CC BY
38
УДК 669.715:621.74.047
НОВАЯ КОНЦЕПЦИЯ ПРЕДЕЛЬНОГО ИЗМЕЛЬЧЕНИЯ СТРУКТУРЫ СЛИТКОВ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ В ПРОЦЕССЕ НЕПРЕРЫВНОГО ЛИТЬЯ ЗА СЧЕТ ВНЕПЕЧНОГО КОМПЛЕКСНОГО МОДИФИЦИРОВАНИЯ РАСПЛАВА
^^^^^^^^^^^^^^^^^^^^ С.Г. Бочвар, канд. техн. наук (ОАО ВИЛС, e-mail:info@oaovils.ru)
Предложена новая концепция предельного измельчения структуры слитков, основанная на внепечном, комплексном модифицировании алюминиевых сплавов при непрерывном литье слитков. Новая концепция развивает указанные в свое время академиком А.Ф. Беловым и чл.-кор. В.И. Добаткиным направления по совершенствованию технологии непрерывного литья слитков. Приведены результаты опробования данной концепции при кристаллизации слитков сплавов 1960 и В65.
Ключевые слова: кавитация, модифицирование, предельное измельчение зерна, недендритная структура.
A New Concept of Ultimate Aluminium Alloy Ingot Structure Refinement in the Continuous Casting Process due to Out-of-Furnace Complex Modification of Melt.
S.G. Bochvar.
A new concept of ultimate ingot structure refinement, based on out-of-furnace complex modification of aluminium alloys during continuous ingot casting, is offered. The new concept develops trends shown at one time by Academician A.F. Belov and Corresponding Member V.I. Dobatkin in the field of improvement of the continuous ingot casting technology. The results of testing of the said concept during solidification of 1960 and V65 alloy ingots are shown.
Key words: cavitation, modification, ultimate grain refinement, nondendritic structure.
Основатель ВИЛСа академик А.Ф. Белов [12] еще в 60-е годы прошлого столетия указывал на необходимость совершенствования технологии непрерывного литья слитков из алюминиевых сплавов.
В частности, в этих работах он писал о поиске средств управления структурой слитка во взаимосвязи с влиянием различных примесей и легирующих элементов сплавов.
Исследования последних лет, проведенные в нашем институте, позволяют предложить промышленной практике новый подход к предельному измельчению структуры слитка и, как следствие, повышению технологической пластичности литого и деформированного металла.
Понятие предельного измельчения зерна в слитке в литературе [3-6] получило название субдендритная или недендритная структу-
ра. Такой структуре присуще отсутствие в дендритном зерне дендритных ветвей или ячеек. При относительно высоких скоростях охлаждения, свойственных процессу непрерывного литья, подобная структура может возникнуть только в том случае, когда размеры зерна оказываются равными (или меньшими) размеру дендритной ячейки, соответствующей данной скорости кристаллизации слитка. Это возможно, когда в сплаве уже находятся или специально вводятся модификаторы зародышевого типа, а в затвердевающем расплаве возникает избыток центров кристаллизации, поэтому развитие каждого дендрита заканчивается на начальной стадии формирования ядра. Выбрасывание ветвей дендрита предотвращается вследствие уменьшения переохлаждения вблизи фронта за счет тепла кристаллизации образующихся
соседних зародышей, и в дальнейшем эти зародыши растут аналогично тому, как растут в таких же условиях ветви дендритов [3].
Одно из серьезных достоинств недендритной структуры литого металла - повышение пластичности и сопротивление трещинообра-зованию.
Исключительно важным преимуществом формирования недендритной структуры слитка является также процесс наследования предельно измельченной структуры в полуфабрикатах, что существенно повышает ряд эксплуатационных характеристик деформированного металла.
При литье как круглых, так и плоских слитков различных сечений из высокопрочных сплавов для производства деформированных полуфабрикатов авиакосмического назначения и других специальных целей получение недендритной структуры открывает возможности достижения указанных выше позитивных свойств материала [3-8]. Например, детали центрифуг (штамповки и трубы) из высокопрочных сплавов имеют пролонгированные эксплуатационные характеристики, в частности, значительно увеличенный срок эксплуатации [5].
