Структура и свойства алюминиевых сплавов - Мондольфо Л.Ф.

Часть I ДВОЙНЫЕ, ТРОЙНЫЕ, ЧЕТВЕРНЫЕ И БОЛЕЕ СЛОЖНЫЕ СИСТЕМЫ
Глава 3. Четверные и более сложные системы
Часть II ПРОМЫШЛЕННЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Глава 5. Сплавы с кремнием и сплавы с Mg_2Si
Глава 6. Сплавы с магнием и сплавы с марганцем
Сплавы алюминия с тугоплавкими металлами
Сплавы, используемые в качестве анодной защиты
Приложение 1. Сокращения, принятые в списках литературы
Приложение 2. Список дополнительной литературы
Автор: Мондольфо Л.Ф.
Теги: металлургия материаловедение монография алюминий металлы и сплавы
Год: 1979
Похожие
Гранулируемые алюминиевые сплавы
Промышленные алюминиевые сплавы
Алюминиевые сплавы (Состав, свойства, технология, применение). Справочник
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Текст
                    Aluminum Alloys:
Structure and Properties
L. F. Mondolfo
В UTTER WORTHS
LONDON-BOSTON
Sydney -Wellington-Durban-TorontQ

Л.Ф. Мондольфо
Структура и свойства
алюминиевых сплавов
Перевод с английского
под редакцией Ф. И. Квасова, Г. Б. Строганова,
И. Н. Фридляндера
МОСКВА «МЕТАЛЛУРГИЯ» 1979

УДК 669.715.004.12
УДК 669.715.004.12
Структура и свойства алюминиевых сплавов. Мондольфо Л. Ф. Пер с
англ. М., «Металлургия», 1979. 640 с.
В монографии содержится обширный материал о двойных, тройных и
более сложных диаграммах состояния с описанием изменений фазового со-
состава, структуры и свойств в процессе старения, а также о влиянии добавок.
Особенно это касается важнейших систем легирования. |В общем виде дано
описание промышленных алюминиевых деформируемых, литейных, спеченных
и некоторых специальных сплавов.
Книга представляет интерес для сотрудников научно-исследовательских
институтов, работников заводов, специализирующихся в области алюминия и
его сплавов. Она будет также полезна студентам и аспирантам металлургиче-
металлургических и машиностроительных вузов. Ил. 258. Табл. 73. Список лит.: 11990 назв.
31007—217
75—79 2605000000
040@1)—79
Butterworth & Co (Publishers) Ltd, 1976
® Перевод на русский язык, «Металлургия». 1979

ПРЕДИСЛОВИЕ К РУССКОМУ ИЗДАНИЮ
Данная монография, изданная в 1976 г., представляет собой систематизи-
систематизированный обзор обширной информации об алюминии и его сплавах. Автор
ее — Л. Ф. Мондольфо — известный ученый-металловед. В 1943 г. в Англии
была издана его книга «Металлография алюминиевых сплавов».
В настоящей монографии описаны диаграммы состояния, изменение
структуры и свойств алюминиевых двойных, тройных и четверных сплавов
в зависимости от химического состава и от старения. Приведены данные о
структуре, свойствах и термической обработке промышленных деформируе-
деформируемых, литейных, спеченных сплавов и некоторых специальных материалов.
В книге описано большее число двойных систем алюминия, чем в извест-
известных справочниках М. Хансена и К. Андерко; A958 г.), А. Е. Вола A959 г.),
Р. П. Эллиота A965 г.), Ф. Шанка A969 г.). По сравнению с недавно опуб-
опубликованным интересным справочником М. Е. Дрица и др. по тройным и бо-
более сложным системам «Диаграммы состояния систем на основе алюминия и
магния» (М., «Наука», 1977), а также со справочником «Алюминиевые спла-
сплавы. Металловедение алюминия и его сплавов» (под ред. И. Н. Фридляндера.
М., «Металлургия», 1971) данная монография дает читателю представление
не только о диаграммах состояния, но и о различных свойствах и режимах
старения тройных и многокомпонентных сплавов.
Книга содержит обширный перечень литературных источников; во многих
главах читатель встретит ценный анализ имеющейся информации; в некото-
некоторых разделах материал представлен, к сожалению, без достаточного разбора.
Необходимо отметить, что наряду с неточностями в монографии встречают-
встречаются весьма сомнительные утверждения. Так, например, указывается, что вве-
введение меди в сплавы системы Al—Si улучшает их литейные характеристики,
добавки хрома мало влияют на свойства сплавов систем А1—Си и Al—Mg,
предел усталости плакированных листов близок к пределу усталости плаки-
плакирующего слоя.
Хотя автор и ссылается на большое количество трудов советских иссле-
исследователей (примерно 15% от общего числа литературных источников), пере-
перечень этих работ далеко не полный.
При переводе книги опущен материал, относящийся к структуре и свой-
свойствам алюминия.
Читателям книги следует обратить внимание на следующее. При описа-
описании фазовых превращений, фазовых областей, фазового состава и т. д. сим-
символами Al, Zn и т. п. обозначены твердые растворы на базе алюминия, цинка
и других элементов. Выражение «splat cooling» переведено как «кристалли-
«кристаллизация со сверхвысокой скоростью охлаждения», или «кристаллизация при
сверхбыстром охлаждении», или «кристаллизация при набрызгивании на ме-
металлическую подложку» в зависимости от контекста. Выражение «high-tem-
«high-temperature deterioration» переведено как «высокотемпературное разрыхление».
Следуя оригиналу, опущены обозначения { } и < > семейств кристал-
кристаллографических плоскостей и направлений. Содержание элементов (если не
оговорено специально) в книге дано в процентах по массе. Все пояснения
сокращений в списке литературы даны в приложении 1.
Приведенные в книге значения физических величин выражены в единицах
системы СИ. Исключение составляют некоторые случаи, когда эти значения
даны во внесистемных и метрических единицах (например, в А, эВ и т. д.).
Перевод книги осуществлен Л. Н. Лещинер (гл. 4), В. С. Сандлером
(гл. 2), О. Г. Сенаторовой (гл. 1, 5—8), С. Ф. Старшиновой (гл. 1) и
Е. А. Ткаченко (гл. 2,3).
Чл.-корр. АН СССР, докт. техн. наук И. Н. ФРИДЛЯНДЕР,
канд. техн. наук Ф. И. КВАСОВ,
докт. техн. наук Г. Б. СТРОГАНОВ

ПРЕДИСЛОВИЕ
Информация о (влиянии легирующих элементов на структуру и свойства
алюминия настолько обширна, что для инженера или ученого подбор даже
важнейших литературных источников не представляется возможным. Поэтому
необходимость в справочном руководстве, содержащем обзор научных дан-
данных по алюминию и его сплавам и перечень литературы для более подробного
ознакомления, ие вызывает сомнения.
Книга представляет интерес главным образом для инженеров-металлур-
инженеров-металлургов. Большое внимание в ней уделено свойствам материалов, имеющим прак-
практическое значение. Такие специальные свойства, как энергетические уровни
электронов, ядерный спин и др., важные для узкого круга ученых, не приве-
приведены: по ним, как правило, указан перечень первоисточников в 'качестве от-
отправной точки для поиска литературы. Теоретические положения, лежащие
в основе многих обсуждаемых явлений, рассмотрены очень кратко или опу-
опущены. Автор полагает, что эти вопросы хорошо знакомы читателю или они
имеются в учебниках более общего характера.
В книге систематизирована информация только о сплавах на основе алю-
алюминия. Для большинства систем указаны соединения, которые сосуществуют
с алюминиевым твердым раствором. Описаны и соединения, которые образу-
образуются только в неравновесных условиях, но опущена большая часть сведений
о промежуточных фазах, не имеющих отношения к алюминиевым сплавам, но
присутствующих в большинстве систем. Поскольку между этими соединения-
соединениями нет четкого различия, в монографии имеется информация, не имеющая
прямого отношения к сплавам на основе алюминия.
Большая часть сведений приводится по литературным источникам. Сде-
Сделана попытка разделить их на более надежные и маловероятные. К сожале-
сожалению, очень мало данных классифицировано по этой схеме, большинство из
них в определенной мере сомнительны. Автор стремился дать читателю ту
информацию, которая публиковалась неоднократно и общепризнанна. Это
проявляется в тех случаях, когда в таблицах приводятся результаты измере-
измерений разных авторов с точностью до третьего или четвертого знака, а различие
по величине в данных других авторов превышает указанную точность. Одна-
Однако такой анализ далеко не всегда возможен. Публикация, например, имею-
имеющихся вариантов диаграмм состояния Al—Zn потребовала бы слишком много
места. Большинство из них, по общему мнению, надежны, но совершенно от-
отличны друг от друга.
Очень часто имеющаяся информация отрывочна, особенно это относится
к тройным и четверным диаграммам. Для получения достаточно ясной кар-
картины автор использовал различные предположения.
Основной принцип написания монографии заключался в том, чтобы сооб-
сообщить как можно больше информации, а не ограничиваться изложением толь-
только неоспоримо полных и точных материалов. Несмотря на то что данные, ко-
которые не могли противостоять реальному критическому рассмотрению, сле-
следовало бы опустить, автор предпочел дать всю имеющуюся информацию, да-
даже если она явно некорректна, так как она может послужить толчком к
дальнейшим исследованиям и повлиять на их направление.
Если по какой-либо из сложных систем была найдена только одна статья,
то эта информация включалась в описание менее сложной системы, а не выде-
выделялась отдельно. Так, влияние добавок серебра на старение сплавов А1 —
Cd — Си рассматривается при описании системы Al — Cd — Си.
Влияние легирующих элементов на свойства рассматривается на сплавах
высокой чистоты и в ряде случаев на сплавах технической чистоты. Если эта
информация взаимно дополняющая, о>на обсуждается совместно с кратким по-
пояснением в другом разделе.
Материал размещен по следующему принципу: анализ изменения свойств
теоретического плана проводится при описании диаграмм состояния, а свой-
свойств, имеющих практическое значение, — при описании промышленных сплавов.
В книге наиболее подробно освещены вопросы, представляющие, по мне-
мнению автора, наибольшую ценность. Чтобы компенсировать этот в определенной
6

степени субъективный подход, приводится по возможности полный перечень
литературных источников.
В целях сокращения объема книги для большинства источников приво-
приводится только фамилия 'первого автора и сокращенное название реферативно-
реферативного журнала. Если бы приводилось даже полное наименование источников, чи:
татель в первую очередь обращался бы « реферату для определения пригод-
пригодности и ценности того или иного источника. Попользованный прием позволил
привести полный перечень источников без излишнего возрастания стоимости
монографии.
Предпочтение отдавалось материалам реферативного журнала Institute of
Metals Abstracts, При отсутствии необходимых материалов использовались
другие реферативные журналы.
Список названий реферативных журналов приведен в приложении 2.
Ссылки на работы о диаграммах состояния, перечисленные в книгах Хан-
Хансена и сотрудников, не приводятся. Включено только ограниченное число ссы-
ссылок на самые важные работы, в которых не использовался при исследованиях
алюминий чистотой 99,99%.
Вместе с тем по свойствам промышленных сплавов в ряде случаев приведе-
приведены ранние источники, как более 'полные по сравнению с поздними работами.
Включены все публикации, содержащиеся в реферативных журналах
Chemical Abstracts, World Aluminium Abstracts, Metals Abstracts до апреля
1974 г.
Настоящее издание содержит насколько возможно полную информацию
вплоть до конца 1972 г., достаточно полную за 1973 г. и только частичную за
1974 г. В приложении 2 приводятся публикации до середины 1975 г., най-
найденные после завершения работы над рукописью.
Автор предпринял все возможное, чтобы проверить и перепроверить пред-
представленную информацию, хотя имеются опасения, что могли вкрасться ошибки.
Автор просит читателя быть снисходительным. Он был бы благодарен за со-
сообщения об ошибках.
Автор благодарит за помощь всех лиц, предоставивших материал для
данной книги, особенно Е. Климека, Дж. Норваса («Борг Варнер Корп.»), а
также ряд сотрудников и лабораторий, подготовивших иллюстрации.
Автор благодарит персонал учебных заведений «Кэмпер», «Крирар», Га-
мильтоновского колледжа, Сиракузского университета, Ренсалаерского поли-
политехнического института, инженерных обществ и Нью-Йоркской публичной биб-
библиотеки за помощь в библиографической работе.
Автор выражает благодарность профессору Сиракузского университета
К. Шройдеру и профессору Гамильтоновского колледжа Н. Камерону за рецен-
рецензию части рукописи, М. Вогт, А. Мортон, К. Морган, В. Рейнхардт и другим
сотрудницам — за систематизацию литературных источников и упорядочение
исправлений.
Автор благодарит компании «Ривер Коппер» и «Брасс Инк.» за финансо-
финансовую поддержку и персонал издательства «Батерверс» за помощь и терпение в
подготовке и редактировании рукописи.
Л. Ф. МОНДОЛЬФО

