Закономерности получения недендритной структуры в алюминиевых сплавах с цирконием Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

-Ф-

-Ф-

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

УДК 620.19:669.7

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПОЛУЧЕНИЯ НЕДЕНДРИТНОЙ СТРУКТУРЫ В АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ С ЦИРКОНИЕМ

В. В. Белоцерковец, канд. техн. наук (ОАО ВИЛС, e-mail: info@oaovils.ru)

На примере сплавов типа 1973, содержащих различное количество циркония, показана возможность получения недендритной структуры при кристаллизации со скоростями охлаждения до 1011 К/с. При скоростях охлаждения до 108 К/с происходит гетерогенное зарождение недендритных зерен. Скорость охлаждения 1011 К/с достаточна для реализации гомогенного зарождения зерен твердого раствора на основе алюминия.

Ключевые слова: дендрит, недендритная кристаллизация, гетерогенный и гомогенный механизм зарождения зерен.

Mechanisms of a Nondendritic Structure Development in Zirconium-Bearing Aluminium Alloys. V.V. Belotserkovets.

The possibility of development of a nondendritic structure in the course of solidification of 1973-type alloys bearing different amount of zirconium at cooling rates up to 1011 K/sec is shown. At cooling rates up to 108 K/sec heterogeneous nucleation of nondendritic grains occurs. A cooling rate of 1011 K/sec is enough for realization of homogeneous nucleation of aluminium-based solid solution grains.

Key words: dendrite, nondendritic solidification, heterogeneous and homogeneous mechanism of grain nucleation.

Известно, что большинство сплавов при кристаллизации затвердевают в форме денд-ритов, при этом один дендрит представляет собой одно зерно.

Дендритная форма роста кристаллов связана с несоответствием скоростей теплоот-вода и диффузионных процессов на границе раздела жидкой и твердой фазы. Поскольку

Рис. 1. Структура литого сплава типа 1973:

а - крупная дендритная; б - мелкая дендритная. Световая микроскопия поляризованный свет

составы жидкой и твердой фазы на границе раздела регламентированы диаграммой состояния, то при наличии значительного тепло-отвода при реальных условиях литья, требуется интенсифицировать массоперенос. Это возможно реализовать за счет изменения формы растущих кристаллов, в этом случае увеличение поверхности раздела жидкой и твердой фаз происходит в результате появления отростков на растущих кристаллах, которые к концу затвердевания оформляются в форме сечения дендритов (рис. 1). В условиях равного теплоотвода могут возникать дендритные зерна разной величины, поскольку их количество и,соответственно, размер определяются числом центров кристаллизации

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

в объеме металла (рис. 1, а, б), при этом наблюдения показали, что расстояние между дендритными ветвями второго порядка при фиксированных условиях охлаждения остается всегда постоянным. Упомянутая закономерность впервые была обнаружена В.И. Добаткиным и изложена в его ранней работе [1], где было показано, что расстояние между дендритными ветвями второго порядка уменьшается по мере увеличения скорости литья по кривой гиперболического типа.

Затем в других исследованиях [2] была предложена аналитическая зависимость, связывающая расстояние между дендритными ветвями второго порядка б со скоростью охлаждения уохл:

к а

э

100

«

я н о

я

^

10

н

к «

о н о

о «

Рч

- д ^

Сплав ""---.^

• 43

о 220

- . 142

□ 319

д 355

. А356 , , 1

0,1

1 10 Скорость охлаждения, °С/с

100

Рис. 2. Экспериментальные данные о расстояниях между ветвями дендритов в алюминиевых сплавах[4]

б =

(1)

где А и п - постоянные.

Результаты расчета с использованием этого уравнения не являются вполне строгими, так как зависимость расстояния между дендритными ветвями второго порядка от скорости охлаждения весьма слабая, т. е. при изменении vохл в 1000 раз величина б изменяется лишь в 10 раз, что делает приемлемой оценку скорости охлаждения по порядку величины. Результаты вышеупомянутой работы оказались пригодны для оценки скорости охлаждения исходя из величины б. В последующие годы было опубликовано значительное количество статей, доказывающих справедливость уравнения (1) (рис. 2) [4].