Изначально измельчение зеренной структуры достигали введением специально приготовленных лигатур в расплав в печи. Однако исследованиями разных авторов установлено, что такой способ модифицирования имеет ряд принципиальных недостатков. К ним относятся следующие: снижение эффекта модифицирования при дегазации или рафинирования; увеличение размера зерна при выстаивании расплава при температурах >760 °С; осаждение затравочных тугоплавких частиц на подину печи и некоторые другие [9].
К этому следует добавить тот факт, что в последние десятилетия появились новые подходы к измельчению зерна. Это - модифицирование специально приготовленными лигатурными прутками, которые вводят в рафинирующее устройство в прилеточной коробке или применение смесей солей в виде таблеток, вводимых в расплав, электромагнитное перемешивание расплава и ультразвуковая обработка расплава в кристаллизаторе и ряд других [7,9].
Как известно, для создания недендритной структуры слитка в сплаве должно присутствовать достаточное количество переходных металлов из следующего ряда: цирконий, титан, скандий и др. Однако для получения недендритной структуры при повышенном содержании циркония или титана в структуре слитка образуются крупные первичные ин-терметаллиды. Поэтому при непрерывном литье слитков содержание титана и циркония довольно жестко регламентировано. Что касается добавок скандия, то его введение заметно удорожает сплав.
Для объяснения условий измельчения зерна были предложены различные механизмы модифицирования алюминиевых сплавов.
Рассмотрим некоторые из теорий таких обоснований, объясняющих процесс модифицирования [10].
- Теория зародышеобразования. Развита
A. Кибулой. Она включает принцип структурного и размерного соответствия, сформулированный П.Д. Данковым. В последующих работах А. Кибула и М. Эборал применили теорию концентрационного градиента Нортона. Дальнейшее развитие эта теория получила в трудах М.В. Мальцева.
- Теория модифицирования карбидами.
- Теория перитектической реакции. Выдвинута К. Иваси, Н. Наси, Дж. Асото. В дальнейшем положения теории развиты Ф. Кроссли и Л. Мондольфо.
- Теория модифицирования Г.В. Самсоно-ва и Л.К. Ламихова. В дальнейшем развита
B.И. Елагиным [11].
В настоящее время механизм измельчения зерна объясняется исключительно введением в расплав частиц модификатора, обеспечивающих затравочные кристаллы в первичном алюминии, а также добавление других элементов, контролирующих скорость роста зерна в алюминии. Таким образом, измельчение зерна должно быть разделено на две отдельные задачи: обеспечение затравочных кристаллов, на которых сначала образуются дендриты алюминия, и затем контролирование скорости роста этих денд-ритов, как только они достигают критического размера (в данном случае критический размер определяется как размер, при кото-
ром дендрит является термодинамически стабильным) [12].
Можно указать общие требования, удовлетворяющие реализации эффективного модифицирования:
- плотность, приблизительно равная плотности алюминия (для минимизации осаждения);
- не вступают в реакцию с расплавленным алюминием или с легирующими добавками (химически стабильны);
- не расплавляются или термически стабильны при температуре литья;
- низкая склонность к агломерированию;
- низкое рассогласование кристаллической решетки с твердым алюминием;
- низкая поверхностная энергия с твердым алюминием;
- малое поверхностное натяжение (смачиваемое) с расплавленным алюминием;
- небольшое переохлаждение, необходимое для начала кристаллизации.
Известны четыре общих типа частиц, удовлетворяющих этим требованиям и широко используемым в настоящее время: Д!3Т1, Т1В2, А1В2 и ТС [13-14].
Все эти частицы имеют свои преимущества и недостатки. Самым общепринятым модификатором на практике считается Д!3Т1. Однако проблема этого соединения состоит в том, что он быстро растворяется при температуре литья в концентрациях менее 0,15 % мас. Т (гораздо выше предельной концентрации титана, установленной для большинства состава алюминиевых сплавов). Для применения этой измельчающей добавки необходимо, чтобы в этом продукте очень хорошо контролировался размер частиц Д!3Т1 и их распределение.
Частицы Т1В2 размером <2,0 мкм в настоящее время являются, несомненно, наиболее широко используемым модификатором. Вместо того чтобы непосредственно образовывать центры кристаллизации алюминия, Т1В2 сначала образует слой Д!3Т1 на своих обычных избирательных плоскостях, и именно на этом поверхностном слое преимущественно образуются исходные неустойчивые зародыши алюминия. По этой причине в расплаве должен содержаться избыток титана, а также
должно быть время для образования поверхностного слоя Al3Ti.