Часть I
Двойные, тройные, четверные
и более сложные системы
Глава 1
ДВОЙНЫЕ СИСТЕМЫ
Al - Ag
Добавки 0,1—0,5% Ag вызывают повышение прочности и коррозионной
стойкости под напряжением сплавов системы Al — Zn — Mg, а добавки 0,5—
2% Ag к сплавам системы А1 — Си повышают механические свойства; однако
широкое использование серебра в качестве легирующей добавки пока пробле-
проблематично.
Диаграмма, представленная на рис. 1, основана на обзорах [1—4]-. Эвтек-
Эвтектическая точка отвечает концентрации серебра, близкой к 70%, и температуре
566°С. Эвтектическая структура — столбчатая или пластинчатая [5]- — с ориен-
тационным соотношением между фазой и матрицей (IH)aiII @01)y; [HOJai||
11 [HO] Y [6] таким же, как в состаренном сплаве. Направленная кристаллиза-
кристаллизация эвтектики изучена в работах [7, 8].
Ад } % (am.)
10 20 J0
50 70
Т,К
1000
800
600
400
'¦;- 727
527
— J27
127
Al 20 40 60
Ад, % (по массе)
80
Рис. 1. Диаграмма состояния Al—Ag (пунктиром показана граница метастабильной об-
области нерастворимости)

Растворимость серебра в твердом алюминии приведена ниже:
Температура, °С 566 547 527 477 427 377 327
Растворимость Ад в А1:
% (по массе) .... 55,6 52,0 49,5 24,0 12,5 7,5 3,8
% (ат) . . . .23,7 21,5 19,8 7,5 3,7 2,0 1,&
Температура, °С 277 227 177 127 77 27
Растворимость Ag в А1:
% (по массе) .... 2,8 1,8 1,0 0,65 0,4 0,15
% (ат.) 1,00 0,47 0,22 0,16 0,10 0,04
Из этих данных видно, что растворимость серебра постоянно увеличивает-
увеличивается с температурой, но при 527°С 'наблюдается ее рез,кое «падение ори содержа-
содержании 49,5% Ag, соответствующем отношению электрон: атом, равному 2,6 [9—
13]-. Дополнительные данные по отношению электрон:атом приведены в рабо-
работе i[14]. Существует определенная склонность к образованию кластеров в
твердом растворе, даже при высокой температуре ;[ 15—19]. В работе [20] объ-
объясняется расхождение в значениях величины энергии связи атом серебра —
вакансия наличием энергии взаимодействия атом серебра — атом серебра, рав-
равной 0,10 эВ. Об упорядочении в жидком состоянии сообщается в работе [21].
Высокие давления понижают растворимость в твердом состоянии: при давле-
давлении 1000 МН/м2 растворимость серебра в алюминии вдвое меньше, чем гори
атмосферном давлении 1[22]. Закалкой из жидкого состояния можно повысить
растворимость до 65% Ag '[23—25].
Фаза Y-Ag2Al (88>(9% А1) образуется по перитектической реакции при
727°С, область гомогенности фазы соответствует содержанию 85—93% Ag.
Она имеет гексагональную плотноупакованную решетку с параметрами а =
о о
=B,885 А, с=4,582 А со стороны, богатой алюминием, и меняющимися до а =
о о
= 2,870 А, с = 4,662 А со стороны, богатой серебром (пространственная группа
P6Jmmc, 2 атома в элементарной ячейке, которые замещаются серебром или
алюминием! с одинаковой вероятностью) [26], хотя в работе |['27] предпола-
предполагается определенное упорядочение фазы (ближний порядок).
Изучены константы упругости и температура Дебая Ag2Al [28], энергия
дефектов упаковки [29], влияние температуры на параметры решетки [30],
ползучесть '[3I], электронная структура [3?, 32Ь], скорость растворения в
матрице [33, 34], образование соединений путем диффузии в биметаллической
паре А1 —Ag [35].
По мере растворения серебра параметр решетки алюминия увеличивается
о
до значения 4,052 А, отвечающего концентрации 63% Ag (при закалке из жид-
жидкого состояния со сверхбольшими скоростями охлаждения). Плотность сплавов
вплоть до предела растворимости очень близка к расчетной, а свыше предела
растворимости она несколько ниже .[36—43]. С увеличением содержания се-
серебра температурный коэффициент линейного расширения незначительно
уменьшается i[19, 44]. Поверхностное натяжение жидкого алюминия при вве-
введении серебра не изменяется [45, 45Ь]. Изучены удельная теплоемкость при
температурах ниже нуля [46, 46Ь], термодинамические свойства [18, 47—53].
Удельное электросопротивление материала, закаленного с 497°С, увеличи-
увеличивается сначала быстро до 5-10~3 Омм при концентрации 5% Ag [37, 40,
54—59}, затем медленнее — до значения приблизительно 8-10~8 Ом-м, отве-
отвечающего пределу растворимости ,[60], затем снова быстро —до максимума
35—40-Ю-8 Ом-м при концентрации 75% Ag ,[43, 61, 62]. Удельное электро-
электросопротивление материала (вплоть до 50% Ag), отожженного при 227°С, на
несколько единиц ниже, чем неотожженного, а при дальнейшем увеличении
концентрации серебра до 95% оно возрастает '[43]. Температурный коэффи-
коэффициент электросопротивления в интервале 27—127°С непрерывно падает — с
4,35-10~12 Ом-м/К для чистого алюминия до минимального значения поряд-
порядка Ю-12 Ом-м/К при 88% Ag [43, 61]. Исследована сверхпроводимость
сплавов в процессе старения [62 Ь]. Электросопротивление расплава макси-
максимально при 7—8% Ag, а затем падает ниже величин для чистого алюминия
9

[63, 64]. Т. э. д. с. по отношению к меди падает от —0,325 мВ для чистого
алюминия до нуля при концентрации свыше 50% Ag [43]. Постоянная
Холла снижается с —3,5 м3/°С для чистого алюминия до —0,45 м3/°С при
концентрации 70% Ag [43]. По мере увеличения концентрации серебра
магнитная восприимчивость понижается [65—67].
Отражательная способность в световом диапазоне 0,25—0,50 мкм по-
постоянно понижается от ~90% для алюминия во всем диапазоне волн до
~60% для сплава с 90% Ag во всем диапазоне волн; при дальнейшем
увеличении концентрации серебра наблюдается резкое снижение отража-
отражательной способности в ультрафиолетовом диапазоне [68—70].
С увеличением концентрации серебра твердость повышается [40, 71 —
76 Ь]; не обнаружено разницы в твердости сердцевины зерна и на границе
[52]. У сплава алюминия с 9% Ag в свежезакаленном состоянии <тв =
= 140 МН/м2 и 6=18%; в состаренном состоянии в течение 100 ч при 157°С
<Тв = 240 МН/м2 и 6 = 21% [73]. С повышением содержания серебра предел
текучести монокристаллов существенно повышается [77]. Модуль упругости
повышается до 70 ГН/м2 при 10% Ag [78], соответственно снижается демп-
демпфирующая способность [79]. О распространении ультразвуковых волн со-
сообщается в работе [80]. Прочность композиционных материалов, получен-
полученных путем совместной горячей прокатки алюминия и серебряной фольги,
изучена в работе [81]. Жаропрочность сплавов с серебром выше, чем
чистого алюминия [82], а пластичность — ниже [83, 84]. Пластичность эв-
эвтектики увеличивается с температурой, но перехода к сверхпластичности не
наблюдается [85]. Изучена структура деформированных материалов [85 Ь].
Добавки порядка 0,5% Ag оказывают небольшое влияние на сопротивление
усталости [86] и на ползучесть [87—92], но в состаренном материале зна-
значительно снижают скорость ползучести [93, 94].
Электродный потенциал алюминия при добавлении серебра становится
более электроотрицательным, несмотря на то что серебро электроположи-
электроположительно по отношению к алюминию: сплав с 25% Ag в твердом растворе
имеет электродный потенциал —1,0 В '[75, 76]. Таким образом, пересыщен-
пересыщенный твердый раствор фактически является анодом по отношению к равно-
равновесному твердому раствору и межкристаллитная коррозия или коррозия
под напряжением может иметь место только в приграничной, обедненной
вакансиями области [95, 96]. Разность потенциалов твердого раствора и
Y-фазы составляет ~ 1,5 В [97], поэтому сплавы алюминия с серебром
подвержены сильной питтинговой коррозии: наличие даже 0,3% Ag может
повысить скорость коррозии алюминия в восемь раз [74, 98, 99].
Данные по диффузии серебра и энергии связи атом серебра — вакансия
рассмотрены в работах [34—34с]. Скорость диффузии Ag в САПе в
5 раз больше, чем в чистом алюминии при 627°С, и в 105 раз при 127°С
[100]. Изучено образование Ag2Al диффузионным путем в осажденных из
паровой фазы пленках [101], влияние валентности на диффузию [102].
Добавки серебра в алюминий, облученный электронами, подавляют пер-
первую стадию возврата при температуре ниже —203°С [103]. Серебро не
влияет на характеристики деформационного упрочнения, если оно находится
в твердом растворе, но характер деформации меняется, если происходит
распад твердого раствора [104, 105]. Добавки марганца и титана заметно
влияют на деформационное упрочнение сплавов системы Al — Ag [106].
Структурная нестабильность, обусловленная напряжениями, исследована в
работе [107]. С повышением концентрации серебра температура рекристал-
рекристаллизации повышается [87, 108, 109]. Изучены структурные изменения в про-
процессе отжига [110], однонаправленный рост из жидкой фазы [111, 112],
сегрегация [ИЗ, 114], дефекты упаковки в матрице [115].
При высокой температуре твердый раствор содержит небольшие кластеры
атомов серебра, при этом концентрация вакансий примерно на 23% выше, чем
в чистом алюминии [116]. При закалке до комнатной температуры эти класте-
кластеры растут очень быстро |[117—119], особенно те, которые расположены вбли-
10

