1. Построены фрагменты многокомпонентных Ce- и Ca-содержащих фазовых диаграмм в области алюминиевого угла, включая идентификацию фаз, фазовых равновесий в твердом состоянии и реакций кристаллизации. 2. В системе Al–Ce–Cu обнаружена эвтектика (Al)+Al8CeCu4, которая при обычных условиях затвердевания (Vохл101 K/c) характеризуется дисперсным строением, высокой объемной долей тройного соединения (24 %) и его способностью к трансформации при нагреве в мелкие (1-2 мкм) глобулярные частицы. Эвтектика (Al)+Al8CeCu4 в наибольшей степени отвечает оптимальной структуре ЭКМ. 3. На примере модельного эвтектического сплава Al-14%Cu-7%Ce показана возможность сочетания структуры ЭКМ (c высокой объемной долей упрочняющих фаз) с высокими технологическими свойствами, как при литье тонкостенных фасонных отливок, так и при получении тонколистовых полуфабрикатов холодной прокаткой. 4. Показано, что при отжиге листового проката ЭКМ на основе эвтектики (Al)+Al8CeCu4 формируется ультрамелкозернистая структура (2-5 мкм), которая сохраняется при повышении температуры вплоть до 590 0С. Практическая значимость работы 1. Предложены Ce- и Ca-содержащие модельные сплавы, перспективные для создания на их основе новых высокотехнологичных алюминиевых сплавов, обладающих структурой композиционного материала. 2. На основе количественного использованием программы промышленных анализа многокомпонентных фазовых диаграмм (с Thermo-Calc) в областях, соответствующих составам силуминов, предложены рекомендации по оптимизации составов марочных сплавов. 3. Показано, что термодинамическая база данных TTAL5 может быть использована для расчета фазового состава практически всех промышленных силуминов, в том числе и Niсодержащих (поршневых). 4. Предложен и запатентован способ модифицирования эвтектики в промышленных силуминах малой добавкой мишметалла. Данный способ успешно прошел опытнопромышленное опробование в условиях предприятия ОАО «МОСОБЛПРОММОНТАЖ». Апробация работы Основные материалы диссертационной работы доложены и обсуждены: 5 o На семинаре “II France-Russian seminar New achievements in Materials science” Москва, МИСиС, 10-12 ноября 2005 г.; o На международной научно-практической конференции “Прогрессивные литейные технологии”, Москва, МИСиС 13-15 декабря 2005 г; o На III-ей Евразийской научно-практической конференции “Прочность неоднородных структур.ПРОСТ-2006”, Москва, МИСиС 18-20 апреля 2006г o На 10-й Международной конференции “Aluminum Alloys ICAA-10”, Ванкувер, Канада, 9-13 июня 2006 г. o На второй международной конференции “Деформация и разрушение материалов и наноматериалов”, Москва, ИМЕТ РАН, 8-11 октября 2007г. o На IV Международной научно-практической конференции “Прогрессивные литейные технологии”, Москва, МИСиС 22-28 октября 2007 г; o На IV-ей Евразийской научно-практической конференции “Прочность неоднородных структур.ПРОСТ-2008”, Москва, МИСиС 8-10 апреля 2008г Результаты диссертационной работы отражены в 13 публикациях (в том числе в одной монографии и 4 в журналах, входящих в перечень ВАК). По результатам работ получено одно НОУ-ХАУ (№104-013-2005 от 8 июня 2005года) и подана заявка на патент (№ заявки 2007105401/02(005859) получено положительное решение). Структура и объем работы Диссертация состоит из введения, 6 глав, 10 выводов, библиографического списка из 128 источников и приложений. Работа изложена на 124 страницах машинописного текста, содержит 38 таблиц и 88 рисунков. ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ 1. Обзор литературы Проведен анализ структуры и свойств эвтектических алюминиевых сплавов с Ca, Si, Cu и Се (и др. РЗМ). Рассмотрены сплавы на основе Al-Si эвтектики и способы их модифицирования, в том числе приведены данные по влиянию небольших добавок Се и Mm на структуру и свойства промышленных силуминов. Проанализированы опубликованные результаты исследований многокомпонентных фазовых диаграмм состояния на основе алюминия с участием Се и Ca, в том числе и данные по анализу промежуточных фаз. Проанализированы сведения по влиянию Се и Ca на механические и технологические свойства алюминиевых сплавов. 6 По обзору литературы были сделаны следующие выводы: 1. В многокомпонентных системах на основе алюминия церий и кальций образуют различные эвтектики, обладающие достаточно дисперсным строением, что позволяет считать их наиболее перспективными элементами для создания новой группы литейных алюминиевых сплавов вместо традиционных сплавов, в частности на основе систем Al–Si и Al–Cu. 2. Немногочисленные примеры говорят о том, что Ce-содержащие эвтектики позволяют добиться наилучшего сочетания литейных свойств и жаропрочности. Из этого следует, что новые алюминиевые сплавы с добавкой церия и оптимизированным фазовым составом могли бы найти применение в тех областях, где характеристики промышленных сплавов 3хх и 2хх серий недостаточны. 3. Разработка перспективных сплавов типа ЭКМ существенно сдерживается отсутствием достаточных сведений по фазовым диаграммам с Ce и Ca. Даже по многим тройным системам имеются лишь несколько публикаций, при этом в них, как правило, приводятся только равновесия в твердом состоянии (без поверхностей ликвидуса, солидуса, нонвариантных реакций и т.д.), что явно недостаточно. 4. Показано, что добавки церия или мишметалла могут модифицировать эвтектику (Al)+(Si). 5. Суммарное количество эвтектических фаз в промышленных деформируемых алюминиевых сплавах, не превышает 5-6 об.