Однако и при применении измельчителей зерна системы Al —Ti—B возникают проблемы. Главной из них является склонность к агломерированию. При введении в расплав агломераты частиц TiB2 в виде скоплений размером <30 мкм дают минимальный модифицирующий эффект. Если не удалить их при фильтрации, то они могут вызвать износ экструзион-ной матрицы и т.п.
Другая существенная проблема, с которой сталкиваются при использовании измельчителей зерна сплавов системы Al —Ti—B - их взаимодействие с цирконием. Точный механизм модифицирования алюминия с помощью добавки TiB2 включает в себя сначала покрытие TiB2 поверхностным слоем Al3Ti на двух плоскостях из шести обычных. Именно этот поверхностный слой Al3Ti фактически инициирует рост кристалла алюминия. При температуре литья термодинамические и кинетические условия способствуют замещению титана цирконием в Al3Ti. У фазы Al3(Zr, Ti) и a-Al наблюдается рассогласование кристаллических решеток, поэтому она придает Ti B2 инертность. Таким образом, частица TiB2, покрытая слоем Al3(Zr, Ti), никогда не активируется, и полученная в результате частица удаляется из схемы измельчения зерна [13].
Что касается модификатора TiC, то он не является таким же эффективным, как TiB2 или Al3Ti, но он не растворяется в алюминии и не вступает в реакцию с цирконием [14]. Кроме этого, TiC не требует процесса активации (например, покрытия Al3Ti) и эффективен в том виде, в котором добавлен, т.е. не требуется минимального времени обработки. К сожалению, при применении TiC также возникают проблемы. При высоких температурах (>720 °С) TiC превращается в Al4C3. Основной причиной является высокая концентрация алюминия: она обычно достаточна для превращения всего TiC в Al4C3 из-за разницы в концентрациях алюминия и титана на несколько порядков.
Частицы AlВ2 считаются наименее эффективными из промышленных измельчителей зерна и, возможно, наименее изученными. В тоже время существуют определенные обла-
сти применения, например, в электропроводящих сплавах, в которых пределы титана слишком малы, чтобы позволить применение измельчителей зерна на основе титана. Электро- и теплопроводность алюминия можно повысить за счет введения микродобавок бора для устранения нежелательных воздействий хрома, титана, ванадия и циркония. В этих случаях А1В2 фактически способствует удалению титана, повышая, таким образом, характеристики электропроводимости, а также измельчая зеренную структуру (титан в растворе с твердым алюминием существенно снижает электропроводимость).
Общий вывод относительно эффективности измельчения указанных выше модификаторов состоит в том, что все эти модификаторы хотя и позволяют существенно измельчить зерно, но, как правило, строение таких измельченных зерен все равно остается дендритным.
Недендритную структуру в слитках легких сплавов возможно получить при воздействии на расплав ультразвуковых колебаний. Важнейший эффект в данном случае дает кавитация - образование в капельной жидкости полостей, которые заполнены в основном растворенным в жидком металле газом [6]. Эти полости образуются под действием растягивающих усилий, создаваемых звуковой волной в течение полупериода разряжения, какое-то время растут, а затем под действием сжимающих усилий захлопываются с образованием интенсивных ударных волн.
Таким образом, образование кавитацион-ных полостей в ультразвуковом поле происходит вследствие временного понижения давления и разрыва жидкости в наиболее «слабых» местах, а захлопывание полостей происходит во время повышения давления. Такие кавитационные полости ведут себя по-разному: одни пульсируют, не изменяя газового содержания, другие растут за счет действия растягивающих напряжений, третьи схлопы-ваются под действием сжимающих напряжений, порождая мельчайшие «осколки» пузырьков и развивая громадные локальные давления вблизи мест захлопывания.
Чтобы кавитация началась, необходимо к жидкости приложить некоторое пороговое
звуковое давление, называемое порогом кавитации.
Реальный расплав на основе алюминия не является идеальной жидкостью, он содержит множество ультрадисперсных частиц, которые не смачиваются жидкостью из-за того, что на их поверхности адсорбирована газовая фаза в виде мельчайших пузырьков водорода.