зи дислокаций и дефектов упаковки [19, 120—126]. Кластеры, вначале имею-
имеющие сферическую форму ;[127—136] с диаметрами порядка 10 А, в результате
длительного старения при комнатной или повышенных температурах превра-
превращаются в зоны диаметром 50—100 А [126, 134, 136, 137—154]. Согласно ра-
работе [155], зоны состоят в основном из атомов серебра, а по данным работ
[134, 143, 156—159Ь], содержание серебра в зонах снижается с повышением
температуры в соответствии с границей метастабильной области нерастворимо-
нерастворимости (рис. 46), предложенной в работах [62, 160, 161]. На этой стадии проис-
происходит разупорядочение зон [150]. Сообщается о двух критических темпера-
температурных границах, которые находятся в интервалах 177—227 и 327—377°С.
Первая из них отвечает растворимости зон ГП, вторая — у'-фазы [161Ь].
Вокруг каждой зоны имеется обедненная серебром область с большой кон-
концентрацией вакансий [132, 102—166]. Это приводит к образованию напряже-
напряжений в матрице [167—171], увеличению твердости [60, 67, 76, 172—177] и пре-
предела упругости [67, 178, 179]. Модуль упругости снижается [180], подвиж-
подвижность носителей зарядов и их плотность повышаются [67]. Электросопротив-
Электросопротивление и постоянная Холла сначала увеличиваются до небольшого максимума,
а затем падают [145, 151, 177, 181—185]. Максимум электропроводности вна-
вначале объясняли рассеянием электронов при образовании зон критического
размера, близкого к длине волны электронов [186], а теперь объясняют из-
изменением поверхностей Ферми, вызванным образованием зон [146, 187, 188].
Электродный потенциал [75, 189] и т. э. д. с. не меняются [66].
В процессе старения сферические кластеры замещаются пластинками
о
•у'-фазы, параллельными плоскостям A11), диаметром 100—300 А и толщиной
9 А [15, 130, ,132, 190—193]. В работах [120, 127, 194] отмечено, что пластинки
образуются в результате роста сферических зон, а в работах [60, 141, 143,
161, 166, 176, 195—201] сообщается, что пластинки зарождаются на дислока-
дислокациях и дефектах упаковки, независимо от сферических зон. Согласно работе
[201Ь]-, у'-фаза образуется из зон ГП скольжением нескольких плоскостей
A11) в направлении 1[112] с изменением кубической решетки на гексагональ-
гексагональную. Имеются разные мнения относительно природы пластинок: некоторые
авторы [130, 132, 133, 143, 147, 150, ,166, 192] считают их зонами ГП, другие
[14,1, 161, 173, 182, 190, 193, 199, 202—204]. считают их промежуточной /-фа-
/-фазой.
Согласно работе [197], между образованием зоны и промежуточной фазы
имеются два этапа: упорядочение зон и образование зон, богатых серебром,
на геликоидальных дислокациях и дефектах упаковки, которые позднее заме-
замещаются у'-фазой.
О двух различных типах зон, обозначаемых 8 и 6, также
сообщается в работах [161, 205, 206]; маловероятно, что это те же зоны, ко-
которые описаны в работе [ 197]-.
Переходная фаза у' имеет гексагональную плотноупакованную решетку
с параметрами а=2,858-^2,87 А, с = 4,607 А, с беспорядочным распределени-
распределением атомов серебра и алюминия [173, 202]. Ориентационное соотношение у'-фа-
зы с матрицей: @01) у/|| A11)ai; |110]у,|| [110]Ai отвечает наилучшему со-
соответствию гексагональной решетки у'-фазы с гранецентрированной кубиче-
кубической решеткой матрицы [194, 202, 206Ь].
С образованием и ростом пластинок твердость, предел упругости, модуль
Юнга, т. э. д. с, подвижность носителей зарядов и постоянная Холла повы-
повышаются [67, 207], а электросопротивление [62], электродный потенциал
[75, 76] и плотность носителей зарядов снижаются [60, 67, 175, 208]. В то же
время параметр решетки :[175] и длина дилатометрических образцов умень-
уменьшаются, приближаясь к равновесным значениям. Измерение удельной тепло-
теплоемкости при нагреве [67, 161, 180, 209, 210] свидетельствует о некотором вы-
выделении или поглощении тепла, но их связь с конкретными превращениями до
сих пор неясна. Вплоть до образования у'-фазы плоскости скольжения прохо-
11

дят через зоны, появляющаяся у'-фаза действует как барьер при скольжении
'[178].
Выделения у -фазы растут и становятся более совершенными до тех пор
[153, 173, 197, 198, 211—212], пока они не замещаются равновесной у-фазой
(Ag2Al) [199, 213—219]. Многие авторы считают, что уФаза образуется из
у'-фазы перегруппировкой атомов. При этом также рекристаллизуется матри-
матрица [220]. После завершения образования у'-Фазы твердость, предел упру-
упругости и постоянная Холла [67] начинают резко уменьшаться, а плотность за-
зарядов [67] и модуль упругости [180] возрастают. Свойства, зависящие только
от состава матрицы, — т. э. д. с. [67], электродный потенциал [76], параметр
решетки [189] и длина дилатометрических образцов [76, 208] —при этом до-
достигают равновесных значений.
На рис. 2 показаны кристаллические структуры различных фаз. При низких
температурах .превращение у*-фазы в у-фазу практически не имеет места за
4582
Рис. 2. Структуры пересыщенного твердого раствора (а), промежуточной v'-фазы (б)
о
и стабильной фазы Y-Ag2Al (в) (размеры, А)
время, приемлемое в эксперименте; температурный интервал, при котором мо-
может быть обнаружено влияние этого превращения на свойства, очень ограни-
ограничен [189]. В работе [221] изучено влияние внутреннего трения на форму кри-
кривых напряжение — деформация [222], на взаимосвязь между количеством вы-
выделений и свойствами [222Ь]. Обычно превращения в первую очередь [213,
223, 224] происходят по границам зерен и субзерен, где атомы имеют самую
высокую подвижность благодаря высокой концентрации вакансий и дислока-
дислокаций [163]. Кроме того, превращение происходит с большей скоростью в иска-
искаженных зонах типа действующих плоскостей скольжения. Вокруг границ зе-
зерен ,и плоскостей скольжения в деформированном материале образуется об-
область, свободная от выделений. Эта область обеднена либо примесными атома-
атомами, если происходит выделение крупных частиц промежуточной фазы, либо
вакансиями [225]. Деформация в основном концентрируется в этой области
[226], в результате чего происходит межкристаллитное разрушение [227].
В процессе старения частицы укрупняются и их количество резко умень-
уменьшается. Число частиц в единице объе-ма изменяется от 1016—1017 на ранней
о
стадии старения с образованием зон (диаметром 10—20 А) до 1013—1014 на
более поздних стадиях образования у'-фазы (диаметром 0,5 мкм [194, 228])
или ry-фазы (диаметром несколько микрометров). По данным [18, 141, 142,
144, 149, 162, 163], число частиц в единице объема равно до 1017 на стадии
образования у'-фазы и до 104—'105 на стадии образования у-фазы.
На ранних стадиях старение протекает очень быстро, и Q» 0,3-4-0,4 эВ
[175] или 0,4—0,6 эВ [117, 118, 182, 185]. На более поздних стадиях, когда
избыточные концентрации закалочных вакансий стремятся к нулю Q = 0,9-f-
12

4-1,4 эВ [62, 119, 158, 185, 212], что соответствует диапазону энергии акти-
активации диффузии 1,2—1,7 эВ. „ Qno/ л
На рис 3 показана схема изменения типичных свойств сплава с 30% Ag.
Точки А В С D E, F указывают время, при котором происходят изменения
свойств пои стаоении На рис. 4 представлена диаграмма изменения свойств в
процессе с'тарен^я сплава СР30% Ag. Кривые для сплава с 10% Ag смещаются
на порядок вправо по оси времени, для сплава с 50% Ag - на порядок влево
р F по оси времени. Таким образом, процесс пре-
превращения, который происходит в сплаве с
30% Ag в течение 10 ч, в сплаве с 10% Ag
произойдет за 100 ч и в сплаве с 50% Ag —
только за 1 ч. Подробнее влияние состава
сплавов на старение рассмотрено в работах
[60, 67, ,173]-.
t;c
427
227
27
W
W3 Г, ч
Рис. 3. Схема изменения свойств в
процессе старения сплава с 30% Ag
Рис. 4. Диаграмма изменения свойств
сплава с 30% Ag в зависимости от тем-
температуры t и времени старения х
Наклеп ускоряет процесс старения и снижает прирост свойств [60, 20d,
229-Н2321 старение наклепанного материала приводит к меньшему упрочне-
упрочнению, но ^то компенсируется его более высоким начальным Упрочнением [230].
Наклеп перед старением замедляет образование зон ГП [233 A34J и даже
г'-(Ьазы Г235 2361 Гидростатическое давление снижает скорость превращения
й7М« нагружение способствует образованию промежуточной
фазы|Г238] Облучение электронами не влияет на образование Y -фазы
Г238Ь1. Температура, превышающая температуру эвтектики, не оказывает
существенного влияния на процесс старения, а закалка из жидкого со-
состояния со сверхбольшими скоростями измельчает зоны ГП (8 А). Имеется
меньшая тенденция к образованию кластеров, и v'-фаза появляется на непро-
непродолжительное время или не образуется совсем [239—241].
Перерыв между закалкой и старением приводит к возврату с соответст-
соответствующим влиянием на свойства. При возврате происходит исчезновение зон,
образовавшихся при низких температурах, и повторное образование небольших
кластеров присутствовавших перед старением [ю, 134, 19о, 20b, 21U, 24^j.
При определенной степени распада в процессе старения возврат осуществляет-
осуществляется не полностью- чем больше степень распада, тем менее эффективен возврат.
После возврата старение проходит замедленно [242, 243], особенно на ранних
стадиях. Энергия активации возврата составляет примерно 1—1,5 эВ, т. е. она
такая же, как энергия активации диффузии серебра [185].
Теоретические аспекты старения рассмотрены в работах [244—257J.
Большинство добавок других элементов замедляет старение, если они не
образуют соединений с серебром, параметры которых отличаются от парамет-
параметров соединения Ag2Al. Добавки галлия значительно ускоряют старение [258J.
13

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. И arisen, 1958.
2. Elliott, 1965.
3. Shunk, 1969.
4. Pearson, 1 and 2.
5. К. Л. Filonenko (В. А Филоненко и др.). Met A 3, 120959.
6. Е. С. Ellwood, etc., JIMMA, 17, 1930.
7. L. M. tfogarc, etc., Met A 4, 121506.
8. R. Н. Bellows, etc., CA 78, 467787a.
9. G. V. Raynor, etc., JIMMA 16, 632, 17, 800.
10. K. Hirano, etc., JIMMA 22, 752.
11. W. Koster, etc., Z. Metallkunde, 1955, 46, 632.
12. V. S. Pavlovskaya, etc. (В. С. Павловская и др.), JIMMA, 32, 299.
13. A. Naudon, etc., Met A 6, 110288.
14. Т. В. Massalski, Met. Rev., 1958, v. 3, p. 45.
15. A. Guiniter, JIMMA 21, 422.
16. G. Fournet, JIMMA 21, 1024.
17. P. S. Rudman, etc., J. Appl. Phys., 1953, v. 24, p. 365; Acta Met., 1954, v. 2, p. 576.
18. M. Hillert, etc., JIMMA 23, 981.
19. M. Simerska, JIMMA 30, 191.
20. K. N. Murthy, etc., Met A 5, 151099.
21. A. S. Lashko, etc. (А. С. Лашко и др ), JIMMA 26, 1045.
22. M. I. Zakharova, etc. (M. И. Захарова и др.), JIMMA 20, 332.
23. /. Dixmier, etc., Mem. Sci. Rev. Met., 1967, v. 64, p. 53.
24. P. R. Rao, etc., Current Sci. India, 1968, 37, 124.
25. B. G. Giessen, Met A 3, 110210.
26. T. B. Massalski, etc., Acta Met., 1962, v. 10, p. 985, CA 54, 7493.
27. /. P. Neumann, JIMMA 31, 134, MA 1, 1163; Met A 1, 120747.
28. Y. A. Change, etc., Met A 1, 310301.
29. G. F. Pittinato, etc., Met A 2, 150063, 130078.
30. E. M. Howard, etc., JIMMA 32, 536.
31. 5. A. Nemnonov, etc., Met A 2, 151244; 4, 150581.
32. K. Hirano, etc., Met A 4, 120075.
32b. /. С Fuggle, etc., Met A 7, 150172.
33. K. Abbott, etc., Met A 6, 110817.
34. A. Pasparakis, etc., Met A 6, 130885.
35. B. Y. Lyubov, etc. (Б. #. Любое и др.), Met A 5, 121042.
36. H. J. Axon, etc., Proc. Roy. Soc. London, 1948, A 193, 1.
37. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 175, 825, 20, 79.
38. R. B. Hill, etc., JIMMA 23, 23.
39. E. C. Ellwood, JIMMA 19, 605.
40. A. P. Culyaev, etc. (А. П Гуляев и др.), СА 44, 9207.
41. W. /. Helfrich, etc., А1МЁ Tr., 1962, v. 224, p. 757.
42. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
43. H. Powell, etc., JIMMA 10, 138.
44. P. W. Bridgman, JIMMA 3, 356.
45. A. M. Korolkov (A. M. Корольков), JIMMA 24, 673, 28, 713.
45b. H. F. Keese, etc., Met A 6, 320567.
46. W. M. Hartmann, etc., Met A 3, 151135.
46b. M. D. Tiwari, etc., Met A 6, 320950.
47. M. Kawakami, JIM 44, 526.
48. F. E. Wittig, JIMMA 27, 176.
49. Т. С Wilder, etc., JIMMA 28, 214.
50. M. Simerska, MA 1, 353.
51. G. Massart, etc., Met A 4, 150179, 151020.
52. R. L. Eadie, etc., Met A 4, 140111.
52b. B. I. Sergin, etc. (Б. И. Сергия и др.), Met A 4, 151091.
53. G. I. Batalin, etc. (Г. И Баталии и др.), Met A 6, 151592, 152236.
54. W. Fraenkel, JIM 53, 694.
55. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
56. L. Rotherham, etc., JIMMA 20, 149.
57. F. Monteriol, Metaux Corr. Ind., 1963, 38, 171.
58. M. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
59. G. К. Panova, etc. (Г. К. Панова и Др.), Met A 2, 330678.
60. W. Koster, etc., JIMMA 25, 767, 27, 507.
61. A. S. Smith, JIM 29, 647, 32, 516.
62. G. Borelius, etc., Arkiv Fysik, 1956, 11, 137.
62b. A. Nemoz, Met A 7. 330322, 330516
G3. A. M. Korolokov, etc. (А П. Корольков и др.), JIMMA 30, 520.
64. L. A. Koledov (Л. А. Коледов), JIMMA 31, 886.
65. H. Auer, JIMMA 2, 51.
66. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
67. W. Koster, etc., JIMMA 21, 421, 422, 606, 675, 1002.
68. A. Boettcher, etc., JIMMA 19, 338, 375, 387, 517.
69. K. Krebs, etc., JIMMA 25, 908.
70. С Weaver, etc., Met A 1, 130605.
71 G. I. Petrenko (Г И Петренко), ISCI 33, 1211.
72. P. Ludwig, JIM 15, 348.
73. W. Kroll, JIM 37, 454, 39, 484.
14