%, а в предназначенных для получения тонколистового проката менее 4 об.% 2. Методики исследования На основании анализа литературы и последних результатов, полученных на кафедре металловедения цветных металлов, были выбраны экспериментальные сплавы и методики. Объектами исследования были сплавы следующих систем: Al-Ce-Cu, Al-Ce-Si, Al-Ce-Fe, Al-CeCu-Fe, Al-Ce-Cu-Si, Al-Ce-Cu-Zr, Al-Ce-Cu-Fe-Si, Al-Ca-Cu, Al-Ca-Si, промышленные силумины. Сплавы выплавляли в лабораторной электрической печи сопротивления в графитошамотных тиглях. Разливку проводили в графитовые и стальные изложницы различной формы. Пластическую деформацию (прокатку) слитков проводили на лабораторном прокатном стане. Исходные слитки имели толщину от 5мм до 15мм. Для изучения влияния термической обработки на технологичность и конечные механические свойства деформируемых полуфабрикатов (листов) деформацию при обработке давлением проводили по разным технологическим схемам. Толщина получаемого листа составляла до 0,25 мм, что соответствует суммарной степени обжатия до 93%. Термическую обработку слитков проводили в муфельной электрических печах СНОЛ1,6.2,3.0,8/9-М1 с точностью поддержания температуры около ~5 К и “Nabetherm”с вентилятором с точностью поддержания температуры ~1К. 7 Литейные свойства в большинстве случаев оценивали, определяя показатель горячеломкости по карандашной пробе. Для комплексной оценки литейных свойств использовали заводской кокиль, предназначенный для получения тонкостенных отливок (массой около 1 кг) из силуминов типа АК7ч. Механические свойства при испытаниях на изгиб и растяжение листов определяли на универсальной машине ИР 5057-50 со скоростью деформирования 2 мм/мин, а также на универсальной испытательной машине Zwick Z250, оснащенной ЭВМ (ГОСТ 1497-84). Твердость определяли на твердомере ТШ-2 (по Бринеллю) с диаметром стального шарового индентора 5 мм и нагрузкой 2500Н в течении 30с (ГОСТ 9012-59) и твердомере ТП-2 (по Виккерсу) с алмазным индентером и нагрузкой 50Н (ГОСТ 2999-75) в течение 30с. Микротвердость определяли на твердомере Wilson Walpert с использование индентора в виде правильной четырехгранной алмазной пирамиды. (ГОСТ-9450-76). Для оценки сопротивления ползучести был использован метод определения длительной твердости, предложенный А.А. Бочваром. Испытания проводили на установке, собранной из прибора ТШ-2. Использовались три температуры испытания 250 0С, 300 0С, 350 0С (диаметр стального шарового индентора 10 мм, время выдержки под нагрузкой 1ч). Структурные исследования проводили с помощью светового микроскопа Neophot-30 и электронных сканирующего JSM-35CF и просвечивающих JEM 2000-EX и JEM2100 микроскопов (СМ, СЭМ и ПЭМ соответственно). Микрорентгеноспектральный анализ проводили на электронном сканирующем микроскопе JSM-35CF с четырех кристальным спектрометром. Рентгеноструктурный анализ использовали для исследования фазового состава на установке фирмы Bruker axs «Discover D8». В качестве образцов использовали порошки, наличие фаз определяли по банку данных программы EVA. Оценку коррозионных свойств проводили по ускоренным методикам. При определении склонности сплавов к обей коррозии образцы выдерживали в водном растворе 5,7%NaCl+0,3%H2O2 (стандарт ASTM G 110-92) в течении суток. Склонность сплавов к межкристаллитной коррозии оценивали по результатам испытаний на растяжений до и после выдержки в растворе. Термический анализ, как прямой, так и дифференциальный проводили с целью определения температур фазовых превращений в сплавах. Прямой термический анализ проводили на установке КСП4, а дифференциальный на сканирующем калориметре Labsys DSC-1600 фирмы Setaram, оснащенным платина – родиевой термопарой. Значение плотности определяли методом гидростатического взвешивания в двух средах на воздухе и в воде. Взвешивание проводили на одноплечных весах фирмы “Metter”, Швейцария, погрешность которых 0,1мг. 8 Определение линейного коэффициента термического расширения (КТР) проводили на дилатометре LINSEIS L76/1000 в интервале температур 20-540 0С в воздушной атмосфере при скорости нагрева 5 К/мин. Статистическая обработка. Значения механических и литейных свойств рассчитывали как среднее из 5-10 измерений на точку. Для оценки значимости результатов механических испытаний рассчитывали среднеквадратическое отклонение и доверительный интервал. Расчет фрагментов фазовых диаграмм состояния (включая массовые и объемные доли фаз, а также температуры ликвидуса и солидуса) проводили с использованием программы Thermo-Calc (версия TCW-4, база данных TTAL5). 3. Диаграмма состояния Al-Ce-Cu В данном разделе приведены исследования микроструктуры сплавов, а также фазовых диаграмм Al-Ce, Al-Ce-Cu, Al-Ce-Si, Al-Ce-Fe-Si, Al-Ce-Cu-Fe и Al-Ce-Cu-Fe-Si. На первом этапе работы была уточнена двойная диаграмма с церием. Структурный анализ (в том числе и медленно закристаллизованных сплавов) показал, что первичные кристаллы Al4Ce появляются уже при 10% Се по массе, хотя согласно последним литературным данным концентрация Се в эвтектической точка составляет 12%. Следует отметить, что термический анализ (в том числе и ДТА) не выявляет образование первичных кристаллов алюминида и при 12% Ce, хотя их количество достаточно велико. На рис.1 приведена уточненная фазовая диаграмма Al-Ce, а также микроструктуры характерных сплавов. б а в Рис. 1. Экспериментально уточненная диаграмма состояния Al-Ce (а) и микроструктуры