CC BY
41
УДК 669.715
Д-р техн. наук И. П. Волчок1, В. В. Клочихин2, канд. техн. наук К. Н. Лоза2, В. В. Лукинов2,
д-р техн. наук А. А. Митяев1
1 Запорожский национальный технический университет, г. Запорожье
2 АО «Мотор Сич», г. Запорожье
ПОВЫШЕНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ, МЕХАНИЧЕСКИХ И СЛУЖЕБНЫХ СВОЙСТВ ВТОРИЧНЫХ СИЛУМИНОВ
Рассмотрено влияние рафинирующе-модифицирующей обработки, а также термической и лазерной обработок на технологические, механические и служебные свойства силуминов с различным содержанием железа.
Ключевые слова: вторичные силумины, рафинирование, модифицирование, механические свойства.
Постановка проблемы
Благодаря малой плотности, высоким коррозионной стойкости и удельной прочности алюминиевые сплавы среди конструкционных материалов занимают второе место после сплавов на основе железа. В настоящее время применяются два процесса получения алюминия и его сплавов: 1) первичного из глинозема методом электролиза; 2) вторичного из лома и отходов производства методом переплава.
Главным достоинством первого метода является высокое качество металла, главным недостатком - высокий расход электроэнергии (25...35 % от себестоимости) и угольных анодов (около 15 % от себестоимости), а также значительное загрязнение окружающей среды. Несомненным преимуществом второго процесса -рециклинга являются в 25...35 раз меньшие энергетические затраты и нагрузка на окружающую среду, основным недостатком - более низкое качество металла вследствие загрязнения металлическими и неметаллическими примесями и газами.
Для стран, не имеющих собственного производства первичного алюминия, в том числе и для Украины, экономически более целесообразным является метод рециклинга. Следует отметить, что этот процесс применяется и в странах, имеющих мощности по производству первичного алюминия. По данным [1], в Евросоюзе в 2012 г выпуск первичного алюминия составил 5,1 млн. т. и 5,2 млн. т. - вторичного. При этом при производстве литых деталей в 90 % случаев используется вторичный алюминий.
Анализ литературных данных и опыта производства показал, что для достижения необходимого уровня технологических, механических и служебных свойств вторичных алюминиевых сплавов необходимо выполнение определенных технологических операций на всех этапах металлургического передела, начиная от сортировки лома и отходов и заканчивая термической обработкой готовых изделий.
Результаты исследований и их обсуждение
А. А. Митяевым [2] показано, что при сортировке и переплаве лома и отходов производства в соответствии с ГОСТ 3211-95 несоответствие алюминиевых сплавов химическому составу достигало 20 %. Разработка и применение более детального по сравнению со стандартом классификатора позволили ликвидировать брак по несоответствию химсоставу, уменьшить в сплавах содержание железа и повысить их качество. Говоря о стабильности химсостава нельзя не отметить, что допускаемые ГОСТом 1583-93 (ДСТУ 2839-94) слишком большие пределы по содержанию как легирующих, так и посторонних элементов и вредных примесей в литейных сплавах усложняют получение стабильного и высокого уровня механических и служебных свойств. Так, например, в сплаве АК9М2 содержание основных ком -понентов колеблется в пределах: 7,5...10,0 % 81; 0,5...2,0 % Си; 0,2...0,8 % 0,1...0,4 % Мп; 0,05...0,20 % Т1; при максимально допустимом содержании: 1,2% 2п; 0,5 % N1; 0,3% (РЬ+8п); 1,0% Бе.
Вторичные алюминиевые сплавы в сравнении с первичными характеризуются более высоким содержанием интерметаллидных фаз, растворенных газов и неметаллических включений, и вследствие гетерогенной структуры и пористости значительно уступают по качеству первичным сплавам. При этом в наибольшей мере снижению физико-механических свойств алюминиевых сплавов способствуют железосодержащие фазы А1581Бе, А14812Бе, А1881Бе2 и др., имеющие грубокрис-таллическое строение и неблагоприятную (пластинчатую) форму. По данным Б.М. Немененока [3], образующийся при содержании железа более 0,8% интерме-таллид А1581Бе имеет моноклинную кристаллическую решетку с параметрами а = Ь = 0,612 нм и с = 4,15 нм. Вследствие этого его рост при первичной кристаллизации происходит преимущественно вдоль границ, оформленных плоскостями с параметрами а и Ь, в результате интерметаллид приобретает форму тонких пластин.