74. F. E. Tischenko, etc. (Ф. Е. Тищенко и др.), JIMMA 5, 253.
75. E. S. Nachtman, Thesis, III. Inst. Techn., Chicago, 1950.
76. Л. Yamamoto, Thesis 111. Inst. Techn. Chicago, 1951.
76b. H. Borchers, etc., Met A 4, 311233.
77. M. Cartraub, etc., Met A 4, 310465.
78. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80.
79. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 5, 311658.
80. L. L. Rokhlin, Met A 3, 320068.
81. /. Miura, etc., MA 2, 506.
82. M. V. Zakharov (M. В. Захаров и др.), МА 2, 1138.
83. /. E. Dorn, etc., JIMMA 18, 455.
84. O. Sherby, etc., JIMMA 19, 356, 825.
85. A. A. Presnyakov, etc. (А. А. Пресняков и др ), JIMMA 29, 135.
85b. N. Takahashi, etc., MA 1, 329.
86. /. W. Riches, etc., JIMMA 19, 765, 825.
87. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265.
88. L. Rotherham, etc., JIMMA 19, 186.
89. G. H. Greenough, etc., JIMMA 17, 927, 19, 771.
90. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 764, 825.
91. O. D. Sherby, etc., JIMMA 20, 560, 753.
92. D. McLean, Nature, 1953, D372). 301; J. Inst. Metals, 1954/55, 83, 1.
93. A. H. Cottrell, JIMMA 23, 729.
94. /. Congleton, etc., Met A 2, 140248.
95. H. Buckle, JIMMA 15, 402.
96. L. Graf, etc., Met A 3, 350908.
97. N. A. Pushin (H. А. Пущин), ISCI 27, 77.
98 V. S. DeMarchi, etc., JIMMA, 6, 10.
99i T. Morinaga, JIMMA 7, 469.
100. A. Hassner, etc., Met A 3, 130092.
101. Arunsingh, etc., Met A 4, 120693.
102. 5. M. Edelglass, etc., Met A 2, 130458.
103. K. R. Carr, etc., Met A 1, 160022, 160023.
104. C. J. Barton, etc., MA 2, 188.
105. H. Haberkorn, etc., Met A 2, 140452.
106. /. G. Morris, etc., Met A 2, 130757.
107. /. G. Morris, etc., Met A 2, 310436, 312115; 3, 311244, 311245.
108. C. Frois, etc., JIMMA 31, 179; 32, 125, 723, 871, 1119; MA 1, 45, 2, 33.
109. V. Sima, JIMMA 32, 865.
110. A. I. Bilyak (А. И. Биляк), Met A 4, 120887.
111. ?. /. Sosnina, etc. (E. И. Соснина и др.). Met A 1, 130917.
112. /. Forsten, Met A 3, 121112; 4, 121165.
113. L. R. Morris, etc., Met A 2, 121300.
114. M. J. Stewart, etc., Met A 4, 120964.
115. M. Horl, Met A 2, 130879.
116. D. R. Beaman, etc., JIMMA, 32, 528.
117. D. Turnbull, etc., JIMMA, 25, 433; 28, 440.
118. T. Federighi, JIMMA 26, 314, 600.
119. A. L. Davies, etc., JIMMA 32, 463.
120. G. Ziegler, JIMMA 21, 421.
121. H. Gottsche, etc., JIMMA 21, 332, 434.
122. N. N. Buinov (H. H. Буйное), JIMMA 29, 230.
123. R. B. Nicholson, J. Phys. Radium, 1962, v. 23, p. 824.
124. M. Nemoto, etc., JIMMA 32, 713, 1189.
125. F. W. Boswell, etc., MA 1, 495.
126. E. Hornbogen, MA 1, 494.
127. A. Guinier, JIMMA 9, 346, 10, 68.
128. U. Dehlinger, JIMMA 23, 981.
129. V. Geroldt J. Phys. Radium, 1962, v. 23, p. 812.
130. A. Guinier, JIMMA, 31, 328.
131. A. F. Bonfiglioli, JIMMA, 31, 328.
132. N. N. Buinov, etc., (Я. Н. Буйное и др.), JIMMA 32, 557, 1110.
133. V. Synecek, etc., JIMMA 32, 517.
134. A. V. Dobromyslov, etc. (А. В. Добромыслов и др ), MA 1, 1679; 2, 244, 1181.
135. D. deFontaine, Met A 2, 121605.
136. A. V. Dobromyslov, etc. (А. В. Добромыслов и др.), Met A 3, 150911, 4, 131052.
137. A. Guinier, JIMMA 17, 261.
138. R. M. Leriman, etc., JIMMA 26, 51, 469.
139. V. Synecek, J. Phys. Radium, 1962, v. 23, p. 787.
1140. O. D. Shashkov, etc. (О. Д. Шашков и др.), JIMMA 31, 680.
141. /. A. Hren, etc., JIMMA 31, 693.
142. R. Baur, etc., JIMMA 32, 1196.
143. H. Auer, etc., MA 1, 513.
144. M. J. Rogulic, MA 2, 1725.
145. W. Koster, etc., MA 2, 1542.
146. P. Wilkes, Met A 1, 151124.
147. Y. Murakami, etc., Met A 2, 140102.
148. R. B. Nicholson, Met A 2, 210105.
149. S. D. Harkness, etc., Met A 2, 120726; 4, 140023.
150. A. Naudon, etc., Met A 3, 140133; 4, 140400; 5, 130515; WAA 7, 540046.
15

151. H. Borchers, etc., Met A 2, 140329; 3, 140092.
152. A. J. Hillel, Met A 3, 330985.
153. M. Yamaguchi, etc., WAA 7, 540017.
154. O. Kawano, etc., Met A 5, 210356.
155. E. J. Friese, etc., JIMMA 29, 141.
156. A. Guinier, JIMMA 24, 377.
157. R. R. Zakharova, etc. (P. P. Захарова и др.), JIMMA 29, 340.
158. R. Baur, etc., JIMMA 30, 189, 298, 843.
159. /. E. Gragg, etc., Met A 4, 140388.
i59b. V. M. Agishev, etc. Агичев и др.), Met A 5 120934.
160. M. Hillert, J. Phys. Radium, 1962, v. 23, p. 835.
161. K. Hirano, etc., Met A 3, 140103.
161b. D. V. Shumilov, etc. (Д. В. Шумилов и др.), СА 79, 22671c.
162. A. Saulnier, JIMMA 24, 717.
163. R. B. Nicholson, etc., Brit. J. Appl. Phys., 1958, v. 9, p. 25, J. Inst. Metals, 1958/59
87, 429.
164. M. B. Webb, JIMMA 27, 559.
165. С. В. Walker, etc., JIMMA 20, 160, 410; 21, 688.
166. G. V. Kleshchev. etc. (Г. В. Клещев и др.), Met A 3, 140022, 151298.
167. A. C. Damask, etc., JIMMA 24, 154.
168. A. M. Elistratov (A. M. Елистратов), JIMMA 26, 157.
169. L. Reimer, JIMMA 27, 508.
170. K. Hartmann, etc., Met A 5, 140578.
171. R. K. Kam, JIMMA 30, 308.
172. L. Guillet, etc., JIMMA 6, 450.
173. A. H. Geisler, etc., JIMMA 11, 5.
174. R. Watanabe, etc., JIMMA 20, 462.
175. D. W. Levinson, Thesis. 111. Inst. Techn., Chicago, 1953.
176. V. Gerold, JIMMA 24, 559.
177. G. Pysz, etc., Met A 1, 140343.
178. R. J. Price, etc., JIMMA 32, 111, 1038.
179. V. Gerold, etc., Met A 1, 310108.
180. K. Hirano, etc., JIMMA 22, 1026; 23, 282, 552.
181. N. V. Ageev, etc. (H. В. Агеев и др.), JIMMA 19, 175.
182. G. Borelius, etc., JIMMA 31, 359, 845.
182b. K. Yonemitsu, Met A 6, 330364.
183. /. Lasek, MA 1, 321.
184. M. Ohta, etc., Met A 4, 140060.
185. K. N. Murty, etc., Met A 3, 130853; 4, 121016, 151856.
186. T. Federighi, etc., JIMMA 27, 181.
187 Labusch, JIMMA 31, 166.
188! /. С Griffin, etc., Met A 5, 151062, 330001.
189. A. F. Weinberg, Thesis. 111. Inst. Tech., Chicago, 1953.
190. У. Fukano, etc., JIMMA 25, 442, 27, 727.
191. K. Mishek, etc., JIMMA 32, 4.
192. W. Gerold, etc., JIMMA 32, 949.
193. B. A. Mynard, etc., Met A 2, 140527.
194. С S. Barrett, etc., JIMMA 8, 30, 217, 321.
195. B. Belbeoch, etc., JIMMA 21, 1003; 23, 415.
196. R. G. Frank, etc., JIMMA 29, 881.
197. R. B. Nicholson, etc., JIMMA 29, 140.
198. Y. Watanabe, etc., JIMMA 31, 679.
199. M. Fumeron, MA 1, 1506.
200. E. M. Horl, Met A 3, 130992.
201. D. E. Pas so} a, etc., Met A 5, 120370.
201b. A. V. Dobromyslov (А. В. Добромыслов), Met A 6, 110322
202. N. Takahashi, JIMMA 32, 854.
203. M. Nemoto, etc., MA 1, 340.
204. С. T. Young, etc., Met A 3, 130049.
205. G. Borelius, JIMMA 23, 1082.
206. У. Hirose, etc., Met A 4, 121160, 121161, 140374.
206b. R. F. Mehl, etc., JIM 47, 23, 581.
207. B. J. Elliott, etc., JIMMA 25, 74.
208. 5. Nakamura, CA 53, 12136.
209. K. Hirano, etc., JIMMA 21, 1003; 22, 1026.
210. F. W. Jones, etc., JIMMA 8, 217; 10, 139.
211. G. Dupouy, etc., JIMMA 32, 185, 452.
212. G. Schoeck, etc., Met A 2, 311210.
213. A. Winkelmann, JIMMA 24, 620; 25, 251.
214. G. Laird, etc., MA 2, 976.
215. K. Schroder, Met A 2, 120030.
216. H. I. Aaronson, etc., Met A 1, 120937.
217. С Laird, etc., Met A 2, 120809.
218. У. С Liu, etc., Met A 4, 120329.
219. G. /. Jones, etc., Met A 5, 110213.
220. R. M. Lerinman, etc., JIMMA 29, 222.
221. V. S. Postnikov, etc. (В. С. Постников и др.) Met A 4, 312774.
222. H. Haberkorn, etc., Met A 5, 130246.
222b. D. W. Boeland, etc., Met A 6, 140342.
16