При ультразвуковой обработке расплава определенной интенсивности на поверхности этих частиц в местах адсорбирования газовой фазы образуются пульсирующие кавита-ционные пузырьки. Их пульсация происходит под действием знакопеременного звукового давления. По оценке специалистов в области акустики, гидравлические импульсы могут достигать значений до 1000 МПа, а скорость течения - до 100 м/с [6].
Следует указать, что идеи динамического воздействия на расплав при кристаллизации известны еще с начала прошлого века. Так, было предложено создавать при помощи низкочастотной вибрации обломки твердой фазы, модифицирующей расплав, и сильно перемешивать, способствуя равномерному по объему охлаждению и усилению процессов зарождения центров кристаллизации. Соответственно увеличение центров кристаллизации при движении затвердевающего расплава, а также при действии вибрации и ультразвука объясняются теорией кристаллизации и гипотезой динамического воздействия на расплав. Динамический процесс затвердевания описывается так называемой фрагментарной гипотезой Г.Ф. Баландина и Н.И. Хворинова [15], смысл которой состоит в положении о механизме восстановления активности модифицирующих добавок после перегрева, например, добавок титана при литье алюминия и его сплавов. Сущность этого механизма состоит в том, что дезактивированная перегревом примесь титана А!3Т1, попав в твердую фазу при кристаллизации, становится вновь активной. Поэтому авторы считают, что любой вид динамического воздействия на расплав позволяет резко повысить скорость зарождения центров кристаллизации и измельчить зерно.
Другой механизм измельчения состоит в увеличении скорости зарождения центров
кристаллизации под действием ультразвуковой обработки расплава в жидкой ванне слитке. Было показано [3, 6, 16], что в режиме развитой кавитации в высокопрочных алюминиевых сплавах имеет место формирование предельно измельченной структуры недендритного типа. Однако, в отличие от традиционных методов динамического воздействия, которые приводили к переохлаждению расплава в лунке, ультразвуковая обработка расплава в лунке приводит к перегреву за счет поглощения акустической энергии. При этом создается высокий температурный градиент вблизи фронта кристаллизации, и одновременно с этим кавитация активирует взвешенные в расплаве частицы примесей.
На рис. 1 представлена в общем виде зависимость эффективности измельчения
структуры слитков от условий возникновения и развития кавитации (а) и спектограммы акустических шумов (б), соответствующие этим режимам обработки [6]. Вследствие наличия в жидком металле сильных акустических течений образуются области перегретого расплава, и при этом происходит транспортировка зародышей кавитации к поверхности кристаллизации слитка. Основными зародышами кавитации в расплавах металлов являются мельчайшие твердые частицы оксидов этих металлов, не смачиваемые расплавом вследствие капиллярного микрорельефа поверхности этих частиц. Размножение кавитацион-ных пузырьков, протекающее по механизму цепной реакции, позволяет за доли секунды сформировать у поверхности излучателя ультразвука устойчивую область кавитации и
Рис. 1. Эффективность измельчения зерна слитка при непрерывном литье с ультразвуковой обработкой расплава в процессе кристаллизации в зависимости от интенсивности ультразвука (а), а также спектрограммы кавитационных шумов, характеризующие три режима обработки (б):
I - кавитация отсутствует; II - порог кавитации; III - развитая кавитация [14]
тем самым непрерывно пополнять жидкий металл в лунке активными зародышами кристаллизации. Для получения недендритной структуры при такой технологии необходимо присутствие в составе сплава модификаторов зародышевого действия (таких как 7г, Т1, Бе и др.), но дополнительная обработка ультразвуком кристаллизующегося расплава, не изменяя гетерогенного характера кристаллизации твердого раствора на поверхности частиц химических соединений переходных металлов с алюминием, активно «размножает» зародышевые центры путем активирующего действия на примеси.
Таким образом, в предложенном механизме кристаллизации алюминиевых сплавов в поле акустической кавитации [6] начальным этапом является возникновение и развитие акустической кавитации, как следствие наложения на жидкий металл переменного звукового давления, превышающего порог кавитации. Развитие кавитации перегревает расплав в лунке и активирует твердые несмачиваемые и неконтролируемые примеси. Как указывалось выше, процесс активации примесей состоит в зарождении кавитационного пузырька, расширении и его захлопывании, в результате чего кристаллизуется твердая фаза, а сам пузырек распадается на осколки газовой фазы, которые поднимаются на поверхность расплава. Все это способствует измельчению зерна до размера дендритной ячейки.