сплавов ( 590 0С, 3 ч) (СЭМ): б) Al-9,8 % Ce; в) Al-10 % Ce Из анализа литературы следует, что в алюминиевом углу системы Al-Ce-Cu кроме фаз из двойных систем (Al2Cu и Al4Ce) имеются два тройных соединения Al8CeCu4 (19,2%Се, 42,5%Сu) и Al4CeCu (43,7–47,2% Ce; 19–23.9% Cu). Данные тройные соединения образуют с алюминием квазибинарные разрезы эвтектического типа и делят алюминиевый угол на три части, в каждой из которых образуются тройные эвтектики. Поскольку в работе особое внимание уделяется эвтектическим сплавам, то область вокруг эвтектических точек на квазибинарных разрезах представляла особый интерес. Эвтектическая точка на квазибинарном разрезе Al – Al8CeCu4 по 9 литературным данным соответствует 16,9 % Сu-7,7 % Ce и 585 0С. Однако микроструктурный анализ данного сплава показал, что в составе сплава такого состава содержится как тройная эвтектика (Al- Al8CeCu4- Al2Cu), так и первичные кристаллы фазы Al8CeCu4. Методами термического микроструктурного анализа было и установлено, что эвтектическая точка на квазибинарном разрезе соответствует 14% Cu - 7 % Ce и 610 ±10С, а сам квазибинарный разрез находится вблизи лучевого сечения Cu:Ce=2:1 (рис. 2). Для анализа влияния концентрации меди на структуру и свойства сплавов были рассмотрены сплавы сечения соотношением В Al-14%Cu. Cu:Ce>2 по сплавах границам с колоний (Al)+Al8CeCu4 выявляются прожилки фазы Al2Cu, Рис. 2 Квазибинарный разрез Al- Al8CeCu4 (Cu:Ce=2:1) которые согласно строению диаграммы Al–Ce–Cu можно идентифицировать как вырожденную тройную эвтектику (Al)+Al8CeCu4+Al2Cu (рис.3). На термограммах сплавов, в которых при кристаллизации образуется тройная эвтектика, появляется пик при температурах, немного меньших температуры двойной эвтектики L(Al)+Al2Cu (545 0С). В частности, в сплавах, содержащих 14%Cu, этот пик обнаруживается при 6,5 % и меньшей концентрации церия. При увеличении концентрации церия до 8% и более в структуре выявляются первичные кристалла тройного соединения. Температура солидуса, в соответствии с полученными термограммами, с увеличением концентрации Ce >7% оказалась равной ~605 0C. в б Рис. 3 – политермический разрез Al-14%Cu (а) и структура сплава Al14 % Cu-6%Ce(б,в): б) структура литого сплава, в) струкутура сплава отожженного при 590 0С, 3ч. Полученные а экспериментальные данные не подтвердили существование второго квазбинарного разреза Al-Al4CeCu. Данные МРСА показали, что при содержании меди около 18% 10 состав первичных кристаллов соответствует соединению Al8CeCu4. Однако состав первичных кристаллов сплава с содержанием меди 15% оказался отличным как от соединения Al 8CeCu4, так и от соединения Al4CeCu. При уменьшении содержания меди состав «новых» первичных кристаллов приближается к фазе Al4Ce. Это позволяет предположить, что соединение Al4CeCu является не тройной фазой, а раствором меди в двойной фазе Al4Ce. Поскольку экспериментально определенный состав первичных кристаллов имеет небольшое отличие (от Al4Ce) по концентрации церия, то можно считать, что атомы меди замещают, главным образом, атомы алюминия. Данное предположение подтверждается результатами РСА, которые показывают, что первичные кристаллы сплавов Al–15%Cu–12%Ce и Al–12%Ce имеют одинаковую кристаллическую решетку. Доказательством существования реакции L(Al)+Al8CeCu4+Al4Ce могут быть данные DSC, которые показывают небольшое снижение температуры солидуса в сплавах с избытком церия по сравнению с температурой точки e3 на квазибинарном разрезе (Al)–Al8CeCu4. Более того, в структуре некоторых сплавов (Al-12 %Cе-6%Cu) присутствовала тройная эвтектика виде прожилок по границам дендритных ячеек. На основании всех полученных данных были построены поверхности ликвидуса (рис.4а) и солидуса (рис. 4б) диаграммы Al-Ce-Cu. Для изучения фазовых равновесий в твердом состоянии изучали структуры сплавов после отжига при 5400С, 6-10ч и 590 0С, 3 ч с последующей закалкой в воду. Микроструктурный анализ сплавов после термической обработки показал, что при 540 0С происходит фрагментация частиц тройного соединения Al8CeCu4. При этом их размер не превышает 1-2 мкм. Отжиг при 5900С приводит к огрублению данных частиц, однако их размер остается достаточно малым, что свидетельствует о высокой термической стабильности. Отжиг при 540 0С не привел к образованию жидкой фазы ни в одной из областей диаграммы состояния. Термическая обработка при 590 0С привела к частичному оплавлению сплавов области (Al)+Al8CeCu4+Al2Cu. Изотермические разрезы при 5400С и 590 0С, показанные на рис.5, послужили основой (наряду с ликвидусом, см. рис.5а) для выбора состава перспективных ЭКМ. а б Рис. 4. Экспериментально построенные поверхности ликвидуса (а) и солидуса (б) 11 а б Рис. 5. Изотермические разрезы диаграммы состояния Al-Ce-Cu: a -540 0C; б- 590 0С Анализ диаграммы Al-Ce-Si важен, с одной стороны, для оценки влияния Si на структуру и фазовый состав сплавов с Се, а, с другой стороны, для оценки влияния Се на фазовый состав силуминов. Согласно литературным данным в равновесии с (Al) находятся фаза Х (Се2SiAl3) и раствор алюминия в фазе CeSi2. Исследование сплавов с высоким содержанием Si (в области силуминов), показало, что добавка церия приводит к появлению только одной фазы (X), которая может образовываться по трем реакциям: первично из расплава, по моновариантной эвтектической реакции L(Al)+X, а также в составе тройной эвтектики (Al)+(Si)+X. Последнее является наиболее благоприятным для микроструктуры. Температура этой эвтектики на 3-5 0С ниже, чем у двойной. На рис.6 приведен угол диаграммы состояния Al-Ce-Si, построенный на основе экспериментальных и литературных данных. Рис. 6. Алюминиевый угол диаграммы Al-Ce-Si Рис. 7. Алюминиевый угол диаграммы Al-Ce-Si-Fe Диаграмма Al-Ce-Fe была ранее рассмотрена в работах кафедры. Было установлено, что в равновесии с алюминиевым твердым раствором помимо дойных соединений Al4Ce и Al3Fe существует тройное соединение Al10Fe2Ce. В системе Al-Ce-Fe-Si количество возможных фазовых равновесий в алюминиевом углу заметно возрастает по сравнению с тройными диаграммами. Наиболее вероятный вариант фазового распределения в этой четверной системе приведен на рис.7. 