223. V. I. Arkharov, etc. (В. И. Архаров и др.), JIMMA 23, 627.
224. У. Mishima, JIMMA 22, 176.
225. /. В. Clark, JIMMA 32, 1195; MA 1, 210113.
226. R. M. Lerinman, etc., JIMMA 32, 615.
227. /. F. Afonsky, etc. (Я. Ф. Афонский ,и др.), МА 2, 1579.
228. A. H. Geisler, etc., JIMMA 14, 97, 202; 15, 102; 17, 571.
229. N. A. McKinnon, JIMMA 23, 992, 24, 349.
230. F. Erdmann — Jesnitzer, etc., JIMMA 28, 231.
231. G. Thym, etc., Met A 3, 140258; 4, 140043.
232. M. Von Heimendahl, etc., Met A 3, 121094.
233. У. Murakami, etc., JIMMA 27, 649; 32, 793.
234. L. B. Griffiths, MA 1, 1508.
235. M. Ohta, JIMMA 27, 443, 647, 728.
236. N. Takahashi, etc., MA 1, 329, 680.
237. S. R. Ycomans, etc., Met A 4, 140275.
238. /. B. Clark, etc., JIMMA 32, 1221.
238b. M. Nemoto, etc., Met A 5, 160381.
239. R. Roberge, etc., Met A 4, 110497; 7, 140093.
240. K. Kranjc, etc., Met A 4, 311418; 7, 140052.
241. H. A. Kahkonen, Met A 5, 140473; 7, 140117.
242. R. H. Beton, etc., JIMMA 25, 148, 149.
243. R. E. Miner, etc., Met A 2, 312310.
244. G. Borelius, CA 43, 8254.
245. H. Jagodzinski, etc., JIMMA 17, 639.
246. U. Dehlinger, etc., JIMMA 21, 422.
247. /. P. Jan, JIMMA 24, 157.
248. N. N. Buinov (H. H. Буйное), JIMMA 26, 1046; Met A 6, 140462.
249. A. Kelly, etc., JIMMA, 25, 511; 26, 823; 27, 507.
250. K. Toman, JIMMA 28, 25.
251. W. DeSorbo, JIMMA 28, 567.
252. M. I. Zakharova, etc. (М- И- Захарова и др.) Физика металлов и металловедение,
У1962, Ке 14 E), с 36.
253. V. Gerold, etc., JIMMA 30, 717.
254. A. Kelly, etc., JIMMA 32, 86.
255. /. /. Burton, Met A 5, 150146.
256. H. I. Aaronson, etc., Met A 6, 120525.
257. E. Hombogan, Met A 6, 120188.
258. B. Predel, etc., Met A 6, 140098.
Al — Ar
Аргон иногда пропускают через жидкие алюминиевые сплавы с целью их
дегазации [1—6], используют как защитную атмосферу расплава и при терми-
термической обработке [6—9]. Однако в основшж его применяют в качестве инерт-
инертной защиты при газовой сварке.
Полагают, что аргон не образует соединений с алюминием и что их взаим-
взаимная растворимость и в твердом, и в жидком состоянии весьма незначительна.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. M. Hume, CA 41, 67.
2. К. G. Vasilevsky, etc. (К Г. Василевский и др.), JIMMA 32, 919.
3. Л. D. Andreev, etc. (А. Д. Андреев и др.), Met A 3, 460017.
4. М. В. Altman, etc. (M. Б. Альтман и др.), Met A 4, 430043.
5. V. В. Gogin (В. Б. Гогин), Met A 6, 430145.
6. L. V. Kuzmichev, etc. (Л. В. Кузьмичев и др.), Met A 7, 430048.
7. R. Bowers, JIMMA 21, 979.
8. /. Van Audenhove, MA 2, 208.
9. L. P. Malyshko, etc. (Л. П. Малышко и др.), Met A 3, 510616.
Al - As
Химическое соединение AsAl представляет промышленный интерес, так
как ему присущи полупроводящие свойства.
Диаграмма состояния Al—As изучена плохо. Растворимость мышьяка в
жидком и твердом алюминии весьма незначительна <[il, 2], но порядок раство-
растворимости не указан.
На диаграмме, предложенной и Хансеном [3], и Кестером с сотрудниками
[2], при давлениях, значительно превышающих атмосферное, мышьяк не суб-
сублимируется, а плавится перед испарением. На рис. 5 представлена вероятная
диаграмма состояния Al—As при атмосферном давлении: расположение фазо-
17

2227
1227
227
Al
20
40 60 80
As; % (no массе)
Рис. 5. Вероятная диаграмма состояния А1—As при атмосферном давлении. Пунктиром
показаны приблизительно установленные линии ликвидуса и солидуса
вых границ, показанное пунктирными линиями, является полностью теорети-
теоретическим, и даже линия солидуса весьма приблизительна.
Соединение AsAl G3,5% Al) плавится при температуре >1627°С .[1,4—6]
или .разлагается при 1227°С [7]. Оно имеет гранецентрированную кубическую
решетку (пространственная группа F43m, 8 атомов в элементарной ячейке) с
параметром а=5,655 А [6, 7]., у=3,8 г/см3 [8], HV 3000-7000 МН/м2 [5],
при 20°С р«10-6 Ом-м; Я=4-10~5 Вт/(м-К). Это соединение чрезвычайно
активное и разлагается при выдержке в воде [9] или даже во влажной атмо-
атмосфере [1]. В работах [10, 11] приведены значения характеристической темпе-
температуры и термического коэффициента линейного расширения этого соедине-
соединения, в [7—12]—теплоты образования и давления пара, в [13—19]—опти-
[13—19]—оптические свойства, в [19—28] изучена фотолюминесценция, электродная струк-
структура и электропроводность.
Добавки мышьяка слабо влияют на удельное электросопротивление алю-
алюминия [29]. Добавки до 0,8% As мало влияют на механические свойства и
коррозионную стойкость алюминия, но при литье, обработке и отжиге мышьяк
оказывает вредное действие [30, 31].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 Q A. Mansuri, JIM 28, 645; 29, 599.
2 W. Koster, etc., JIMMA 23, 630.
3. Hansen, 1958.
4. V. A. Presnov, etc. (В. А Пресное и др.). Vopr. Met. Poluprov. Akad. Nauk SSSR,
Tr. 3-go (Tretego) Sovesti, Moscow, 1957, 127. Труды III совещания «Вопросы ме-
металловедения полупроводников» АН СССР. Москва. 1957.
5. V. N. Vestoprakh, etc., С А 53, 9871.
6 W. Kischio, Z. Anorg. Allgem. Chem., 1964, Bd 328, S. 187.
7. M. Hoch, etc., JIMMA 30, 91.
8. G. Natta, etc., JIM 41, 506.
9. E. Montignic, JIMMA 11, 326.
10 N N. Sirota, etc., (H. H. Сирота и др ), JIMMA 28, 27.
11 M. Ettenberg, etc., Met A 4, 120555.
12 К E Mironov, etc. (/(. E. Миронов и др.), Met A 1, 110430.
13' H. Т. Minden, Met A 4, 320373.
18

14. H. G. Grimmeiss, Met A 4, 320744, 320924.
15 R. E. Fern, etc., Met A 5, 320051.
16*. W. M. Yim, Met A 4, 321101.
17. S. Monemar, Met A 5, 320139; WAA 7, 550031.
18. R. Bindemann, etc., Met A 4, 320445. МП1СП аог\\ал а ъоты 49<W.4
18b Z. I. Alferov, etc. C. И Алферов и др.), Met A 3, 630169, 630184, 4, 3209бо, 320Уо4.
19. ?. //ess, etc., Met A 6, 151839, 321105.
20. Я. /. Hrostowski, etc., CA 49, 5045.
21. D. E. Bolger, etc., JIMMA 32, 313.
22 A. A. Levin, etc., MA 2, 355.
23. D. J. Stukel, etc., Met A 3, 150645.
24. M. R. Lorenz, etc., Met A 3, 151000.
25. W. Horig, etc., Met A 4, 320446.
26. B. Rheinlander, etc., Met A 4, 321069; 5, 151609.
27. A. G. Sigai, etc., Met A 5, 331639.
28. M. Ettenberg, etc., Met A 5, 120088.
29. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
30. M. S. Lipman, JIMMA 5, 145.
31. R. Cazaud, JIM 47, 19.
AI — All
При изучении жидкой структуры смеси Аи и А1 обнаружена тенденция к
образованию соединения [1]. Растворимость золота в алюминии в твердом со-
состоянии составляет примерно 0,35% при эвтектической температуре и снижа-
снижается до -0,10% при 42ГС « до 0,05% при 223°С [2]. Фаза равновесная с
алюминием, — АиА12 G8,5% Аи), образует эвтектику при 642 С и 5% Аи
[2,3] (рис. 6). Она имеет область гомогенности в интервале концентрации 77,8—
Рис. 6. Диаграмма
состояния А1—Аи
79% Аи Г4] Фаза АиА12 имеет гранецентрированную кубическую решетку
(пространственная группа ?тЪт, 12 атомов в элементарной ячейке), с пара-
параметром а=5,98-^6,00 A; y = 7>6 г/см3- Эта Фаза чрезвычайно хрупкая [5--9].
Яркая пурпурная окраска ее исчезает при более высоких температурах [10].
В работе [И] приведены данные о поверхностях Ферми, в [lib]—о терми-
термическом расширении, в [12]—о гальваномагнитных свойствах, в [13—17] —
об электронной структуре, в [18—20] —о термодинамических свойствах. В ра-
работах [21—23] рассмотрено образование соединений с большим содержанием
золота О несмешиваемости соединений АиА12 и Auln2 сообщается в работе
[24].
19

Удельная электропроводность незначительно изменяется при введении
золота [25—26], но температурный коэффициент электропроводности зависит
от концентрации золота [26Ь]. Коэффициент диффузии в жидком состоянии
при температуре кристаллизации составляет D = 8±l,5-10~5 см2/с 1[27]. Объ-
Объемная диффузия золота в алюминии быстрее, чем диффузия по границам зе-
зерен [28]. Образование соединений посредством диффузии описано в работе
[28Ь].
Охлаждение из жидкого состояния со сверхбольшими скоростями повы-
повышает растворимость в твердом состоянии до 2,5% Аи. Прочность пленок, полу-
полученных таким образом, в несколько раз выше, чем прочность массивных образ-
образцов, особенно после старения [29, 30]. Добавки золота повышают температу-
температуру рекристаллизации примерно на 20—30°С, а энергия активации роста зерна
увеличивается от 1,25 до 2,3 эВ [31]. Однако в работе [32] приведено зна-
значение 1,12 эВ для алюминия, полученного зонной очисткой с 45 ч. Аи на
I млн. ч. А1. Направленная рекристаллизация сплавов исследована в работе
[127].
В сплавах с 0,2—0,4% Аи после старения в течение 100—A000 ч при 127—
147°С предел текучести повышается с 10 до 60—70 МН/м2. Зависимость
свойств от количества выделившихся фаз изучена в работе [33]. Существуют
две стадии упрочнения: образование зон ГП и промежуточной фазы. При об-
образовании стабильной фазы происходит разупрочнение [34]. Переходная
т]'-фаза подобна в'-фазе (СиА12). Она имеет тетрагональную решетку с па-
о о*
раметрами а=4,14 А, с=6,27 А, с ориентационным соотношением: A00) ^
II A00)ai; [001]tj/|| [001]ai. Ориентационное соотношение выделившейся фазы
AuAl2: (fi!20)AuAit || (HI)ai; ,[002]auai»II [220] ai [3]. Модуль упругости при
старении несколько повышается [35]. Нагартовка оказывает обычное влия-
влияние: если сплав нагартован между закалкой и старением, окончательная проч-
прочность выше, но эффект упрочнения вследствие старения меньше [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. F. Buhner, etc., Met A 4, 121561.
2. М. Von Heimendahl, MA 1, 512, 2, 1206, 1697.
3. N. Ageev, V. Ageeva, (H. Агеев, В. Агеева), AIME Тг. 1938, v. 128, p. 260.
4. M. E. Straumanis, etc., Z. Phys. Chem. Frankfurt, 1964, Bd 42, S. 82, 344.
5. A. S. Coffinberry, etc., JIMMA 5, 90, 775.
6. O. Eisenhut, etc., JIM, 50, 16.
7. С D. West, etc., JIMMA 1, 579.
8. E. Zintl, etc., JIMMA 4, 511.
9. L. Tertian, etc., Mem. Sci. Rev. Met., 1965, v. 62, p. 207.
10. 5. W. Smith, JIMMA 5, 259.
11. A. Beck, etc., JIMMA 30, 794.
lib. M. Straumanis, etc., Met A 6, 150308.
12. /. T. Longo, etc., Met A 2, 331941.
13. 5. A. Nemnonov, etc., Met A 2, 151244.
14. A. C. Switendick, Met A 5, 151539.
15. M. L. Williams, Met A 5, 320790.
16. W. J. Brya, Met A 5, 151282.
16b. S. Hu'fner, etc., Met A 5, 151816.
16c. D. E. Fabian, etc., Met A 6, 152373.
16d. A. F. McAlister, etc., Met A 6, 152377.
16e. E. Kdllne, Met A 6, 152378; 7, 150671.
17. G. C. Carter, etc., Met A 5, 151560.
13. P. Hicter, etc., Met A 1, 151233.
19. B. Predel, etc., Met A 3, 150993; 6, 110233.
19b. A. Yazawa, etc., Met A 4, 320497; 5, 150694.
20. G. /. Batalin, etc. (Г И. Баталии и др.), Met A 6, 151592, 152236.
21. Hans en, 1958.
22. Arunsingh, etc., Met A 4, 120693.
22b. В. Т. Bioko, etc., Met A 6, 110895.
23. G. K. Abramyan, etc. (Г. К. Абрамян и др.), Met A 4, 121568.
24. L. H. Bennett, etc., Met A 5, 110205.
25. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
26. G. K. Panova, etc. (Г К. Панова и др.), Met A 2, 330678.
26b. K. Papathanassopoulos, Met A 6, 321002.
27. /. Forsten, etc., MA 2, 808; Met A 3, 121112; 4, 120824.
28. 5. Fujikawa, etc., Met A 4, 130043.
28b. D. P. Kolesnikov, etc. (Д. П. Колесников и др.), Met A 6, 340295.
29. P. H. Shingu, etc., Met A 2, 130240.
20