© И. П. Волчок, В. В. Клочихин, К. Н. Лоза, В. В. Лукинов, А. А. Митяев, 2015
А. А. Митяев [2] и А. Е. Островская [4], изучавшие сопротивление вторичных силуминов разрушению, показали, что микротрещины в них под действием статических и циклических нагрузок распространяются по телу интерметаллида Л1581Ре, обладающего низкой прочностью и склонностью к расслоению. На рис. 1 представлен характерный микродеформационный рельеф сплава АК8М3 при испытаниях на малоцикловую выносливость. При малой присадке модификатора М ин-терметаллиды Л1581Бе имели форму пластин, средний параметр формы (отношение длины к ширине), которых равнялся 62,3. Микротрещины (рис. 1 а, б) при этом распространялись по включениям фазы Л1581Бе, что резко снижало сопротивление силумина усталостному разрушению. В результате увеличения присадки модификатора до 0,18 % от массы расплава образовались компактные включения интерметаллида Л115812(РеМп)3, микротрещины стали извилистыми и ветвящимися (рис. 1 в, г), малоцикловая выносливость N возросла в 3,2 раза (рис. 2).
Рис. 1. Микродеформационный рельеф сплава АК8М3 после усталостного разрушения (Г500): а, б - 0,06 % М; в, г - 0,18 % М
Рис. 2. Зависимость малоцикловой выносливости сплава АК8М3 от параметра формы интерметаллидов X
Приведенные выше результаты, а также данные В. С. Золотаревского и Н. А. Белова [5], показавшие, что фаза Al5SiFe в силумине с 1 % Fe практически не изменила своей формы и размеров в процессе отжига при 550 °С в течение 10 часов, позволяют сделать вывод о том, что задача нейтрализации отрицательного влияния железосодержащих фаз может быть решена путем рафинирующе-модифицирующей обработки вторичных силуминов в процессе их плавки и разливки.
При разработке рафинирующе-модифицирующих комплексов (флюсов и модификаторов) ставилась задача улучшения качества вторичных силуминов с повышенным содержанием железа в результате увеличения дисперсности и снижения параметра формы структурных составляющих, изменения состава и морфологии железосодержащих фаз, снижения содержания водорода и пористости сплавов. На основании литературных данных и опыта производства в состав флюсов и модификаторов были включены хлориды калия KCl и натрия NaCl, фторид алюминия AlF3, карбонаты натрия Na2CO3 и стронция SrCO3, тетрафторо-борат калия KBF4, карбид кремния SiC, титан Ti, сера S и др.
Входившая в состав флюса [6] и модификаторов [7, 8] сера предназначалась, в первую очередь, для изменения формы железосодержащих фаз с пластинчатой
и разветвленной на компактную. Б.М. Немененок [3] отмечает, что легирование железосодержащих фаз серой или теллуром приводит к потере направленности связей межатомного взаимодействия и к смене типа связи с ковалентной на металлическую ненаправленную и в результате - к большей компактности интерме-таллидных включений (рис. 1, в, г). Согласно данным микрорентгеноспектрального анализа, под действием серы пластинчатые интерметаллиды Al5SiFe превращались в компактные Al15Si2(FeMn)3. При обработке силуминов газообразная сера (температура кипения 445 °С) способствовала рафинированию расплава от твердых неметаллических включений по флотационному механизму и удалению из него водорода в виде H2S. Согласно литературным данным [9, 10], сера в силуминах является модификатором кремниевой фазы.
Диссоциация карбонатов натрия и стронция с образованием углекислого газа уменьшала окисление серы и повышала степень рафинирования и модифицирования.
Известно, что наиболее эффективными модификаторами твердого раствора на основе алюминия являются титан, бор и цирконий, которые образуют с алюминием соединения Al3Ti, Al2B Al3Zr, служащие центрами кристаллизации [9, 10]. Эту роль в разработанных комплексах выполняли титан, мелкодисперсный карбид кремния (6.. .20 мкм) и алюминид бора Al2B, образующийся в результате реакции:
KBF4 + 3Al ^ Al2B + AlF3 + KF.