12 Согласно ему существует равновесие между фазами X (Al2CeSi2) и β (Al5FeSi), что предполагает наличие нонвариантной эвтектической реакции L(Al)+(Si)+X+β. Анализ влияния Si и Fe на структуру и фазовый состав сплавов системы Al-Ce-Cu проводили при 10%Cu и 5%Ce. Было установлено, что эти вероятные примеси, оказывают резко отрицательное влияние на структуру уже в малых количествах. В частности, введение Si в количестве 0,1% приводит к появлению иглообразных частиц. Дальнейшее увеличение концентрации Si до 0,5% приводит образованию низкотемпературной эвтектики (~540 0С), в которой присутствует фаза Al2Cu. Введение Fe в количестве 0,1% приводит к образованию малого количества двойной эвтектики, которая обладает достаточно грубой морфологией. Совместное введение Fe и Si приводит к сильному огрублению структуры и образованию различных низкотемпературных эвтектик. По результатам структурного, дифференциального термического и рентгеноструктурного анализов сделан прогноз фазовых равновесий в твердом состоянии в системах Al-Ce-Cu-Fe, Al-Ce-Cu-Si и Al-Ce-Cu-Fe-Si. Для дальнейшего изучения был выбран сплав Al-14%Cu-7%Ce (точка e3 на рис.5а), который при низком содержании примесей Fe и Si позволяет получить чисто эвтектическую структуру (Al)+Al8CeCu4. 4. Свойства сплавов системы Al-Ce-Cu Для всесторонней сравнительной оценки механических свойств квазибинарной эвтектики (Al)+Al8CeCu были приготовлены характерные сплавы системы Al-Ce-Cu (табл.1, рис.9). На первом этапе были проведены механические испытания (на изгиб) отдельно отлитых образцов, приготовленных из эвтектических сплавов. По прочности сплав Al-14%Cu-7%Ce не уступает сплаву Al-33%Cu, и значительно превосходит его по пластичности. Сплав Al-9.8%Ce более пластичный, чем сплав Al-14%Cu-7%Ce, однако он значительно уступает ему в прочности. Это можно объяснить тем, что доля алюминида Al4Ce в двойной эвтектике значительно меньше, чем доля алюминида Al8CeCu4 в квазибинарной эвтектике (табл. 1). Доля фазы Al2Cu в соответствующем эвтектическом сплаве составляет около 50об.%, что объясняет его хрупкость. После отжига при 540 0С пластичность сплава Al-14%Cu-7%Ce возрастает, при этом прочность сплава остается на достаточно хорошем уровне. В сплаве Al-33%Cu фаза Al2Cu в результате отжига сильно огрубляется (рис.8а), поэтому его пластичность остается низкой. Склонность фазы Al8CeCu4 к фрагментации и сфероидизации в процессе отжига, при сохранении достаточной дисперсности структуры (рис.8в), делает структуру сплава Al-14%Cu-7%Ce весьма близкой к той, которая образуется в сплавах, полученных по технологии RS/PM (в частности, системы Al-Ce). В качестве мягкой матрицы выступает (Al), а частицы фазы Al8CeCu4 играют роль упрочняющих частиц. Проведенные испытания на длительную твердость показали, что при 13 температуре 350 0С длительная твердость сплава Al-14%Cu-7%Ce выше, чем у сплава Al-33%Cu и не уступает поршневому силумину АК12ММгН (рис.9). Таблица 1. Характеристики эвтектических сплавов системы Al-Ce-Cu* Эвтектика Состав T, 0C Al-Al2Cu Al-33%Cu 548 Al-Al4Ce Al-9.8%Ce 645 Al-Al8CeCu4 Al-14%Cu-7%Ce 610 *экспериментальные данные (расчетные) а б Qm, масс% (57,1) (17,6) (36,4) Qv, об.% (50,1) (11,9) (23,7) ρ, г/см3 3.55(3.56) (2.96) 3.18(3.22) в Рис. 8. Структура отожженных сплавов системы Al-Ce-Cu: а) Al-33%Cu; б) Al-9.8%Ce в) Al-14%Cu-7%Ce; а-540 0С, 10ч; б,в-590 0С,6ч. Поскольку алюминиевые сплавы эвтектического типа в большинстве случаев используются для получения фасонных отливок, в данной работе были определены литейные свойства для сплавов системы Al-Ce-Cu. Было установлено, что хорошими литейными HB 1 14 свойствами обладают двойные сплавы системы 12 Al-Ce (концентрация Ce не меньше 5,5%), а также 10 сплавы квази-бинарного разреза. При переходе из 8 двухфазной области Al-Al8CeCu4 в трехфазную 6 Al-14%Cu- Al-14%Cu- Al-9,8%Ce Al-33%Cu 7%Ce 4,6%Ce АЛ25 Al-Al8CeCu4-Al2Cu показатель горячеломкости резко увеличивается с 4мм до 16мм, что связано с Рис. 9. Часовая твердость эвтектических сплавов системы Al-Ce-Cu при 3500С резким снижением солидуса (рис. 4) и, как следствие, увеличением интервала кристаллизации. Поэтому для разработки сплавов с хорошими литейными свойствами нужно рассматривать сплавы на квази-бинарном разрезе. Однако такие сплавы являются термически неупрочняемыми, что вытекает из сечения, показанного на рис.5а. Согласно МРСА в алюминиевом твердом растворе содержится не более 2%Cu. Термическая обработка (закалка 540 0 С, старение 180 0 С) сплавов из трехфазной области приводит к значительному упрочнению (рис.10). При этом структура сплавов, находящихся на границе трехи двухфазной областей, сохраняет дисперсность сплавов квазибинарного разреза. 