21
30. Т. Toda, etc., Met A 2, 311706.
31. H. Kobayashi, etc., Met A 3, 120374.
32. R. A. Vandermeer, Met A 3, 120979.
33. D. W. Borland, etc., Met A 6, 140342.
34. S. Fujikawa, etc., Z. Metallkunde, 1968, Bd 39, S. 782.
35. B. J. Elliott, etc., JIMMA 25, 74.
Al - В
Бор добавляют к алюминию при изготовлении электрических проводников
с целью удаления титана и ванадия из твердого раствора, а также в сплавы
для повышения эффекта измельчения зерна от введения титана (см. систему
А1—В—Ti). Композиционные материалы, изготовлеиные из бора или боро-
карбидных волокон с матри-
матрицей из алюминиевых спла-
сплавов, проходят стадию иссле-
исследования.
Диаграмма состояния
А1—В со стороны алюминия
имеет эвтектику (А1+В2А1),
отвечающую 0,022% В и
659,5°С [1]-. Растворимость
бора в твердом алюминии
незначительна [1—3]-, веро-
вероятно, порядка 0,00 х % при
эвтектической температуре
[4]. Соединение В2А1 обра-
образуется в результате пери-
тектической реакции при
977°С из соединения В12А1
[2, 3, 5], остальная часть
диаграммы недостаточно оп-
определенна (рис. 7). Более
подробные данные содер-
содержатся в работах [6—18b].
Соединение В2А1 D4,5% В)
имеет гексагональную ре-
решетку (пространственная
группа Рб/mmm, З атома в
элементарной ячейке), с па-
параметрами а = 3,009 А, с==
= 3,262 А; 7 = 3,17 г/см3
[18Ь]. Согласно работе [7],
борид ВоА1 содержит мини
Рис. 7. Диаграмма состояния А1—В
свойства В2А1 описаны в ра-
удельное электросопротивле-
изменяются при содержании
твердость алюминия
2500 МН/М2 при содер-
сообщается в работе [24]. По
стойкость чистого алюминия
сплавов может повышаться
примерно на 20—30°С
[28, 29].
мум 47% В.
боте [18с].
Способ получения
и электрические
Параметры решетки
ние [4] и поверхностное
1—2% В. Бор
[21, 22]. Модуль
жании 1% В [23],
мере увеличения
в кислотах снижается,
[26, 26]. Температура
[27], а образование
[2, 3], плотность [19],
натяжение [20, 20b] мало
незначительно повышает прочность и
упругости повышается примерно на
о повышении пластичности
концентрации бора коррозионная
а коррозионная стойкость
рекристаллизации понижается
текстуры и рост зерен замедляются
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Н. Wright, etc.,
2. W. Hoffmann, etc.
2b. Z. Pogan, etc.,
3. T. Serebryansky, etc ,
4. A. Domony, etc.,
Alcoa Res. Labs., Tech. Pap 15 i960
JIMMA 3, 119, 146
Met A 7, 460006.
Met A 1, 110008.
JIMMA 21, 849.

5. F. Lihl, etc., JIMMA 21, 773.
fi. P. Duhart, Ann. Chim. Paris, 1962, v. 7, p. 339. .
7 V. I Matkovich, etc., J. Am. Chem. Soc.. 1964, v. 86, p. 2337; Z. Kns: , l%a, Bd 122*
S. 108.
8. Hansen, 1958.
9. ?//iort, 1965.
10. 5ЛмпЛ, 1969.
11. A. A. Giardini, etc., С А 55, 233.
12. B. Aronsson, Arkiv Kemi, 1960, v. 16, p. 379.
13. V. A. Neronov, etc. (В. А. Неронов и др.), МА 2, 775.
14. M. Lukemeyer, etc., MA 2, 1137.
15. T. Atoda, etc., MA 2, 110308. f л
16. V. A. Neronov (В. А. Неронов и др.), Met A 2, 110597.
16b. /. С Fuggle, etc., Met A 7, 150172.
17. #. Neidhard, etc., Met A 3, 121161.
18. G. Will, Met A 4, 121032.
18b. A /. Felten, J. Am. Chem. Soc, 1956, v. 78, p. 59/7.
18c. E. Sirtl, etc., CA 78, 49077c.
19. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
20. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
20b. H. F. Keese, etc., Met A 6, 320567.
21. P. Haenni, JIM 35, 534; 36, 431; 37, 448; 38, 410.
22. E. Nachtingall, Met A 6, 310991.
23. N. Dudzinski, etc., J. Inst. Metals, 1948, v. 74, p. 685.
24. M. V. Zakharov (M. В. Захаров и др.), Met A 3, 110511.
25. M. Gyenes — Hollo, JIMMA, 24, 827.
26. K. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
27. 5. Kugasa, JIMMA 27, 727.
28. D. Merz, etc., MA 2, 17.
29. D. R. Tullis, JIM 53, 548.
Al — Ba
Алюминий находится в равновесии с соединением ВаАЦ, с которым он
образует эвтектику при 651— 6Э2°С и 2,1% Ва [1, 2] или 4,8% Ва [3] (-рис. 8).
Растворимость бария в алюминии в твердом состоянии незначительна. Добавки
бария не изменяют параметр решетки алюминия [4]. Соединение ВаАЦ
E6% Ва) имеет тетрагональную объемноцентрированную структуру A0 ато-
атомов в элементарной ячейке [4], пространственная группа /4/mmm), с пара-
параметрами а=4,566 А, с=1,1,25 А .[1]; у=3,52 г/сМз [4], /пя = 10974-110741
[5, 5b], HV 3000 МН/м2 [6]. В работе [7] сообщается об оптических свойст-
свойствах, в [5Ь, 8]—о давлении пара и теплоте образования. Существование
других соединений с большим содержанием бария не определено [9—11].
Ea,%(amJ
10
20
1200
woo
800 L
AL
t;c
927
—I 727
527
20 40 60
Еа, % (по массе)
Рис. 8. Диаграмма состояния А1—Ва
22

Добавки бария заметно понижают поверхностное натяжение жидких
сплавов Al-Cu и Al-Mg [12], не повышают прочность или твердость сплавов
А1—Si или дуралюминов [13] и уменьшают коррозионную стойкость [14].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 D. К. Das, etc., JIMMA, 25, 593.
2. Е. Alberti, JIMMA I, 168. fi40
3 / Motasada, Nippon Kinzoku Gakkai Shi, 1953, v. 17, p. 632.
4. K. R. Andress, etc., JIMMA 2, 461.
5. M. /irffl, JIMMA, 23, 878. MWU. fi linrn
3b V. AT. Vigdorovich, etc. (В Я. Вигдорович), Met A 5, 321043; 6, 110731.
6. ?. Я. Petti/, JIMMA 28, 779.
7. /. Farran, JIMMA, 13, 75. д f 1t^nQQ
8. 5. /. Kulichikhina, etc. (С. Я. Куличкина и др.), Met A 1, 150099.
9. Hansen, 1958.
10. ?Z/tott, 1965.
11. Shunk, 1969.
12. L. Kubichek, JIMMA 27, 627.
13. IP. Kroll, JIM 36, 432.
14. /. T. Reding, etc., MA 2, 1636.
Al — Be
Сплавы Al—Be неоднократно исследовали, так как сочетание двух легких
металлов казалось сначала перспективным. Однако невозможность образова-
образования соединений и незначительная растворимость в твердом состоянии препятст-
препятствуют образованию сплавов со свойствами, существенно отличными от свойств
чистых металлов. Поэтому, хотя сплавы с 30—60% Be иногда и используют,
промышленный интерес к ним очень ограничен. В основном бериллии приме-
применяют в сплавах Al—Mg в качестве защиты от окисления при литье, сварке и
термообработке. Исследовали возможность применения бериллия для устране-
устранения вреднего действия железа [1]. Слоистые композиционные материалы из
бериллия и алюминиевых сплавов можно применять в качестве броневых плит
[2, 3], а методом направленнокристаллизующейся эвтектики можно получать
волокнистый материал [4, 5]. слгоп ™™^
Эвтектическая точка диаграммы Al—Be соответствует 645 С и, вероятно,
0,8% Be. Растворимость бериллия в твердом алюминии при эвтектической
Т,К
1600
1200
?00
50
Al
20
Ber%fam.J
70 80
90
95
t,°c
JJ27
927
527
40 50
Be °/o(no массе)
Рис. 9. Диаграмма состояния А1—Be
80
Be
23