Продукция заводов, перерабатывающих лом и отходы алюминия и его сплавов, поставляется в виде чушек. А. А. Митяев [2] исследовал влияние технологии рафинирующе-модифицирующей обработки на качество чушкового силумина АК9М2. Из представленных на рис. 3 данных следует, что выплавка указанного сплава в пламенной печи EHW 5000 емкостью 5,5 т из лома и отходов производства под стандартным покровным флюсом (33 % KCl, 67 % NaCl) с продувкой расплава универсальным флюсом (15 % KCl, 45 % NaCl, 40 % AlF3) с помощью воздуха (вариант I) и азота (вариант II) не обеспечила требуемого уровня механических свойств. Выплавка под стандартным покровным флюсом с последующей продувкой жидкого металла более совершенным флюсом [6] с помощью воздуха (вариант III) и азота (вариант IV) привели к некоторому повышению механических свойств, но предел прочности как в литом состоянии, так и после термообработки не соответствовал норме ГОСТ 1583-89 (186 и 274 МПа соответственно). На основании полученных результатов А. А. Митяев [2] пришел к выводу о целесообразности двухстадийной рафинирующе-модифицирующей обработки: на стадии получения чушки флюсом [6] и на стадии получения отливки - модификатором [7].
Рис. 3. Механические свойства сплава АК9М2
О. В. Лютова [11] исследовала влияние рафинирую-ще-модифицирующей обработки флюсом [12] и модификатором [13] на литейные и механические свойства, а также на свариваемость вторичного сплава АК9М2, шихта которого состояла из чушек и до 19 % из стружки этого же сплава. Содержание железа в сплаве изменялось от 0,66 до 2,34 %. Результаты исследований показали, что с увеличением в шихте стружки с 1 до 19 % жидкотекучесть снижалась на 30.. .35%, линейная усадка и трещиностойкость - на 20.25 %, пористость воз-
растала с 0,5 до 2,5 баллов по шкале ВИАМ. Присадки модификатора в количестве около 0,15 % приводили к повышению жидкотекучести на 10.15 %, линейной усадки на 30.35 % и к снижению пористости в среднем до 0,5 балла. Рост концентрации железа в исследуемых пределах не оказал влияния на пористость, но снижал жидкотекучесть на 20.25 %, линейную усадку и трещиностойкость - на 18.20 %. Механические свойства (предел прочности, относительное удлинение и твердость) соответствовали нормам
ГОСТ 1583-93 (ДСТУ 2839-94) при содержании стружки в шихте до 15 %, железа в сплаве до 1,5 % и при присадке модификатора [13] в количестве 0,12.0,15 % от массы жидкого металла.
Установлено [11], что при аргоно-дуговой сварке силуминов вследствие быстрого охлаждения и измельчения структурных составляющих металл сварного шва имеет более высокие механические свойства, чем основной металл. Зависимости между механическими свойствами литого и сварного металла сплава АК9М2 описывались уравнениями с коэффициентами корреляции г:
ст = 8,1 + 1,41а г = 0,97;
в св.м. ' ' в лит.м. ' 7
5 = 2,98 + 2,645 г = 0,86;
св.м. ' ' лит.м. ' 7
ШБ = 13,32 + 0,89ШБ г = 0,63/
св.м. ' ' лит.м. '
Работа К. Н. Лозы [14] посвящена решению научно-технической и практической задачи - стабилизации при рабочих температурах структуры поршневого сплава АЛ25, полученного из низкосортной шихты, повышению его физико-механических и служебных свойств в результате усовершенствования технологии модифицирования и термической обработки. В работе выполнен анализ зарубежной и отечественной литературы по применению поршневых сплавов, а также технологии производства и качества поршней для маломощных ДВС на АО «Мотор Сич». Установлено, что основными причинами преждевременного разрушения поршней являлись: низкий уровень механических свойств сплава АЛ25 при рабочих температурах и нестабильность его структуры в процессе эксплуатации.
Показано, что наиболее благоприятной для поршневых сплавов является структура каркасного типа, которая состоит из дисперсных равномерно распределенных участков а-твердого раствора кремния в алюминии, окруженных эвтектикой с пластинчатым кремнием размером до 100 мкм и компактными интерметаллида-ми. Такая структура вследствие торможения диффузионных процессов и препятствия продвижению дислокаций является стабильной и имеет высокий уровень свойств при повышенных температурах.
В работе показана перспективность использования для производства поршней вторичных сплавов.
С целью получения стабильной при рабочих температурах структуры разработан модифицирующий комплекс и технология модифицирования, а также определено рациональное количество МК на уровне 0,15...0,20 масс.%.
Данная технология обеспечивала экспериментальным сплавам 1 балл пористости по ДСТУ 2839-94 (ГОСТ 1583-93), снижение температурного коэффициента линейного расширения на 5,60...5,75% и увеличение времени до разрушения при испытаниях на длительную прочность по ГОСТ 10145-81 в 2,4 раза по сравнению с заводской технологией.