14 Определение механических свойств 540 С, 6ч отдельно отлитых образцов из термически не 140 100 14%Cu-7%Ce и термически упрочняемого Al-13%Cu-4%Ce показало, 80 что 60 40 значения σв и δ выше, чем у эвтектических силуминов АК12 и АК12ММгН соответственно. 540 С,6ч+180 С,6ч 120 упрочняемого эвтектического сплава Alсплава литое HB 0 1 2 3 4 4,6 5 6,5 7 8 9 10 11 12 Се, масс % Рис. 10. Зависимость твердости сплавов системы Al-Cu-Ce от концентрации Се при 14%Cu. Традиционно сплавы с большой долей эвтектики не используют как деформируемые из- за низкой технологичности, особенно для тонко листового проката. Доля эвтектики в промышленных сплавах, как правило, не превышает 5-6об.%. Существующие методы производства листов из КМ (с высокой долей упрочняющей фазы) отличаются сложным технологическим процессом. Высокая пластичность модельного сплава Al-14%Cu-7%Ce в отожженном состоянии, состоящего из алюминиевого твердого раствора (растворимость меди в котором не превышает 2%) и дисперсной фазы Al8CeCu4 позволили предположить, что данный сплав может иметь хорошую технологичность при пластической деформации. Предварительно HV 130 120 110 100 90 80 70 60 (при 590 0 отожженный С, 3 ч) сплав был подвергнут холодной деформации с промежуточными отжигами. В результате были получены листы 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 T, 0 C Рис. 11. Зависимость твердости от температуры холоднокатаного листа сплава Al-14%Cu-7%Ce отжига толщиной 1,9мм; (общая степень обжатия 65%). Морфология фазы Al8CeCu4 мало изменилась после деформации, по сравнению с исходной (рис.8в). Отжиг листов при температуре выше 1500С приводит к снятию наклепа и окончательному разупрочнению после отжига при температуре 250 0 С (рис.11). В листе, отожженном при температуре 590 0С, размер зерна составляет 2-3 мкм. Малый размер зерна сохраняется благодаря сдерживанию его роста частицами фазы Al8CeCu4. Поэтому можно считать, что размер зерна зависит от свойств эвтектики (Al)+Al8CeCu4 Механические свойства листа в исходном и отожженном состоянии приведены в таблице 3. Нужно отметить высокую пластичность сплава после термической обработки. Была проверена возможность получения тонколистового проката из доэвтектического сплава Al-10%Cu-5%Ce. Для сравнения были взяты сплавы Al-12%Si (т.е. классический эвтектический силумин, соответствующей марке АК12оч) и АК11М4 (Al-11%Si-4%Cu). Все образцы из сплавов были приготовлены в одинаковых условиях. В результате холодной прокатки 15 с промежуточными отжигами из сплавов Al-12%Si и Al-14%Cu-7%Ce были получены полосы толщиной 250 мкм. Сплав АК11М4 в процессе холодной деформации разрушился. Различие в толщине мало отразилось на микроструктуре сплава Al-10%Cu-5%Ce. Частицы Al8CeCu4 имеют мелкодисперсную структуру (1-2мкм), в отличие от частиц Si фазы размер, которых составлял (56мкм). Дальнейшая прокатка силумина, до получения фольги, маловероятна, поскольку частицы местами занимают практически всю толщину ленты (у сплава Al-10%Cu-5%Ce такая возможность имеется, что обусловлено сохранение благоприятной структуры). Анализ зависимости твердости от температуры показал, что общий вид кривых у обоих сплавов аналогичен (рис.12в). Как и в случае с листом Al-14%Cu-7%Ce окончательно разупрочнение происходит уже при 250 0С. При этом уровень прочности сплава Al-10%Cu-5%Ce выше, чем у силумина. Таблица 2. Механические свойства холоднокатаных листов (1,9 мм) сплава Al-14%Сu-7%Ce состояние Исходное (деф.) 350 0С, 3ч sв , МПа 350 σ0.2, МПа 320±4 170±4 σв, МПа 370±20 260±10 s0,2, МПа 300 Al-105%Cu-5%Ce Al-12%Si 300 Al-10%Cu-5%Ce Al-12%Si 200 200 150 150 100 100 50 50 0 0 холоднокатаное 300 C, 3ч холоднокатаное а d, % 14 HV 111±1 79±4 250 250 16 δ, % 3±1 28±2 Al-12%Si б Al-10%Cu-5%Ce HV 120 Al-10%Cu-5%Ce 300 C, 3ч Al-12%Si 100 12 80 10 8 60 6 40 4 20 2 0 0 холоднокатаное 300 C, 3ч в 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 T, C г Рис. 12. Сравнительный анализ механических свойств тонких полос (250 мкм) сплавов Al-10%Cu-5%Ce и Al12%Si: а - предел прочности; б – предел текучести; в – относительное удлинение в исходном и отожженном состоянии; г- зависимость твердости от температуры отжига Поскольку термически упрочняемые сплавы, находящиеся на границе двух областей не отличаются высокой пластичностью, для получения из них листов использовали горячую прокатку. Микроструктура листов Al-13,5Cu-4%Ce и Al-12%Cu-3,5%Ce примерно такая же, как и у сплава Al-14%Cu-7%Ce. Данные модельные сплавы также отличаются высокой пластичностью после термической обработки, но их прочность существенно выше, находясь на уровне 16 промышленных сплавов типа Д16 и 1201(табл. 3). При этом снижение концентраций Cu с 13% до 12% и Се с 4% до 3,5% не привело к снижению прочностных свойств. Дальнейшее снижение концентрации меди до 10% и церия 2,5% привело к получению материала, на основе которого возможна разработка новой группы термически упрочняемых деформируемых сплавов эвтектического типа, которые могли бы заменить промышленные Niсодержащие сплавы типа АК4-1. В качестве образца для сравнения был использован силумин АК11М4, который был приготовлен в аналогичных условиях и показал существенно худшие свойства. Таблица 3. Механические свойства горячекатаных листов термически упрочняемых сплавов эвтектического типа Сплав Al-13%Cu-4%Ce Al-12%Cu-3,5%Ce Al-10%Cu-2,5%Ce Al-11%Cu-4%Ce Состояние 540 0С, 3ч+ 180 0С, 6ч 540 0С, 