температуре составляет примерно 0,06—0,10%, снижаясь до 0,02% при 627°С
и до менее чем 0,01% при 527°С [6—7Ь] (рис. 9). Бериллиевая фаза в сплавах,
богатых алюминием, — a (Be) — имеет гексагональную решетку (пространст-
(пространственная группа Рбг/ттс; 2 атома в элементарной ячейке), с параметрами а =
о о
=2,286 А, с=3,584 А [8]. Кубическая фаза р (Be) существует только при
>1227°С и может присутствовать только в сплавах, содержащих <15% А1.
Растворимость алюминия в бериллии <С1%. В работе [9] сообщаются расчет-
расчетные данные кривой солидуса, в [10, 11]—термодинамические свойства
сплавов.
По мере увеличения содержания бериллия параметр решетки алюминия
о
уменьшается [12], но значение 4,047 А для сплава с 0,04% Be маловероятно.
Плотность и температурный коэффициент линейного расширения снижаются
практически линейно от значений для алюминия до значений для бериллия
[13—17]. Теплопроводность составляет примерно 0,01 Вт/(м-К) [14, 18].
При введении бериллия плавно понижается поверхностное натяжение жидкого
алюминия [19, 19Ь]; смачивание бериллия жидкими алюминиевыми сплавамл
исследовано в работе [20]. Удельное электросопротивление вначале очень
быстро повышается приблизительно до 2,80-Ю-8 Ом-м при введении 0,3% Be
[21, 22], а по мере увеличения концентрации — более плавню [23]. Прочность
повышается незначительно. Свойства сплавов при термической обработке по-
повышаются несущественно [24—30]. Свойства нагартованных сплавов с 20—
40% Be таковы: ав=400 МН/м2, ао,2=39О МН/м2, 6=2% [16], и несколько
выше они у сплавов с 60—70% Be [14, 31, 3B]. Однако жидкотекучесть и
формообразование очень низкие, поэтому промышленное использование этих
сплавов затруднено [16, 18, 33, 34]. Модуль упругости повышается при вве-
введении бериллия почти линейно до 140 ГН/м2 при содержании 70% Be [5, 16,
18, 35]. Предел прочности сплавов с высоким содержанием бериллия при по-
повышении температуры незначительно понижается [18], но предел ползучести
этих сплавов намного ниже, чем промышленных алюминиевых сплавов [16,
21]. Анизотропия микротвердости направленно кристаллизующейся эвтектики
изучена в работе [35Ь].
Коррозионная стойкость двойных сплавов Al—Be мало отличается от кор-
коррозионной стойкости чистого алюминия [24, 36—38], однако покрытый берил-
бериллием алюминий имеет более высокую коррозионную стойкость в каустической
соде и в морской воде [39]. Добавки бериллия в сложные сплавы не способ-
способствовали повышению их коррозионной стойкости [33; 37, 40—43].
Бериллий практически не оказывает модифицирующего влияния на алю-
алюминиевые сплавы [44, 45]. Он повышает температуру рекристаллизации чисто-
чистого алюминия с ограниченной степенью нагартовки, но понижает температуру
рекристаллизации технического алюминия, примерно на 20—30°С после де-
деформации на 90% [22, 46—48]. При упрочнении в широком интервале темпе-
температур (—73-=—177°С) образуются небольшие по размеру зоны ГП [49].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. /. Кг oil, CA, 40, 335.
2. A. Toy, Met A 1, 311071.
3. R. /. Jones, etc., Met A 3, 620025.
4. /. P. Trottier, etc., Met A 4, 120686, 121283.
5. R. T. Pepper, etc., Met A 5, 620057.
6. H arisen, 1958.
7. Shunk, 1969.
7b. 5. Nishi, etc., Met A 6, 110695.
8. Pearson 2.
9. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др ), MA 1, 1818.
»10. G. A. Sebryakov, etc. (Г А. Себряков и др.) Met A 5, 150435.
11. V. M' Zalkin (В. М. Залкин), Met A 5, 120740.
12. V. I. Mikheeva, (В. И. Михеева и др.), JIMMA 8, 261.
13. L. Losana, JIMMA 7, 200.
14. E. Meckelburg, Met A 1, 460052.
15. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
16. С. В. Sawyer, etc., JIMMA 7, 389; 9, 298.
17 P. Hidnert, etc., JIMMA 20, 331.
18. /. B. Johnson, JIMMA 5, 210.
24

19. L. Kubichek. JIMMA 27, 629.
19b. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615, 510643.
20. C. R. Manning, Jr., etc. Met A 2, 620116; 3, 320567.
21. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265.
22. M. V. Zakharov, etc. (M. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
23. К. R. Vassel, JIMMA 25, 897.
24. R. S. Archer, etc., JIM 39, 482; 41, 435; 42, 442.
24b. H. F. Keese, etc., Met A 6, 320567.
25. C. Matignon. etc., CA 27, 3G93.
26. H. Buckle, JIMMA, 15, 262.
27. /. N. Fridtyander, etc. (#. H. Фридляндер и др.), JIMMA 32, 9Ь0.
28. H. Borchers, etc., Met A 4, 311233.
29. E. B. Wilford, JIMMA 9, 335.
30. /. N. Frldlyander, etc. (И Н Фридляндер и др.), Met A 3, 110755.
31. R. W. Fenn, etc., MA 1, 894. "
32. Anon., Met A 4, 610312.
33. W. Kroll, JIM 37, 447; 38, 409. , л
34. К. N. Fomin, etc. (К H. Фомин и др.), Ж. Металловедение и термообработка, 19и7,
№ A—2), стр. 115 Met. Sci Heat Treat., 1967, № 1—2, p. Ы5.
35. N. Dudzinski, etc., JIMMA 16, 701.
35b. Y. P. Kurilo, etc. (Ю. П Курило и др.), Met A 6, 312382.
36. G. Goria. etc., JIMMA 5," 116.
37. Y. M. Knipotkin, etc. (Ю. М. Крупоткин и др.), JIMMA 32, 1125.
38. К. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
39. /. Laissus, JIMMA 13, 455; 14, 365.
40. G. Masing, etc., JIM 42, 442; 47, 480.
41. У. A. Amsterdamsky, JIMMA 4, 232.
42. M. Ballay, JIMMA 6, 213.
43. T. A. Badaeva, etc. (Т. А. Бадаева и др.), JIMMA 14, 155.
44. M. G. Bowen, Jr., etc., JIMMA 16, 11.
45. V. DePLerre, etc., JIMMA 19, 517.
46. T. Amitami, JIMMA 29, 315.
47. K. Shimizu, etc., LMJ 1, 57.
48. H. Hug, etc., JIMMA 31, 73.
49. S. Ceresara, etc., Met A 1, 140342; 2, 140237.
Al — Bi
Алюминий и висмут обладают ограниченной растворимостью в жидком
состоянии. Область несмешиваемости в последние годы неоднократно исследо-
исследовали, однако результаты несколько различны. На рис. 10 представлена налбо-
Ъ\7°/о(агп.)
Ю 20
50 70
20 40 60
Bi. %(no массе)
Рис 10. Диаграмма состояния Al—Bi
Bi
25

лее достоверная диаграмма состояния А1 — Bi [1—8]. Растворимость висмута
в твердом алюминии определенно меньше, чем 0,2% [9], и, по-видимому, со-
составляет несколько сотых долей процента при температуре монотекти,ки, сни-
снижаясь до незначительной при 527°С [10]. В работе [11] сообщается о некото-
некоторых изменениях параметра решетки алюминия. Изучены термодинамические
свойства сплавов [12—12с].
Каждый процент висмута повышает удельное электросопротивление в.
твердом состоянии приблизительно на 1,3-10~8 Ом-м [13—15], а температур-
температурный коэффициент электросопротивления немного понижается [16], но в жид-
жидком состоянии изменений не имеется [17]. Значения т. э. д. с. приведены в ра-
работе [16]. Поверхностное натяжение снижается таким образом, что при 5—
6% Bi оно вдвое меньше, чем чистого алюминия [18]; жидкотекучесть повы-
повышается [18Ь].
Механические свойства при небольших добавках висмута (<0,2%) не-
немного повышаются [14, 19], а при более высоком содержании висмута суще-
существенно снижаются [20, 22]. Сплавы с висмутом не упрочняются старением.
а имеют тенденцию к понижению прочности [10, 23]. Электродный потенциал
увеличивается приблизительно до —1,3 В при концентрации 4,5 Bi [16] и кор-
коррозионная стойкость понижается [21, 24, 25].
Однако в основном висмут добавляют в алюминиевые сплавы для улуч-
улучшения обрабатываемости резанием. Более подробные данные сообщаются в
системе А1—Bi—Pb и в гл. 4.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. А. N. Campbell, etc., JIMMA, 31, 129.
2. F. E. Wittig. etc., JIMMA 32, 395.
3. Т. С Wilder, etc., J. Electrochem. Soc, 1964, v. Ill, p. 352.
4. С F. Obenchain, etc., MA 1, 578.
5. T. R. A. Davey, etc., MA 1, 1809.
6. R. Martin — Garin, etc., MA 1, 1809.
7. B. Predel, etc., Met A 2, 110404.
8. N. A. Gokoen, etc., Met A 5, 110687.
9. L. W. Kempf, etc., JIMMA 6, 44, 350.
10. H. K. Hardy, JIMMA 18, 163.
11. G. Venturello, etc., JIMMA 20, 845.
12. V. N Danilin, etc. (В. Н. Данилин и др ), Met A 3, 150348.
12b. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталия и др j, Met A 6, 151592.
12c. B. P. Burylev, etc. (Б. П. Бирюлев и др.), Met A 6, 152610.
13. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
14. T. Morinaga, Nippon Kinzoku Gakkai Shi, 1940, v. 4, p. 54.
15. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 27, 514.
16. W. Broniewski, Ann. Chim. Phys., 1912, 25, 66.
17. L. A. Koledov, etc. (Л. А Коледов и др.), JIMMA 31, 886.
18 A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 24, 673; 28, 713.
18b. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615, 510643.
19. M. V. Zakharov, etc. (M. В. Захаров и др.). MA il, 254.
20. H. Pecheau, Compt. Rend., 1905, v. 140, p. 1535.
21. H. Schirmeister, JIM 16, 239.
22. H Gravemann, JIMMA 30, 335.
23. H. Kastner, JIMMA 4, 138, 464.
24. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 16, 647; 17, 175, 439.
25. /. T. Reding, etc., MA 2, 1636.
Al - Br
Бром не нашел применения в алюминиевых сплавах. Исследовали воз-
возможность электролитического осаждения алюминия из А1Вгз в растворе орга-
органических соединений, а также в качестве составной части, входящей в смесь
расплавленных солей [1—4]. Однако в промышленности этот метод не ис-
используют.
Растворимость брома в жидком или твердом алюминии составляет не
более нескольких частей на 1 млн. ч. А1. Алюминий и бром образуют несколь-
несколько химических соединений, структура и свойства которых известны не пол-
полностью. Сообщается о трех бромидах: AlBr, А1Вгг, А1Вгз. AlBr стабилен толь-
только в паровой фазе, теплота образования изучена в работах [5—8]. О бромиде
А1Вг2 (85,5% Вг) имеется незначительная информация, даже сам факт его
26

существования недостаточно ясен. Расчетная величина теплоты образования
А1Вг2 (при 25°С) в твердом состоянии составляет 240 кДж/моль [5].
Бромид А1Вг3 (90,0% Вг) стабилен только при температурах > 660°С,
димер А12Вгб стабилен при < 427°С и диссоциирует в интервале 427—660°С
[9]. Температура плавления А12ВГб составляет 97,3°С [9Ь], температура воз-
возгонки 192°С [10], температура кипения 255°С [1], критическая температура
487—497°С, а критическое давление 2,85 МН/м2 [12, 13]. Теплота плавления
А1Вг3 равна 11 кДж/моль; теплота диссоциации димера А12Вг6 108 кДж/моль
[10], теплота сублимации 82 кДж/моль [14] и теплота испарения 54 кДж/моль
[10]. Теплота образования А1Вг3 520 кДж/мюль [7, 11, 15]. А1Вг3 имеет моно-
моноклинную решетку A6 атомов в элементарной ячейке, пространственная груп-
группа P2Ja) с параметрами: а='10,-20 А, 6=7,09 А, с=7,48 A; 01=96° [16].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Катеуата, etc., JIMMA, 2, 524; 3, 208.
2. Е. Y. Gorenbein, С А 30, 7461.
3. V. A. Plotnikov, etc. (В. А Плотников и др.), СА 31, 2106.
4. С. С. Dowaie, JIMMA 5, 498.
5. F. Irmann, CA 45, 430.
6. 5. A. Semenkovich (С. А. Семенкович), СА 51, 16032.
7. D. Rossini, etc., US Nat. Bur. Stds. Circ, 500, 1952.
8. JANAF Thermochemical Tables, Dow Chemical Company, Midland, Michigan, 1960.
9. A. F. Wells, Structural Inorganic Chemistry, Clarendon Press, 1962.
9b. W. Biltz, etc., Z. Anorg. Chem., 1923, Bd 126, S. 39.
10. W. Fisher, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1931, Bd 200, S. 332; 1932, Bd 205, S. 1.
П. W. Klemm, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1932, Bd 207, S. 186.
12. L. Rotinjanz, etc., Z. Physik. Chem., 1914, Bd 87, S. 635.
13. /. W. Johnson, etc., Met A 1, 150964.
14. T. G. Dunne, etc., С А 52, 13352.
15. F. R. Bichowsky, etc,, The Thermochemistry of the Chemical Substances, Reinhold,
1936.
16. P. A. Renes, etc., Rec. Trav. Chim., 1945, v. 64, p. 275.
Al — С
Алюминий получают, рафинируют и часто плавят в контакте с углерод-
содержащими материалами, поэтому углерод является обычной примесью алю-
алюминия, и его содержание, по-видимому, может быть близко к предельному
насыщению. Опыты по получению графитсодержащих алюминиевых сплавов
[1, 2] и сплавав, армированных углеродными волокнами [3—7], прошли ус-
успешно, однако эти материалы все еще находятся в стадии эксперимента.
Диаграмма состояния А1—С, вероятно, эвтектическая с эвтектикой А1+
+СзА14. По составу она близка к чистому алюминию, а температура плавле-
плавления ее практически совпадает с температурой плавления алюминия. Значение
растворимости углерода в жидком алюминии соответствует концентрации
0,32% С и температуре 1227°С, снижается до 0,10% С при 827°С; экстраполи-
экстраполированные значения при концентрации 0,07% С и 660°С, приведенные в работе
[8], слишком высоки, вероятно, на один порядок ![9—15]. Это справедливо и
для растворимости в твердом состоянии: значения 0,02—'0,04% С, вероятно,
слишком высоки, по-видимому, на порядок [16].
Карбид — твердый до температуры 2027°С, а при более высокой — он пла-
плавится, сублимируется, разлагается [17—19]. Карбид алюминия А14С3 B5,3%Q
имеет ромбоэдрическую структуру [20, 21] G атомов в элементарной решет-
— о
ке, пространственная группа R3m [122]), с параметром а=8,55 А; а=122°28';
Y=2,93-f-2,96 г/см3. Аморфное состояние менее стабильно: при 1227°С он раз-
разлагается на алкшиний и графит [23]. Изменение удельной теплоемкости твер-
твердого карбида рассмотрено в работе [24]. Теплота образования АЦС3 нахо-
находится в пределах 90 [25] —280 кДж/моль [26], промежуточные значения со-
сообщаются в работах [27—33]. Изучены термодинамические свойства карбида
[34, 35]. Карбид АЦС3 желтого цвета [36] с твердостью, подобной твердости
топаза [37]; он образует гексагональные или треугольные кристаллы [38]
(рис. 11). Сообщается также о существовании других карбидов: А!р,С
A2,9% С) находится в равновесии с А1 и А12О3 [39]; А12Сб E7,2% С) [40]
27