В процессе проведения экспериментов оценку скорости охлаждения проводили путем измерения расстояния между ветвями дендритов второго порядка, и этот показатель был назван дендритным параметром. Поскольку в структуре литого металла первичных ветвей дендритов значительно меньше, чем вторичных, а ветви третьего порядка в условиях промышленного литья практически не образуются, то обычно в качестве дендритного параметра принимают средний размер сечений

ветвей дендритов, видимых на шлифе, и это уже является сложившейся практикой.

Какотмечалось ранее, при обеспечении избыточного количества зародышей в расплаве и активации этих зародышей с помощью ультразвука после затвердевания металл состоит из равноосных зерен (рис.3, а) с правильной формой границ без каких-либо участков дендритных ветвей (рис. 3, б). Особенность таких недендритных зерен (правильнее было бы использовать термин «субдендритного зерна», но в дальнейшем от этого термина отказались и сейчас повсеместно оперируют понятиями - недендритная структура, недендритное зерно и недендритная кристаллизация) состоит в том, что их размер равен расстоянию между дендритными ветвями второго порядка, если удается в этих же тепловых условиях получить дендритный рост, например,

Рис. 3. Структура литого сплава типа 1973:

а - недендритная; б - смешанная. Световая микроскопия, поляризованный свет

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

исключив воздействие на расплав ультразвука. Величина таких недендритныхзерен(рис. 3, а) подчиняется той же зависимости от скорости охлаждения, что и дендритный параметр, т. е. каждой скорости охлаждения соответствует определенный размер недендритного зерна, и это означает, что достигнут предел измельчения зерен, т. е. получить зерно мельче, чем дендритный параметр, невозможно.

При изготовлении слитков в промышленных условиях не всегда удается получать недендритную структуру, удовлетворяющую перечисленным выше условиям, и ее часто называют смешанной, однако, поскольку в упомянутых случаях размер зерен близок к недендритным, а их границы имеют лишь незначительное количество участков дендритных ветвей, то ее, хотя и условно, также можно отнести к категории недендритной (рис. 3, б).

Описанные закономерности были обобщены и сформулированы учеными ВИЛСа * в виде открытия, в котором показано, что для формирования недендритной структуры «установлена неизвестная ранее закономерность кристаллизации металлических материалов, заключающаяся в том, что при создании в расплаве избыточного числа центров кристаллизации, например, при сочетании ультразвуковой обработки в режиме развитой кавитации с введением модификатора зародышевого действия в отливке формируется структура субдендритного типа (недендритная структура), а фактором, однозначно определяющим размер субдендритного зерна и обеспечивающим предельное его измельчение, становится скорость охлаждения».

При непрерывном литье данная задача решается путем добавления в сплав модификатора зародышевого типа, например циркония, активация зародышей происходит путем введения ультразвуковых колебаний в лунку кристаллизующегося металла. Применяя данную технологию, Г.И. Эскиным были достигнуты результаты, значительно превосходящие зарубежные аналоги, и в 80-е гг. был отлит слиток

* Открытие № 27 (1983 г.) Авторы: чл.-корр. АН СССР В.И. Добаткин, академик А.Ф. Белов, докт. техн. наук Г.И. Эскин, канд. техн. наук С.И. Боровикова, канд. техн. наук Ю.Г. Гольдер.

из сплава 1973 (7050) диаметром 1200 мм с недендритной структурой, что дало возможность исключить брак по трещинам в слитках такого диаметра. Аналогичный слиток диаметром 42 дюйма (~ 1000 мм) американская компания VISTA Metals Corp. смогла получить лишь в 2002 г. [6].

Эксперименты, проведенные на сплаве 1973 наиболее показательны, поскольку он относится к системе Al-Zn-Mg-Cu и содержит Zr, а даже его малые добавки, вводимые в сплавы, существенно улучшают качество получаемых в последующем полуфабрикатов, поскольку цирконий препятствует образованию крупного зерна, повышает ресурсные характеристики сплавов и их коррозионные свойства. Следует также отметить, что сохранение нерекристал-лизованного зерна в горячедеформируемых изделиях и распад пересыщенного цирконием твердого раствора на основе алюминия приводит к дополнительному повышению прочностных характеристик.

Кроме того, дисперсные продукты распада твердого раствора циркония в алюминии служат подложкой для гетерогенного выделения вторичных упрочняемых фаз при старении.

В ВИЛСе под руководством В.И. Добатки-на был проведен комплекс работ по быстрой кристаллизации модельных алюминиевых сплавов, но особенности затвердевания реальных сплавов в широком диапазоне скоростей охлаждения не исследовалось.