3ч+ 180 0С, 6ч 540 0С, 3ч+ 170 0С, 6ч 540 0С, 3ч+ 170 0С, 6ч σв, МПа 430±10 430±15 400±3 284±3 σ0,2, МПа – – 256±5 131±1 δ, % 15±1 15±5 8±2 7±1 5. Структура и свойства сплавов с добавкой кальция Одной из наиболее интересных Ca-содержащих систем представляется система Al-Ca-Cu, поскольку в ней согласно литературным данным могут образовываться два тройных соединения Al8CaCu4 и AlCаCu4 (это предполагало сходство с системой Al-Ce-Cu). Так как информация по фазовой диаграмме этой тройной системы весьма скудная, были проведено ее экспериментальное изучение. Микроструктурный анализ показал, что фаза Al8CaCu4 склонна к фрагментации и сфероидизации, однако размер частиц заметно больше по сравнению с Al8CeCu4 (срав. рис. 8в и 13). На основании, полученных данных построена область образования первичных кристаллов в системы Al-Ca-Cu. Анализ механических свойств сплавов в литом и термообработанном состоянии показал, что так же как и в системе Al-Ce-Cu сплавы, находящиеся в трехфазной области Al-Al8CaCu4-Al2Cu склонны к термическому упрочнению после закалки и старения. В сплавах с большим содержанием Ca упрочнение отсутствует, что свидетельствует о переходе в другую фазовую область. В целом эвтектические сплавы на базе данной системы также можно рассматривать как основу ЭКМ. 17 Был системы проведен Al-Ca-Si, представляет также анализ поскольку она интерес для особый рассмотрения. По литературным данным в этой тройной системе в области б а алюминиевого образовываться Al2Si2Ca, угла может тройное соединение которое образует квазибинарный разрез с алюминиевым в твердым раствором. г Рис. 13. Микроструктура сплавов системы Al-Ca-Cu в литом (а,в) и отожженном состоянии (б,г): а,б – Al-3%Cu-6%Ca; в,г – Al-6%Cu-3%Ca. 540 0 На рисунке 14 представлен изотермический разрез при температуре С, полученный расчетным методом с помощью программы Thermo-Сalc. Анализ микроструктуры сплавов системы Al-Ca-Si, показал, что структура сплавов с большим содержанием Са (по левую сторону от квазибинарного разреза, рис.14.) отличается достаточно дисперсной морфологией. Считается, то Ca является вредной примесью в силуминах, поскольку ухудшает их литейные свойства, что связанно с образованием легких первичных кристаллов фазы Al2Si2Ca (расчетная плотность фазы 2,36 г/см3), а также с резким подъемом линии ликвидуса. В частности проведенные расчеты с использование программы Termo-Calc (база данных TTAL5) показали, что добавка 0,01%Сa к сплаву Al-12%Si приводит к образованию первичных кристаллов фазы Al2Si2Ca, а добавка 2%Ca приводит к повышению температуры ликвидуса до 850 0 С. При снижении концентрации кремния до 5%, образование первичных Рис. 14. Изотермический разрез диаграммы состояния Al-Ca-Si при 540 0 С кристаллов происходит при концентрации Ca ~0,4%, а добавка 2%Сa приводит к повышению температуры ликвидуса до 750 0С. Полученные данные микроструктурного анализа хорошо согласуются с расчетными (рис. 15а). При этом добавка Cа не приводит к снижению солидуса ниже 576 0С. Анализ микроструктуры сплавов и расчетных данных по системе Al-Ca-Si со стороны AlCa показал, что добавка Si в количестве ~0,1% к сплаву Al-6%Ca приводит к появлению тройной эвтектики (612 0С). При 0,8% Si выявляются первичные кристаллы фазы Al2Si2Ca (рисунок 15б), однако сильного ухудшения жидкотекучести сплава не наблюдалось. Эвтектический сплав Al18 7,6%Ca обладает хорошими значениями показателя горячеломкости (ПГ4 мм). Снижение Ca до 5% привело к увеличению ПГ до 6 мм. Добавка Si в количестве 1% в сплав Al-6%Ca не приводит к ухудшению горячеломкости (ПГ4 мм). Полученные расчетные и экспериментальные данные по алюминиевым сплавам с Са показали, что данный легирующий элемент может рассматриваться в качестве перспективного для разработки новых литейных сплавов. б Рис. 15. Политермические разрезы системы Al-Ca-Si: а) 5%Si, б) 6%Ca а 6. Оптимизация структуры и фазового состава промышленных силуминов. Промышленные силумины являются самыми распространенными литейными сплавами. Их, как и вышерассмотренные модельные сплавы, можно рассматривать в качестве ЭКМ. Из литературы известно, что исследования силуминов в основном направлены на решение трех главных проблем: 1) улучшение морфологии Si фазы, которая, в общем случае, является пластинчатой и грубо игольчатой; 2) устранение иглообразных включений железистой фазы (Al5FeSi); 3) повышение эффекта упрочнение за счет вторичных выделения при старении. Оптимизация структуры, однако, состава промышленных исследования без силуминов проведения позволяет добиться количественного улучшения фазового анализа многокомпонентных систем (на основе Al с Si, Cu, Mg, Fe Mn, Zn, Ni) малоэффективны. В данной работе для оптимизации состава использовали программу Thermo-Calc и термодинамическую базу данных ТТAL5. Проведенные расчеты, показали, что фазовый состав сплава может значительно изменяться в пределах марки. В частности, добавка Mn может предотвратить образование грубой пластинчатой β-фазы за счет образования скелетообразной фазы Al15(FeMn)3Si2 только при определенном соотношении всех элементов. С другой стороны, избыток марганца может привести 19 к появлению первичных кристаллов этой фазы, что также нежелательно. Например, в сплавах типа АК9, содержащих 0,8%Fe, первичные кристаллы фазы Al15(FeMn)3Si2 () образуются начиная с 0,2%Mn (рис. 16а). Рис. 16. Политермический разрезы системы Al-SiMg-Fe-Mn при 9%Si, 0,8%Fe и 0,3%Mg