Термическая обработка силуминов, как правило, включает в себя закалку и старение, варьирование температуры и времени выдержки которых позволяет изменять фазовый состав, морфологические параметры структуры и, соответственно, механические и технологические свойства в заданном направлении. Закалка проводится с целью растворения избыточных фаз и получения максимальной пересыщенности твердого раствора. Старение предназначено для последующего выделения компактных интерметаллидов при распаде твердого раствора и упрочнения силуминов по дисперсионному механизму.
Исходя из того, что содержание интерметаллидных фаз во вторичных силуминах значительно выше, чем в первичных, можно предположить, что стандартные режимы термической обработки не являются оптимальными, а их корректировка может служить резервом повышения качества сплавов.
В связи с этим изучали [15] влияние содержания железа, времени выдержки при закалке и старении на структуру и свойства сплава АК8МЗ, изготовленного из вторичного сырья. Стандартная термическая обработка по режиму Т6 предполагает закалку с 500±10°С, выдержку 5.. .7 ч, охлаждение в воде и старение при 180±10°С в течение 5.10 ч. Поскольку температуры термической обработки нормами четко регламентированы, при проведении эксперимента они оставались постоянными.
Исследования проводили согласно плана многофакторного эксперимента второго порядка 23 (табл. 1).
В качестве независимых переменных принимали содержание железа в сплаве Бе, время закалки т и время старения т . Функциями отклика являлись предел прочности на растяжение ст , относительное удлинение 5 и твердость НВ. Обработку жидкого металла проводили флюсом [6] и модификатором [8] в количестве 1 % и 0,1% от массы расплава соответственно.
Методом регрессионного анализа получили систему уравнений второго порядка, с помощью которых
были получены графические зависимости механических свойств от времени выдержи при температурах закалки и старения. Эти зависимости имели вид кривых с максимумами, которые смещались вправо с увеличением в сплавах содержания железа. На основании этих данных были получены графики, позволяющие определить оптимальное время выдержки при закалке и старении в зависимости от содержания в сплаве железа (рис. 4). Необходимость увеличения времени выдержки, на наш взгляд, объясняется ростом количества интерметаллидных фаз, тормозящих диффузионные процессы при закалке и старении.
Механические испытания показали, что увеличение времени выдержки при закалке сплава АК8М3, содержащего 1,19 % Бе, с 6 до 8 ч и времени выдержки при старении с 7 до 11 ч привело к повышению пределов текучести и прочности на 7. 8 %, предела выносливости на 12%, малоцикловой выносливости (е = 0,3%) на 30 %, твердости НВ на 9 % и относительного удлинения на 10 %.
Основным недостатком алюминиевых сплавов являются малые твердость и коррозионная стойкость в кислых средах. В работах [16, 17] показано, что в результате поверхностной лазерной обработки происходит
Рис. 4. Зависимость оптимального времени выдержки при закалке и старении от содержания железа в силумине
Таблица 1 - Матрица планирования эксперимента второго порядка 23
Интервалы варьирования и уровни факторов Изучаемые факторы
Х^е, %) Х2(Тз, ч) Х3(Тст, ч)
Нулевой у] эовень Х0 = 0 0,85 6,0 7,0
Интервал варьирования 1,0 0,2 3,0 4,2
1,682 0,14 2,0 2,8
Нижний уровень Х = -1,0 0,65 3,0 2,8
Верхний уровень Х = +1,0 1,05 9,0 11,2
Звёздные точки Х = -1,682 0,51 1,0 0
Х = +1,682 1,19 11,0 14,0
диспергизация структуры, увеличение количества дефектов кристаллического строения, формирование метастабильных фаз и, как следствие, повышение твердости алюминия и его сплавов. Н.В. Широкобоковой [18, 19] выполнен широкий комплекс исследований по влиянию поверхностной лазерной обработки (ЛО) на механические и служебные свойства силумина АК8М3 с переменным от 0,40 до 1,45 % содержанием железа. Из представленных в табл. 2 данных видно, что лазерная обработка привела к повышению поверхностной микротвердости в среднем в 1,7 раза по сравнению с микротвердостью твердого раствора на основе алюминия. Этим можно объяснить повышение предела выносливости (после шлифования оплавленного слоя и старения при 170 °С в течение 10 ч) в среднем на 19 %, снижение потерь металла при абразивном изнашивании (кварцевый песок) на 25 %, при трении металл по металлу без смазки - на 41%, при кавитационном изнашивании -на 60 %. Коррозионные испытания в водном растворе 3 % №С1 + 0,1% Н202 в течение 720 ч при температуре 28 °С показали, что число питингов на единице поверхности заметно возрастало с увеличением в сплаве содержания железа, при этом сопротивление сплава пи-тингообразованию в результате лазерной обработки повысилось в 5.8 раз.