Однако и эта технологическая схема имеет определенные недостатки. Формирование недендритной структуры при такой обработке расплава возможно только в том случая, когда сплавы легированы переходными металлами в достаточных количествах. При литье крупных слитков или многокристаллизаторном литье возникает необходимость в увеличении числа источников ультразвука для воздействия на расплав в лунке.
Современный подход к проблеме формирования недендритного зерна позволяет пред-
ложить новую технологическую схему внепеч-ного модифицирования.
Ниже приведены результаты влияния комплексного модифицирования (кавитационная обработка и введение лигатурного прутка) на измельчение зеренной структуры слитков некоторых алюминиевых сплавов.
Как было отмечено выше, наиболее распространенным прутковым модификатором в настоящее время является лигатура Д!-Т1 - В. Определение модифицирующего эффекта при кристаллизации отливок алюминиевых сплавов диаметром 40 мм с использованием комплексного воздействия лигатурного прутка Д!-5 % Т1-1 % В производства фирмы «Каввекки» и кавитационной обработки позволило предложить новую концепцию предельного измельчения структуры.
Эксперименты проводили с использованием разработанных компанией «Афалина» современных ультразвуковых генераторов (рис. 2, а), а также магнитострикционного
преобразователя ПМС 15А-18, работающего на частоте 18 кГц (рис. 2, б). Результаты комплексного воздействия лигатурного прутка Д!-5 %Т1-1 %В и кавитационной обработки на измельчение зеренной структуры модельного слитка сплава типа 1960 (системы Д!-7п-М^-Сы, без циркония) диаметром 40 мм представлены в таблице и на рис. 3.
Рис. 2. Внешний вид современного полупроводникового ультразвукового генератора (а) и магнитострикционного преобразователя ПМС 15А-18 (б)
Влияние концентрации титана (%), вводимого лигатурой состава А1-5 % И-1 % В, и активности кавитационной обработки расплава на размер зерна в слитках сплава 1960 [17]
Т1 Число источников ультразвука Размер зерна, мкм Тип структуры
- - 800 Дендритная
0,09 - 120 То же
0,11 - 120 »
0,19 - 100 »
0,03 1 100 »
0,09 1 50 Недендритная
0,11 1 43 То же
0,013 2 110 Дендритная
0,07 2 43 Недендритная
0,11 1 43 То же
Было установлено, что при добавлении прутковой лигатуры в расплав из расчета 0,09 % Т (0,018 % В) и в отсутствие кавитационной обработки размер дендритного зерна снижается с 800-1000 мкм до 120-100 мкм и затем практически не меняется, несмотря на увеличение количества вводимой лигатуры >0,2 % Т (0,04 % В). При использовании кавитационной обработки размер дендритного зерна достигает величины 100 мкм уже при добавлении прутковой лигатуры из расчета 0,03 % Т (0,006 % В). При содержании в сплаве 0,09 % Т (0,018 % В) зерно становится практически недендритным, а его размер составляет 50 мкм. Дальнейшее введение титана [0,11 % Т (0,022 % В] практически не меняет размер недендритного зерна (43 мкм).
Рис. 3. Микроструктура слитка сплава типа 1960, полученная по различным режимам введения лигатуры (световая микроскопия, поляризованный свет):
а - 0,11 % Т без кавитационной обработки расплава (размер зерна 120 мкм); б - 0,11 % Т с кавитационной обработкой расплава одним излучателем (43 мкм); в - 0,013 % Т с кавитационной обработкой расплава двумя излучателями (110 мкм); г - 0,07 % Т1 с кавитационной обработкой расплава двумя излучателями (43 мкм)
Также было исследовано воздействие двух источников ультразвука. Первый источник служит для активации центров зарождения зерен и раздробления коагулянтов тибори-дов титана, вносимых в расплав лигатурным прутком, а второй - для усиления воздействия потенциальных центров зарождения.