Рис.17. Зависимость массовой доли твердых фаз от температуры в сплаве АК9 в процессе неравновесной кристаллизации Согласно ГОСТ 1583-93 вся группа сплавов типа АК9 относится к безмедистым силуминам, однако в самом сплаве АК9 в соответствии с расчетом образуются вторичные выделения фаз Al2Cu и Al5Cu2Mg8Si6, а фаза Mg2Si не образуется вообще. В связи с этим данный сплав можно отнести к медистым силуминам типа АК8М. Характер неравновесной кристаллизации сплава АК9 также гораздо ближе к медистым силуминам, что видно из расчетной зависимости, показанной на рис.17. Из нее следует, что этот сплав заканчивает кристаллизацию при 510 0С, а не при 555 0С. Таким образом, к безмедистым силуминам можно отнести только сплавы с низким содержанием примесей Cu и Zn: АК9ч и АК9пч. Качественный фазовый состав алюминиевой матрицы при 200 0С большинства термически упрочняемых сплавов (АК5Мч, АК8М, АК9М2, АК12ММгН, АК18 и др.), оказался одинаковым. Из алюминиевой матрицы в процессе распада, в соответствии с расчетов выделяются следующие фазы: (Al), (Si), Al2Cu, Al5Cu2Mg8Si6. Полученные расчетные данные хорошо согласуются с ранее полученными на кафедре экспериментальными данными. Расчетом установлено, что получить большее количество фаз-упрочнителей, чем это достигнуто в промышленных марках (в частности, АК8М3ч и В124), невозможно. Это вытекает из предела растворимости Cu Mg в (Al) вблизи солидуса. Для улучшения морфологии кремниевой фазы промышленные силумины подвергают модифицированию, что позволяет (после термообработки) получить сфероидизированные включения (Si) вместо пластинчатых. Одним из распространенных элементов модификаторов 20 является Sr. Однако из литературы известно, что Sr в алюминиевых сплавах склонен к угару (в частности при выдержке сплава при температуре 800 0С в течение часа угар Sr составляет около 20%), а также повышает пористость сплавов. В данной работе в качестве модификатора рассматривался Се (прежде всего, в виде мишметалла). Было установлено, что введение 0,2%Се приводит к модифицированию структуры (рис. 18), однако при большом количестве этой добавки образуются грубые первичные кристаллы Х – фазы в соответствии с фазовой диаграммой Al-Si-Ce (рис.6). Определение механических свойств марочных силуминов АК12пч и АК8м показало, что прочность после модифицирования добавкой Mm не снизилась, а пластичность, увеличилась в 2-4 раза. а б Рис. 18. Микроструктура сплава АК12пч в литом состоянии: а) без Mm; б) 0,2%Mm Обобщение экспериментальных данных по силуминам и результатов количественного фазового анализа показывает, что значительно улучшить микроструктуру (следовательно, и механические свойства) для этого класса материалов практически невозможно. Из сравнительного анализа структуры и свойств промышленных силуминов и сплавов системы Al-Ce-Cu, следует, что экспериментальные сплавы значительно превосходят силумины. Использование последних для получения тонколистового проката затруднено (даже в случае модифицированной эвтектики), поскольку средний размер кремниевых включений превышает 5 мкм. Как альтернативу термически неупрочняемым силуминам для получения отливок сложной формы можно рассматривать систему Al-Ca-Si. ВЫВОДЫ 1. Методами металлографического, термического, микрорентгеноспектрального и рентгеноструктурного анализов построены фрагменты многокомпонентных Ce- и Ca-содержащих фазовых диаграмм в области алюминиевого угла, включая идентификацию фаз и реакций кристаллизации. На базе построенных диаграмм выбраны перспективные области составов для создания новой группы алюминиевых сплавов эвтектического типа с композитной структурой (эвтектических композиционных материалов -ЭКМ). 21 2. Установлены параметры нонвариантной эвтектической реакции L(Al)+Al8CeCu4 на квазибинарном разрезе системы Al–Ce–Cu (610 0С, 14 %Cu и 7 %Ce). Данная эвтектика при обычных условиях затвердевания (Vохл101 K/c) характеризуется дисперсным строением и высокой объемной долей тройного соединения (24 %). Это соединение способно к фрагментации и сфероидизации в процессе нагрева (начиная с 500 0С), при этом частицы не склонны к укрупнению более 1-2 мкм даже при 590 0С. Эвтектика (Al)+Al8CeCu4 в наибольшей мере отвечает оптимальной структуре ЭКМ по сравнению с известными двухфазными эвтектиками на алюминиевой основе. 3. Изучено влияние примесей железа и кремния на структуру и фазовый состав эвтектики (Al)+Al8CeCu4. Установлено, что добавка Si приводит к сильному огрублению структуры, что связано, с образованием фазы X, кристаллы которой обладают игольчатой морфологией. Это отрицательно сказывается на механических свойствах. Добавка Fe может приводить к образованию соединения Al7Cu2Fe, обладающего игольчатой морфологией. Однако с другой стороны, железо может в значительном количестве растворяться в соединении Al8CeCu4, мало сказываясь на морфологии эвтектики. 4. Сплавы вблизи квазибинарного разреза Al–Al8CeCu4 характеризуются (Cu:Ce2) сочетанием композитной структуры и высоких литейных свойств, что обусловлено узким интервалом кристаллизации. Однако из-за низкой концентрации меди в (Al) (2%) они не позволяют получить эффект упрочнения за счет термообработки типа Т6. Такие сплавы (в том числе и чисто эвтектический Al–14%Cu–7%Ce) в отожженном состоянии обладают хорошей технологичностью при холодной прокатке (вплоть до 200 мкм), несмотря на высокую объемную долю второй фазы. При отжиге листового проката (начиная с 200 0 С) формируется ультрамелкозернистая структура (2-5 мкм), что приводит к резкому повышению пластичности и снижению прочности. Повышение температуры вплоть до 590 0С мало отражается на размере зерна, что обусловлено стабильностью частиц Al8CeCu4. 