Таблица 2 - Влияние содержания железа и лазерной обработки на свойства силумина АК8М3
Показатель Значе соде ние показателя при ржании железа, %
0,40 0,92 1,45
Микротвердость Н^ a-Al, МПа 975 994 1000
Н^ упрочненного слоя на расстоянии 25.175 мкм от поверхности, МПа 1600. 1640 1625. 1720 1620. 1735
Предел выносливости a-1 на базе 107 циклов, МПа 68/82* 100/ 108 71/80
Абразивный износ, мг 29,5/ 24,5 31,0/ 22,0 30,0/ 21,0
Износ металл по металлу, г 0,20/ 0,13 0,15/ 0,13 0,31/ 0,13
Кавитационный износ, г 0,14/ 0,11 0,12/ 0,06 0,21/ 0,10
Число питингов / см2 (3% NaCl + 0,1% H2O2) 35/5 - 103/22
Скорость коррозии в 10 %-м HCl, г / м2-ч 21,1/0,0 2 28,5/0,04 33,6/0,32
* Примечание: в числителе свойства после термообработки Т6, в знаменателе — после Т6 и ЛО.
Известно, что алюминий и его сплавы обладают низкой коррозионной стойкостью в кислотах. Представленные в табл. 2 результаты показывают, что лазерная
обработка привела к повышению коррозионной стойкости силумина АК8М3 в 10 %-м растворе HCl в среднем на 2 порядка, при этом балл коррозионной стойкости сплава по ГОСТ 13819-68 изменился с 10 (нестойкий) на 5.7 (стойкий и пониженностойкий).
Выводы
Результаты проведенных исследований показали, что соответствующая сортировка и подготовка шихтовых материалов, рафинирующе-модифицирующая обработка жидкого металла и термическая обработка с учетом содержания железа позволяют обеспечить высокий уровень технологических, механических и эксплуатационных свойств вторичных силуминов.
Лазерная обработка, обеспечивая существенное повышение твердости, износостойкости и коррозионной стойкости поверхностного слоя, способствует существенному расширению областей применения алюминиевых сплавов.
Список литературы
1. Ищенко А. А. Об использовании отходов алюминиевой тары [Текст] / А. А. Ищенко, С. И. Андреев, Д.С. Андреев // Металлургия машиностроения. - 2012. - № 5. -С. 18-20.
2. Мтев О. А. Науково-технолопчш основи формуван-ня структури, фiзико-механiчних i службових власти-востей вторинних силумшв [Текст]: автореф. дис. на здобуття наук. ступеня д-ра техн. наук: спец. 05.02.01 «Матерiалознавство» / О. А. Мггяев. - Запорiжжя. -2008. - 32 с.
3. Немененок Б. М. Теория и практика комплексного модифицирования силуминов [Текст] / Б. М. Немененок. -Минск : Технопринт, 1999. - 270 с.
4. Островская А. Е. Влияние интерметаллидных фаз на сопротивление разрушению алюминиевых сплавов [Текст] / А. Е. Островская, И. П. Волчок // Вюник ДНУЗТ iм. В. Лазаряна. - Вип. 34. - Дн-ск : ДНУЗТ, 2010. - С. 211-214.
5. Золотаревский В. С. Металловедение литейных алюминиевых сплавов [Текст] / В.С. Золотаревский, Н. А. Белов. - М. : МИСиС, 2005. - 376 с.
6. Пат. 58793А Украша, МКВ7С22В21/06, С22В9/10. Флюс для обробки алюмтевих сплавiв [Текст] / Волчок I. П., Мгаев О. А., Рязанов С. Г.; заявник i патентоутриму-вач Запорiзький нац. техн. ун-т. - N° 2002108362; заявл. 22.10.2002; опубл. 15.08.2003, Бюл. № 8.
7. Пат. 57584А Украша, МКВ С22С 1/06. Модифжатор для алюмшевих сплав1в [Текст] / Волчок I. П., Мпяев О. А.; заявник i патентоутримувач Запорiзький нац. техн. ун-т. - № 2002108343; заявл. 22.10.2002; опубл. 16.06.2003, Бюл. № 6.