Анализ полученных данных показал, что воздействие на расплав дополнительного источника ультразвука позволило уже при введении 0,013 % Т (0,0026 % В) измельчить зерно исследуемого сплава до 110 мкм, недендритная структура с размером зерна около 43 мкм формируется при добавлении всего 0,07-0,08 % Т из лигатурного прутка.
Таким образом, применение двойной кави-тационной обработки по сравнению с использованием только одного источника, позволяет снизить эффективное содержание титана в сплаве с 0,11 до 0,08 % и таким образом уменьшить расход лигатурного прутка на ~30 %.
Для модифицирования, кроме лигатуры Л1—Т1 — В, были также использованы лигатуры состава Л!-7г и А1-Т-С.
Обычно в составе промышленного сплава 1960 содержится 0,1-0,15 % 7г. При модифицировании слитков сплава 1960 с цирконием диаметром 40 мм было определено, что дополнительное микролегирование цирконием позволяет при такой комплексной обработке измельчить зерно практически до недендрит-
ного. Анализ результатов исследования показал, что при окончательном (суммарном) содержании в сплаве 0,14 % 7г наибольший эффект измельчения достигался при введении 0,02 % 7г (рис. 4).
Для повышения эффективности кавитаци-онной обработки были проведены опыты по удвоенному кавитационному воздействию на расплав за счет применения двух источников передачи ультразвука. В результате было определено, что обработка двумя излучателями при дополнительном введении уже 0,01 % 7г приводит к сопоставимым значениям по измельчению зерна, полученным ранее при дополнительном введении 0,02 % 7г и использовании одного излучателя.
Наряду с опытами на сплаве 1960 было проведено модифицирование чистого алюминия А99 лигатурой А1-Т1-С собственного производства. Установлено, что при добавлении 0,01 % С из лигатуры с применением новых подходов к модифицированию зерно измельчилось с >2000 до 130 мкм (рис. 5).
Исследование комплексного внепечного модифицирования проводили также при кристаллизации слитков диаметром 40 мм сплава В65, применяемого для изготовления заклепочной проволоки (рис. 6).
Было показано, что кавитационная обработка слитка с применением лигатуры Л!-Т1-В и введением 0,12 % Т (0,02 % В) позволя-
Рис. 4. Микроструктура слитка сплава 1960 после комплексного внепечного модифицирования с введением лигатуры системы А—г и кавитационной обработки (световая микроскопия, поляризованный свет):
а - исходное содержание в сплаве 0,13 % 7г, дополнительно введено 0,01 % 7г; б - исходное содержание в сплаве 0,12 % 7г, дополнительно введено 0,02 % 7г
Рис. 5. Микроструктура слитков алюминия А99 диаметром 40 мм (световая микроскопия, поляризованный свет):
а - немодифицированный алюминий; б - комплексное модифицирование лигатурой А1-Т-С с применением кавитации
1. При комплексном модифицировании потока расплава в кристаллизатор создаются новые условия введения активных зародышевых частиц, таких как А!37г, Т1В2 и А!3Т1. При кавитационной обработке расплава повышается степень разрушения зародышевых агломератов и соответственно повышается количество эффективных частиц, участвующих в процессе зернозарождения.
2. Существенный дополнительный вклад в измельчение зерна вносит активация нерастворимых частиц оксидов алюминия в кави-тационном потоке.
3. Совместное действие вышеуказанных факторов позволяет получить в слитках практически всех алюминиевых сплавов недендритную структуру независимо от размеров слитка и технологических схем литья.
Рис. 6. Диаграмма влияния ультразвуковой обработки расплава на измельчение зерна в слитках сплава В65 диаметром 40 мм (скорость охлаждения расплава при кристаллизации ~60 °С/с, размер дендритного параметра 65 мкм) [18]:
1 - с кавитационной обработкой расплава; 2 - без кавитационной обработки расплава
ет устойчиво получать недендритную структуру [18].
На основе анализа полученных результатов предложена новая концепция формирования предельного измельчения структуры слитков алюминиевых сплавов в процессе непрерывного литья за счет комплексного внепечного модифицирования.
Основные положения новой концепции можно сформулировать следующим образом:
Выводы
1. Проведен анализ существующих схем модифицирования структуры слитков алюминиевых сплавов.