Поэтому изучение поведения сплава 1973 при кристаллизации в широком диапазоне скоростей охлаждения от 100-108 К/с стало следующим этапом, при этом особое внимание было обращено на возможность получения недендритного зерна и исследование особенностей кристаллизации интерметаллического соединения A^Zr.

Получение недендритного зерна при кристаллизации этого сплава было интересно для подтверждения правомерности экстраполяции кривой уравнение (1) в область скоростей охлаждения до 108-109 К/с.

Техника недендритной кристаллизации при непрерывном литье слитков была уже отработана, но получение недендритного зерна при высоких скоростях охлаждения казалось весьма сомнительным, поскольку в этом случае

-Ф-

-Ф-

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

увеличивается несоответствие между скоростями теплоотвода и диффузионных процессов на границе «расплав - твердая фаза», однако эксперименты показали возможность получения литого материала с недендритным зерном.

Известно, что в сплавах, содержащих цирконий, в определенных условиях при литье могут образовываться первичные интерметал-лиды А^г с кристаллической решеткой й02з (стабильная модификация) и И2 (метаста-бильная модификация).

В литературе описано несколько механизмов модифицирования алюминиевых сплавов [7], но к настоящему времени единой теории не существует, однако бесспорным является положение, что фаза, имеющая структурно-размерное соответствие с кристаллизующимся металлом служит весьма эффективным модификатором. Действительно, если в алюминиевом сплаве первично кристаллизующейся фазой является интерметаллид, имеющий структурно-размерное соответствие с кристаллической решеткой алюминия, то следует ожидать резкого измельчения зерна в слитке. Подобные факты неоднократно имели место и наиболее иллюстративно это продемонстрировано на примере сплава А!-Бс, где фаза А!зБс имеет решетку типа 2 с полным структурно-размерным соответствием решетке алюминия [8]. Таким образом, метастабиль-ная фаза А^г может быть подходящей для дальнейшего получения недендритного зерна.

Экспериментально работа была проделана на сплавах типа 1973, содержащих от 0,9 до 4% мас. 7г по влиянию скоростей охлаждения этих сплавов в различных диапазонах [7].

Для начала был отлит мастер-сплав 1973, а затем были подготовлены опытные слитки, содержащие различное количество циркония (табл. 1).

Цирконий вводили в чистом виде для исключения наследственного влияния лигатуры.

Широкий диапазон скоростей охлаждения получали путем кристаллизации сплавов в плоских изложницах, изготовленных из асбо-термосиликата и меди, а также размазыванием капель расплава на поверхности быстро-вращающегося массивного медного диска.

Скорости охлаждения при заливке расплава в изложницы оценивали по кривым охлаждения, полученным с помощью термопар. Для уменьшения инерции термопары при заливке расплава в металлические изложницы с щелью 20 и 14 мм ее концы изначально были разомкнуты.

Скорость охлаждения отливок толщиной 7 и 2 мм не замеряли, а рассчитывали по формуле [9]:

Ь^^ = к• 104, мм2/К/с,

(2)

где Ь - толщина отливки, мм; vохл - скорость охлаждения, К/с; к - постоянная величина.

Величина к была определена из непосредственных измерений скоростей охлаждения в отливках толщиной 20 и 14 мм.

Скорость охлаждения чешуек, полученных при размазывании капли расплава, оценивали по формуле [9]:

^хл = а$/ср8,

(3)

где с - удельная теплоемкость материала чешуйки; р - плотность материала чешуйки; 8 - полутолщина чешуйки; а - коэффициент теплоотдачи на границе чешуйки с подложкой; В - разница между температурой чешуйки и температурой подложки.

Величина коэффициента а была взята из работы [10].

Характеристики образцов для исследований приведены в табл. 2.

Таблица 1

Содержание циркония в сплавах типа 1973

Содержание циркония, % мас.