8. Пат. 42653 Украша, МПК(2009) С22С 1/100. Модиф> катор алюмтевих сплавiв [Текст] / Волчок I. П., Мгаев О. А., Островська А.С., Скуйбща О.Л.; заявник i патентоутримувач Запорiзький нац. техн. ун-т. - № u200902454 ; заявл. 19.03.2009; опубл. 10.07.2009, Бюл. № 13.
9. Мальцев М. В. Модифицирование структуры металлов и сплавов [Текст] / М. В. Мальцев. - М. : Металлургия, 1964. - 213 с.
10. Бондарев Б. И. Модифицирование алюминиевых деформируемых сплавов [Текст] / Б. И. Бондарев, В. И. Напалков, Р. И. Тараторкин. - М. : Металлургия, 1979. -217 с.
11. Лютова О. В. Пщвищення технолопчних та мехашчних властивостей доевтектичних вторинних силумшв [Текст]: автореферат дис. на здобуття наук. ступеня канд. техн. наук: спец. 05.02.01 «Матерiалознавство» / О.В. Лютова. - Запорiжжя. - 2012. - 17 с.
12. Пат. 31862 Украша, МПК(2006) С22В21/00 С22В9/00. Флюс для оброблення алюмтевих сплавiв [Текст] / Волчок I. П., Мгтяев О. А.; Лютова О. В. [та ш.]; заяв-ник i патентоутримувач Запорiзький нац. техн. ун-т. -№ 200713840; заявл. 10.12.2007; опубл. 25.04.2008, Бюл. № 8.
13. Пат. 32929 Украша, МПК(2006) С22С1/00. Модифжа-тор для алюмшевих сплавiв [ Текст] / Волчок 1.П., Мгаев О.А.; Лютова О.В. [та ш.]; заявник i патентоутримувач Запорiзький нац. техн. ун-т. - № 200800105 ; заявл. 02.01.2008 ; опубл. 10.06.2008, Бюл. № 11.
14. Лоза К. М. Вплив модифжування та термiчноi' обробки на формування структури i властивостей вторинного поршневого сплаву АЛ25 [Текст] : автореф. дис. на здобуття наук. ступеня канд. техн. наук: спец. 05.02.01 «Мш^алознавство» / К. М. Лоза. - Запорiжжя. - 2012. -17 с.
15. Волчок И. П. Термическая обработка железосодержащих силуминов / И. П. Волчок, Е. Л. Скуйбеда [Текст] // Литье и металлургия. - Минск. - 2012. - № 3. - С. 9497.
16. Астапчик С. А. Лазерные технологии в машиностроении [Текст] / С. А. Астапчик, В .С. Голубев, А. Г. Маклаков. - Минск : Беларусская наука, 2008. - 252 с.
17. Гиржон В.В. Формирование структуры поверхностных слоев алюминиевых сплавов после импульсной лазерной обработки [Текст] / В. В. Гиржон, И. В. Танцюра // Металлофизика и новейшие технологии. - 2005. - т. 27. -№ 11. - С. 1519-1528.
18. Волчок I. П. Вплив лазерно'' обробки на структуру та мжротвердють вторинних алюмтевих сплавiв [Текст] / I. П. Волчок, Н. В. Широкобокова // Строительство, материаловедение, машиностроение. - 2010. - Вып. 55 -С. 15-20.
19. Волчок И. П. Влияние лазерной обработки на циклическую усталость вторичных алюминиевых сплавов [Текст] / И. П. Волчок, Н. В. Широкобокова, С. Е. Бель-ский // Строительство, материаловедение, машиностроение. - 2011. - Вып. 58 - С. 143-146.
Одержано 11.052015
Волчок 1.П., Клочихш В.В., Лоза К.М., Лукшов В.В., Мтгяев О. А. Пщвищення технолопчних, мехашчних та службових властивостей вторинних силумШв
Розглянуто вплив рафтувально-модиф1кувально'1 обробки, а також терм1чно'1 та лазерной обробок на технологгчн!, механгчнг та службовi властивостг силумгнгвзр1зним вмгстом зал1за.
Ключовi слова: вториннi силумiни, рафтування, модиф^вання, механiчнi властивостi.
Volchok L, Klochikhin V., Loza K., Lukinov V., Mityayev A. Increasing of technological, mechanical and service properties of secondary silumins
The influence of refining-modifying, thermal and laser treatments on technological, mechanical and service properties of silumins with different iron content is considered.
Key words: secondary silumins, refining, modifying, mechanical properties.