2. Оценен вклад действия кавитации на расплав как при ультразвуковой обработке жидкой ванны слитка, так и при внепечной обработке потока расплава по пути в кристаллизатор.
3. Предложена новая концепция внепечного модифицирования, основанная на комплексном воздействии на расплав модификаторов зародышевого типа и акустической кавитации. Показано, что даже при стандар-
тном содержании циркония в сплаве микродобавки лигатуры зародышевого типа позволяют измельчить зерно в 3-4 раза.
4. Новая концепция внепечного модифицирования опробована при кристаллизации
слитков сплавов типа 1960 и В65. Она обеспечивает снижение в слитках размера зерна в 2-3 раза (с 120-150 до 40-65 мкм) и устойчивое формирование предельно измельченной недендритной структуры.
1.
2.
3.
5.
6.
7.
8.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
Белов А.Ф. Некоторые соображения о проектировании технологии для новых заводов алюминиевого проката//Технология легких сплавов. 1996. № 2. С. 5-13. Белов А.Ф. Развитие металловедения легких сплавов//Технология легких сплавов. 1996. № 2. С. 13-22.
Добаткин В.И., Эскин Г.И., Боровикова С.И., Гольдер Ю.Г. Закономерности формирования структуры слитков алюминиевых сплавов при непрерывном литье с ультразвуковой обработкой кристаллизующегося расплава//В кн.: Обработка легких и жаропрочных сплавов. - М.: Наука, 1976. С. 151-162. 4. Добаткин В.И., Эскин Г.И. Недендритная структура в слитках легких сплавов//Цветные металлы. 1991. № 12. С. 64-67. Эскин Г.И., Боровикова С.И. Влияние структуры заготовки на качество штампованных полуфабрикатов из высокопрочных сплавов системы А1-7п-1У^-Си-7г//Металловед. и терм. обраб. металлов. 1993. № 6. С. 18-20. Эскин Г.И. Применение мощного ультразвука в металлургии легких сплавов//Цветные металлы. 2008. № 9. С. 68-79. Эскин Г.И. Ультразвуковая обработка расплавленного алюминия. - М.: Металлургия, 1988. С. 232.
Эскин Г.И., Силаев П.Н. Применение ультразвуковой обработки при кристаллизации крупногабаритных слитков высокопрочных алюминиевых сплавов//Процессы обработки легких и жаропрочных сплавов. - М.: Наука, 1981. С. 118-122.
Бондарев Б.И., Напалков В.И., Тарарышкин В.И.
Модифицирование алюминиевых деформи
9.
руемых сплавов. - М.: Металлургия, 1979. - 224 с.
10. Напалков В.И., Черепок Г.В., Махов С.В., Черновол Ю.М. Непрерывное литье алюминиевых сплавов. - М.: Интермет Инжиниринг, 2005. - 512 с.
11. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами. - М.: Металлургия, 1975. - 247 с.
12. Bacrerud, Lennart and Mats Johnsson. The Relative Importance of Nucleation and Growth Mechanisms to Control Grain Size in Various Aluminum Alloys//Light Metals. 1996. TMS. 1996. Р. 679-685.
13. Schloz J.D. Fundamentals of Grain Refining Aluminum Alloys//Light Metal Age. August. 2010. Р. 30-37.
14. Hardman, Angela and David Yong. The Grain Refining Performance of TiCar Master Alloys in Various Aluminum Alloy Systems//Light Metals. 1998. TMS. 1998. Р. 983-988.
15. Баландин Г.Ф. Формирование кристаллического строения отливок. 2-е издание, перераб., допол. - М.: Машиностроение, 1973. - 286 с.
16. Добаткин В. И., Эскин Г.И., Бер Л.Б. и др. Металлографические особенности субдендритной структуры слитков алюминиевых сплавов //Изв. АН СССР. Металлы. 1983. № 2. С. 130133.
17. Эскин Г.И., Бочвар С.Г., Ялфимов В.И. К вопросу о формировании недендритной структуры в слитках алюминиевых сплавов//Технология легких сплавов. 2010. № 1. С.38-43.
18. Эскин Г.И., Рухман А.А., Бочвар С.Г. и др. Новое в технике ультразвуковой обработки расплава легких сплавов//Цветные металлы. 2008. № 3. С.105-110.