Шихта 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 0,45 0,5 0,6 0,7 2 3 4

Хим.анализ 0,09 0,16 0,22 0,27 0,33 0,37 0,40 0,47 0,50 0,62 0,74 - - -

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

При просмотре в световом микроскопе частицы А^г стабильной и метастабильной модификации весьма легко идентифицировать. Стабильный А^г кристаллизуется в форме вытянутых плоскогранных частиц в виде реек, А^г метастабильной модификации имеет весьма сложную морфологию (рис. 4). Замечено, что данные частицы всегда располагаются внутри зерен и после соответствующего травления шлифа выявляется концентриче-

Таблица 2 Образцы для исследований

Вид образца Скорость охлаждения, К/с

измерение расчет

Отливка толщиной 10 мм в асботермосиликат Отливка толщиной 20 мм в медь Отливка толщиной 14 мм в медь Отливка толщиной 7 мм в медь Отливка толщиной 2 мм в медь Чешуйки толщиной 20-40 мм Участки чешуек толщиной 0,1 мкм 100 5 • 101 102 5 • 102 5 • 103 106 108

Рис. 4. Частицы интерметаллического соединения Л!31г метастабильной модификации в алюминиевом сплаве типа 1973 с добавлением 1г:

а - световая микроскопия; б - растровая электронная микроскопия, изображение в обратнорассеянных электронах; в - просвечивающая электронная микроскопия, светлое поле, микродифракция; г - просвечивающая электронная микроскопия, темное поле в рефлексе интерметаллического соединения

ский контраст (рис. 4, а). Граница, отделяющая первичный интерметаллид А^г от матрицы, весьма неопределенна, и оценить истинный размер частицы возможно лишь с помощью растрового или просвечивающего электронного микроскопа (рис. 4, б, в) из-за ее весьма причудливой разветвленной формы (рис. 4, г). Такая форма частицы метастабильного интер-металлида А^г с развитой поверхностью наряду с ее структурно-размерным соответствием алюминию должна способствовать модифицированию твердого раствора на основе алюминия.

Инициировать кристаллизацию частиц А^г в метаста-бильной модификации возможно за счет охлаждения с достаточно высокой скоростью и следует ожидать, что с повышением vохn увеличивается вероятность образования метастабильного А^г и поскольку его частицы являются центрами кристаллизации твердого раствора, то размер зерен должен монотонно убывать вплоть до получения недендритного зерна.

Так, после охлаждения сплава 1973, содержащего 0,47 % 7г, со скоростью 100 К/с из жидкого состояния образуются весьма крупные дендритные зерна (рис. 5, а), что не удивительно, поскольку в данном случае первичной фазой при кристаллизации является ин-терметаллид А^г стабильной модификации, а он относится к весьма слабым модификаторам. Изменение скоростей охлаждения до величин 5 • 101 и 102 К/с приводит к существенному измельчению зерен вплоть до получения недендритной структуры, внутри недендритных зерен можно разглядеть частицы метастабильного интерметаллида А^г (рис. 5, б, в).

"Ф

-Ф-

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

При увеличении скорости охлаждения до 5 • 103 К/с, исходя из общих соображений, зерна должны были бы измельчиться еще больше, но это не так. На рис. 5, г хорошо различимы дендритные зерна, размер которых в несколько раз превышает аналогичные показатели зерен, сформированных при меньших скоростях охлаждения. Наблюдаемый эффект легко объяснить влиянием скорости охлаждения на изменение линий растворимости на диаграмме состояния, приводящих к расширению области первичной кристаллизации твердого раствора на основе алюминия, т. е. при упомянутой скорости охлаждения первичной фазой является твердый раствор на основе алюминия, в который уходит часть циркония, и влияние интерметаллида на измельчение структуры нивелируется, в результате мы наблюдаем обычную дендритную кристаллизацию.

Если рассматривать зависимость размера зерна от скорости охлаждения, то в большинстве случаев с увеличением скорости охлаждения зерно измельчается, однако существуют сплавы, в которых по мере увеличения скорости охлаждения зерно сначала измельчается, а затем укрупняется, что проиллюстрировано на рис. 5. Если скорость охлаждения фиксирована, то размер зерна также неоднозначно зависит от содержания циркония в сплаве, но при его содержании свыше 0,5 % мас. в интервале скоростей охлаждения от 5 • 101 до 5 • 103 К/с размер зерен практически не изменяется и составляет 15-22 мкм, т. е. в указанном концентрационно-ско-ростном диапазоне формируется недендритная структура.

При кристаллизации со скоростью охлаждения 106 К/с недендритные зерна наблюдаются в сплавах, содержащих более 3 % мас. 7г (рис. 6, а), охлаждение со скоростью 108 К/с способствует образованию недендритных зерен в сплаве с 4 % мас. 7г (рис. 6, б).