5. Сочетание структуры композитного типа с эффектом упрочнения, соизмеримым с классическими сплавами типа АМ5, можно реализовать при концентрациях меди и церия вблизи фазовой границы (Al)+Al2Cu и (Al)+Al8CeCu4+Al2Cu (Cu:Ce>2). Однако окончание затвердевания таких сплавов при 545 0С (по эвтектической реакции (Al)+Al8CeCu4+Al2Cu) обуславливает широкий интервал кристаллизации и, как следствие, низкие литейные свойства (особенно горячеломкость). Составы такого типа рекомендуются в качестве основы для разработки новых деформируемых сплавов с повышенной жаропрочностью (взамен промышленных типа 1201 и АК4-1). 6. Показано, что в системе Al–Ca–Cu имеются термически упрочняемые сплавы эвтектического типа вблизи фазовой границы (Al)+Al2Cu и (Al)+Al8CaCu4+Al2Cu. Однако 22 эвтектика (Al)+ Al8CaCu4 более грубая по сравнению Ce-содержащей, но более дисперсная по сравнению с силуминами. 7. По совокупности экспериментальных и расчетных данных показано, что сплавы системы Al-Ca c добавкой Si являются перспективными для разработки новых литейных сплавов. 8. С использованием программы Thermo-Calc проведен количественный анализ фазового состава промышленных силуминов (АК12, АК12пч, АК12М2, АК7, АК5Мч, АК8М, АК7М2Мг, АК9М2, АК12ММгН и АК18), выпускаемых ОАО «МОСОБЛПРОММОНТАЖ». Этот анализ показал, что фазовый состав данных сплавов может быть различным в пределах одной марки, что является основанием для корректировки концентрации легирующих компонентом и примесей (в частности, по сравнению с ГОСТ 1583-93). Результаты расчета хорошо согласуются с экспериментальными данными, что позволяет использовать данную программу (база данных TTAL5) и для количественного анализа фазового состава силуминов других марок. 9. Изучено влияние добавок церия и мишметалла на структуру и механические свойства промышленных силуминов АК12пч и АК8М. Установлено, что введение в расплав около 0,2% Mm позволяет существенно измельчить алюминиево-кремниевую эвтектику, что приводит к существенному росту пластичности (в 2-4 раза). Предположительно это связано с образованием тройной эвтектики (Al)+(Si)+X. При этом мишметалл в отличие от стронция не приводит к образованию газовой пористости. 10. Показано, что силумины даже с модифицированной эвтектикой не подходят в качестве основы ЭКМ, поскольку средний размер кремниевых включений превышает 5 мкм, а их объемная доля не может больше 11%. Основные положения диссертации опубликованные в работах. 1. Н.А. Белов, А.В. Хван «Структура и фазовый состав сплавов системы Al–Ce–Cu в области квазибинарного разреза Al–Al8CeCu4», Изв. вузов. Цв. металлургия, 2007,№1, 46-51с. 2. Н.А. Белов, А.В. Хван «Структура и механические свойства эвтектических композитов на основе системы Al–Ce–Cu», Цветные металлы, 2007, №2, 91-95с. 3. N.A. Belov; A.V. Khvan, «The Ternary Al–Ce–Cu Phase Diagram in the Aluminum-rich Corner» Acta Materialia, № 55 (2007) pp 5473-5782. 4. N.A. Belov, A.V.Khvan, and A.N.Alabin «Microstructure and Phase Composition of Al-Ce-Cu Alloys in the Al-rich corner», Materials Science Forum Vols. 519-521 (2006) pp. 395-400. 5. Белов Н.А., Савченко С.В., Хван А.В. «Эффективное модифицирование cилуминов добавкой церия или комплекса РЗМ», Цветные металлы, 2007,№6 6. Белов Н.А., Савченко С.В., Хван А.В. «Фазовый состав и структура силуминов»: Справочное издание, М. МИСиС, 2008. 23 7. A.V. Khvan, N.A. Belov, A.N. Alabin «Microstructure, mechanical and casting properties of AlCe alloys», II France-Russian seminar, Moscow, MISA-TU, 10-12 November, 2005 p. 44-47. 8. Н.А. Белов, А.В Хван., А.Н.Алабин «Исследование и разработка нового литейного алюминиевого сплава на базе системы Al-Ce, упрочняемого без закалки», В сб. трудов Ш Международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии». Под ред проф. М.В. Пикунова, проф В.Д. Белова-М. МИСиС 13-15 декабря 2005 года, С.159. 9. А.В. Хван, Н.А.Белов, А.Н. Алабин «Структра и свойства эвтектических сплавов системы Al-Сe-Cu», В Сб. III-ей Евразийиской начено-практической конференции «Прочность неоднородных структур»-ПРОСТ2006, Москва МИСиС 18-20 апреля 2006г., с.96 10. А.В. Хван, Н.А. Белов «Особенности деформации и разрушения эвтектических сплавов системы Al-Ce-Cu» - В Сб. статей по материалам Второй международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» - DFMN2007, Москва ИМЕТ РАН 8-11 октября 2007г с 320-322. 11. С.В. Савченко, Н.А. Белов, А.В. Хван «Модифицирование силуминов добавкой мишметалла» - В сб. трудов IV Международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии». Под ред. Проф. В.Д. Белова-М. МИСиС 22-28 декабря 2007 года, с.104-106. 12. Н.А. Белов, А.В. Хван, С.В. Савченко «Количественный анализ фазового состава промышленных силуминов с помощью программы Thermo-Calc» - В сб. трудов IV Международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии». Под ред. Проф. В.Д. Белова-М. МИСиС 22-28 декабря 2007 года, с.146-149. 13. А.В. Хван, Н.А.Белов «Прочность и технологичность тонколистового проката, полученного из эвтектических сплавов системы Al-Ce-Cu» - В Сб. IV-ей Евразийиской начено-практической конференции «Прочность неоднородных структур»-ПРОСТ2008, Москва МИСиС 8-10 апреля 2008г., с.31. 24