Оценка размеров полученных недендритных зерен показала, что их величина зависит от скорости охлаждения в соответствии с закономерностью, приведенной в работе [5].

Обобщение полученных результатов наиболее наглядно можно представить в виде фазово-структурной диаграммы, построенной

100 мкм I-1

100 мкм I-1

Рис. 5. Зависимость величины зерна в сплаве типа 1973, содержащем 0,47 % мас. г, от скорости охлаждения при кристаллизации:

а, б, в, г - 10°, 102, 5 • 102, 5 • 103 К/с соответственно. Световая микроскопия, поляризованный свет

2

2

3

Рис. 6. Микроструктура сплавов типа 1973 с различным содержанием гг:

а - V

106 К/с, 3 % 2г; б - vохл = 108 К/с, 4 % 2г. Просвечивающая элек-

ч8

тронная микроскопия

г

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

W К/с 104

103

102

101

100

о о о о о oo

а + эвт.

,22 мкм 16 мкм 15 мкм 108 е е е _

" 106

-0—о-

О О ООО ор ер © /®

о о о о /ее ооо о/е ее/ •

2 4 6

А1з2гмет + А1з2гетаб + + а + эвт.

мкм

Недендритное

• , *18 м 15 мкм 15 мк^[ Я-»20 м

ZV

А1з2гстаб + а + эвт.

зерно

0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 Zr, % мас.

Рис. 7. Проекция фазово-структурнойдиаграммы сплавов типа 1973 с различным содержанием циркония

в координатах «скорость охлаждения - состав сплава» (рис. 7). Для многокомпонентных сплавов на плоскости могут быть изображены только некоторые проекции фазово-струк-турной диаграммы. В нашем случае была построена диаграмма путем варьирования количества циркония в сплавах. Данная диаграмма

состоит из четырех областей. Хорошо видно, что с увеличением скорости охлаждения расширяется область первичной кристаллизации твердого раствора I, что является одним из эффектов быстрой кристаллизации и это достаточно наглядно иллюстрирует факт укрупнения зерна в сплаве 1973 с 0,47 % мас. Zr по мере повышения скорости охлаждения (см. рис. 5, г). На диаграмме также выделена область первичной кристаллизации интерметаллического соединения метастабильной модификации II, за которой следует область существования Al3Zr в метастабильной и стабильной формах III. Диаграмма также включает в себя область первичной кристаллизации стабильного интерметаллида IV, граница которой намечена лишь условно. На диаграмме по результатам анализа структуры выделена концентрационно-скоростная область формирования недендритной структуры.

Особого внимания заслуживает также экспериментальный результат, полученный на чешуйках, имеющих толщину менее 20 мкм. Так, в чешуйке модельного сплава AI - 6 % мас. Zr, приготовленного на алюминии марки А99, после затвердевания, как правило,образуются

• ■ Нк т- •

'»

Рис. 8. Структура сплава А/ — 6 % 1г, закристаллизованного при средней скорости охлаждения 1(0 К/с:

а - микродифракция; б - схема микродифракции; в - просвечивающая электронная микроскопия, светлое поле; г - темное поле в рефлексе метастабильной фазы А^г; д - темное поле в рефлексе А! (монокристалл); е - темное поле в рефлексе А! (поликристалл)

"Ф

-Ф-

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

а б в

Рис. 9. Зерна твердого раствора на основе алюминия внутри частицы метастабильного соединения Л^г:

а - просвечивающая электронная микроскопия, светлое поле; б - микродифракция внутренней части частицы А^г; в - просвечивающая электронная микроскопия, темное поле

недендритные зерна с компактной частицей А^г внутри них, аналогично ранее наблюдаемому (см. рис. 6). Однако внутри некоторых зерен первичная фаза имеет иное строение (см. рис. 4) и представляет собой округлые образования, внутренняя часть которых содержит конгломерат мелких частиц (рис. 8, в), при этом внешняя поверхность имеет такие же ответвления, аналогичные наблюдаемым ранее (см. рис. 4, г). Дифракционная картина, полученная от одного недендритного зерна (рис. 8, а, б), содержит три типа рефлексов: от твердого раствора на основе алюминия (монокристалл), метастабильной фазы А^г (монокристалл) (рис. 8, г) и твердого раствора на основе алюминия (поликристалл) (рис. 8, е). Темнопольные изображения, полученные в каждом из перечисленных рефлексов, показали, что внутри монокристалла метастабиль-ной фазы А^г (рис. 8, г) находятся зерна твердого раствора на основе алюминия (рис. 8, е).

Упомянутые зерна хорошо различимы на рис. 9, где наряду с темнопольным изображением приведена картина микродифракции от внутренней части частицы метастабильной фазы А^г. Зерна твердого раствора очень малы и их размер не превышает 0,05 мкм.

Объяснить возникновение столь необычной структуры в сплаве А1 - 6 % 7г можно тем, что при охлаждении в первоначальный момент расплав достигает глубокого переохлаждения и первично кристаллизующейся фазой становится твердый раствор на основе алюминия, но при этом образуются недендритные зерна. Выделение тепла кристаллизации и, следовательно, замедление скорости охлаждения, которая в дальнейшем определяется интен-

сивностью внешнего теплоотвода, приводят последовательно к кристаллизации метастабильного интерметаллида А^г, а затем твердого раствора на основе алюминия, что свойственно перитектическим системам.

Учитывая чистоту расплава по примесям, вполне вероятно, что зарождение столь мелких зерен твердого раствора на основе алюминия началось гомогенно.

Необходимо отметить, что термины «скорость», как и «время» не входят в систему понятий термодинамики и, таким образом, более правильно оперировать не скоростью охлаждения, а переохлаждением на фронте растущей фазы. Однако, поскольку существует вполне определенная зависимость переохлаждения от скорости охлаждения, то мы пользуемся все же этим понятием, так как скорость охлаждения, которую во многих случаях можно измерить. Возвращаясь к кристаллизации сплава А1 - 6 % мас. 7г, становится понятным, что формирование недендритных зерен твердого раствора на основе алюминия на первом этапе кристаллизации прошло путем их гомогенного зарождения в условиях глубокого переохлаждения. Исходя из размеров полученных зерен, упомянутому переохлаждению соответствует скорость охлаждения около 1011 К/с.

Выводы

Экспериментально показано, что необходимым и достаточным условием получения недендритной структуры в алюминиевых сплавах, содержащих цирконий, является создание в расплаве избыточного числа

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

центров кристаллизации, которое реализуется при следующих скоростях охлаждения:

- Ю^Ю1 К/с - путем введения в расплав модификатора и его активации с помощью ультразвуковой обработки;

- 101-108 К/с - путем выбора концентрации циркония в сплаве и скорости охлажде-

ния, обеспечивающих первичную кристаллизацию метастабильного интерметаллида А^г, имеющего структурно-размерное соответствие с твердым раствором на основе алюминия;

- 1011 и более - путем гомогенного зарождения зерен на основе алюминия.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Непрерывное литье и литейные свойства сплавов. - М.: Оборонгиз, 1948. - 154 с.

2. Spear R.E., iardner I.R. Dendrite cell size // Modern Castings. 1963. V. 43. № 5. P. 209.

3. Добаткин В.И., Гольдер Ю.Г. О микроликвации в слитках // В сб.: Проблемы металловедения цветных сплавов. - М.: Наука, 1978. С. 193-200.

4. Чалмерс Б. Теория затвердевания. - М.: Металлургия, 1968. - 288 с.

5. Matyja H., Gessen B.C., Grant N.i. The effect of cooling rate on the dendrite spacing in splat-cooled aluminium alloys // J. Inst. Met. 1968. V. 96. January. P. 30-32.

6. Эскин Г.И. Недендритная кристаллизация легких сплавов: итоги и перспективы // Технология легких сплавов. 2005. № 1-4. С. 94-104.

7. Бродова И.Г., Попель П.С., Барбин Н.М., Ва-толин Н.А. Расплавы как основа формирования структуры и свойств алюминиевых сплавов. -Екатеринбург: УрО РАН, 2005. - 369 с.

8. Захаров В.В. Влияние скандия на структуру и свойства алюминиевых сплавов // МиТОМ. 2003. № 7. С. 7-15.

9. Jones Aluminium (BRD) 1978. 54. № 4. Р. 274-281.

10. Мирошниченко И.С. Закалка из жидкого состояния. - М.: Металлургия, 1982. - 168 с.

11. Бочвар С.Г. Новая концепция предельного измельчения структуры слитков алюминиевых сплавов в процессе непрерывного литья за счет внепечного комплексного модифицирования // Технология легких сплавов. 2011. № 1. С. 12-21.

-Ф-