образуется в богатых железом сплавах и является источником для получения
ацетилена [41]; известны карбиды А1С2 D7,5% С) и А1С C0,7% С) [41Ь],
но нх присутствие в алюминиевых сплавах маловероятно.
Влияние углерода на свойства алюминия незначительно; алюминий, сво-
свободный от углерода, не существует. Поэтому увеличение [42] или уменьше-
уменьшение [43] электропроводности и уменьшение удлинения с повышением темпе-
Рис. И. Шлаковые включе-
включения в алюминии, без трав-
травления, Х500; темные крис-
кристаллы — карбиды, серые —
карбонитриды, светлые —
нитриды. В центре — вклю-
включение кристалла карбида в
карбонитрид; вверху спра-
справа — окисные включения
ратуры [44] незначительное и, видимо, обусловлено присутствием карбидов
илл взаимодействием углерода с легирующими элементами. Имеются некото-
некоторые основания, позволяющие утверждать, что небольшие добавки углерода
увеличивают эффект измельчения зерна титаном и цирконием, а большие до-
добавки сводят этот эффект к нулю (более подробно см. в системе А1—В—Ti).
Карбиды, как и нитриды, увеличивают пористость алюминиевых отливок
[45, 46], но это утверждение неокончательное. В науглероженном алюминии
диффузия отсутствует до температуры 377°С [47], а при температуре ниже
727°С происходит очень медленное образование карбида [26], если смесь
алюминия и бора не предназначена для проведения взрыва [48] или не смоче-
смочена расплавом криолита [49].
Информация по оксикарбидам и восстановлению AI2O3 карбидом при по-
повышенных температурах приведена в работе [50].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. A. Badia, etc., Met A 3, 510490.
2. А. М. Patton, Met A 5, 510431.
3. G. Blankenburgs, Met A 3, 620124.
4. /. М. Evans, etc., Met A 5, 350109.
5. Anon., Met A 5, 620010.
6. R. C. Rossi, etc., Met A 4, 620150.
7. A. N. Shurshakov, etc. (A. H. Шуршаков и др ), Met A 5, 350850.
8. /. Obinata, etc., Light Metals Tokyo, 1964, v. 14, p. 226.
9. /. Czochralski, JIM 31, 362.
10. H. Loewenstein, JIM 47, 577.
11. L. Tronstad, JIMMA 3, 67, 203, 534.
12. /. Fischer, etc., JIMMA 23, 915.
13. G. Long, as quoted in Г50].
14. Anon, JIMMA 8, 25.
15. M. A. Sloman, J. Inst. Metals, 1945, v. 71, p. 404.
16. Elliott, 1965.
17. M. P. Slavinski, etc. (M. П. Славинский и др ), JIMMA 2, 461.
18. О. Ruff, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1916J Bd 97, S. 312; Z. Elektrochem., 1918,
Bd 24, S. 157.
28

19. L. M. Foster, etc., Am. Mineral., 1958, v. 43, p. 285.
20. M. L. Huggins, CA 18, 3128.
21. /. H. Cox, etc., Canad. J. Cem., 1963, v. 41, p. 1414.
22. M. V. Stackelberg, etc., CA 29, 657.
23. L. Wohler, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1933, Bd 213, S. 249.
24. 5. Sato, CA 32, 3250.
25. A. Meichsner, etc., С А 28, 2257.
26. T. Takase, etc., LMJ 1, 65.
27. C. H. Prescott, Jr., etc., CA 22, 346.
28. R. Brunner, CA 40, 6343.
29. W. A. Roth, Z. Electrochem., 1942, Bd 48 S 267.
30. D. J. Meschi, etc., JIMMA 27, 430.
31. P. Gross С А 56, 13887.
32. С S. Campbell, Met. Soc. Conf., 1961, v. 7. p. 412.
33. R. O. G. Blachnik, etc., Met A 3, 151157.
34. G. T. Fu.ru.kawa, etc., MA 1, 1337.
35. E. R. Plante, etc., MA 2, 832.
36. H. Moissan, JSCI, 1895, 353. e , n
37. Gmelins Handbuch der Anorganische Chemie, System, 35, Teil B, Lfg. 1, 2b/.
38. M. Schippers, JIMMA 28, 583.
39. E. Baur, etc., CA 28, 3974.
40. M. Durand. Bull. Soc. Chim. France, 1924, v. 35, p. 1141.
41. F. Roll, JIMMA 2, 146.
41b. С A. Stearns, etc., CA 78, 62510k.
42. R. Apt., CA 14, 1291.
43. H. Schmitt, etc., JIMMA 24, 855.
44. /. Obinata, etc., JIMMA 22, 859.
45. D. V. Ludwlg, JIMMA 15, 228.
46. F. A. Allen, JIMMA 16, 170.
47. /. /. Trillat, etc., JIMMA 27, 447; 28, 441; 29, 223, 494.
48. Y. Horiguchi, etc., MA 1, 607.
49. R. C. Dorward, Met A 6, 340332; 7, 430117.
50. P. T. Stroup, AIMETr., 1964, v. 230, p. 356.
Al — Ca
Кальций применяют в сплавах Al—Са, используемых в качестве восста-
восстановителя окиси титана fl], вводят во вторичный металл для удаления олова,
висмута, кремния, сурьмы и свинца [2], однако этот способ оказался, неэф-
неэффективным [3], хотя в работе [4] сообщается, что при зонной очистке каль-
кальций способствует лучшему удалению олова и свинца. Кальций используют
как добавку к металлу низкой чистоты, чтобы исключить образование Ca2Si
и увеличить электропроводность [5, 6], или к сплавам с медью и магнием
для устранения упрочнения вследствие старения [7—9] как модификатор в
А1—Si сплавы, где его влияние более длительно, но менее эффективно, чем
натрия [6, 10]. Эти сплавы пытались также использовать как промежуточ-
промежуточный слой в плакированных материалах — в качестве барьера для диффузии
меди в плакировку [11], однако было обнаружено, что кальций способствует
диффузии меди [12].
Эвтектика А1+СаАЦ соответствует концентрации 7,6% Са и 617°С, а
СаАЦ образуется по перитектической реакции из СаА12 при 697°С [13] (рис.
12). Растворимость кальция в твердом алюминии при эвтектической температу-
температуре составляет ^— 0,01 % или менее [14]. В сплаве с 7,6% Са, охлажденном со
сверхбольшими скоростями, наблюдаются две фазы [15].
СаАЦ B7% Са) имеет тетрагональную объемноцентрированную решетку
A0 атомов в элементарной ячейке, пространственная группа IJmmm) с пара-
параметрами а = 4,36°А, с= 11,09 А°, у = 2,35 г/см3, HV 2000—2600 МЫ/м2 [16—
18]; теплота образования 50 кДж/моль [19]. В работе [20] сообщается о
стабильности фаз СаА12 и СаАЦ в расплаве, в [21, 21Ь] —о структуре и свой-
свойствах однонаправленно кристаллизующейся эвтектики.
Плотность по мере увеличения содержания кальция снижается линейно и
находится в пределах ошибки расчета [22—25]. Поверхностное натяжение
жидкого алюминия заметно снижается; при добавке 1 % Са — примерно на
50% [26, 27]. Параметры решении не меняются [28], электросопротивление
меняется линейно до значения примерно 5-10~8 Ом-м при 5% Са [23, 29, 30]
и до 30-Ю-8 Ом-м при 27% Са (СаАЦ) [31]. Существуют различные мне-
мнения о влиянии добавок кальция на механические свойства: по данным [32,33],
29

т.к
1200
1000
800
10
т
Са, % (am.)
20
30
А1
t,c
927
727
527
10
40
50
20 30
Са %(по массе)
Рис. 12. Диаграмма состояния А1—Са
он способствует небольшому повышению прочности, а по данным i[23]» зна-
значительно снижает ее. При концентрации 5.% Са модуль Юнга снижается до
55 ГН/м2 [34]. Небольшие добавки кальция @,01%) не оказывают заметного
влияния на коррозию по границам зерен алюминия высокой чистоты [35, 36],
но добавки >0,Г5% Са резко понижают коррозионную стойкость {32, 37].
Влияние СаО на рекристаллизацию сплавов высокой чистоты описано в работе
[38].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 Л Chretien, etc., Aluminium: Rapp. Congr. Intern., Paris, 1954, v. 1, 103.
2." C. Hardy, Met. Progr., 1941, 40, 70.
3. P. T. Stroup, JIMMA, 9, 130.
4. A. I. Yukova, etc., {А. И. Юкова и др.), МА 2, 1284.
5. G. Doan, JIM 37, 448.
6. /. D. Grogan, CA 20, 3423.
7. W. Kroll, JIM, 36, 432.
8 T. A. Badaeva, etc. (Т. А. Бадаева и др.), JIMMA 12, 42.
9." M. Tournaire, etc., JIMMA 27, 301.
10. /. Czochralski, etc., JIMMA 4, 85, 494; 5, 838.
11. W. Bungardt, JIMMA 8, 306.
12. M. Paic, JIMMA 19, 625.
13. Hansen, 1958.
14. E. H. Wright, etc., Alcoa Res. Labs., Tech. Pap, 15, 1960.
J5. G. Beghi, etc., Met A 1, 121030.
16. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
17. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
18. E. R. Petty, JIMMA 28, 779.
19. O. Kubaschewski, etc., JIMMA 28, 41.
20. P. V. Geld, etc., JIMMA 29, 139.
21. N. K. Street, etc., MA 1, 120001.
21b. R. Matera, etc., Met A 7, 620016.
22. /. D. Edwards, etc., JIM 37, 448.
23. G. Bozza, etc., JIM 41, 435.
24. /. Meyer, etc., CA 24, 2095.
25. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
26. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.

10
C6,%fam.J
20 30
40
70
WOO
800
600
727
527
327
Al
20
40
Cd,
60
' массе)
80
С 6
Рис. 13. Диаграмма состояния Al—Cd
динамические свойства ,[10—13]. Закалка из жидкого состояния (со сверх-
сверхбольшими скоростями охлаждения) не приводит ни к образованию метаста-
бильных фаз, ни к увеличению растворимости кадмия в твердом алю-
алюминии [14].
Параметр решетки алюминия по мере увеличения содержания кадмия
уменьшается до 4,0494 А при 0,25% Cd [8, 15] и до 4,0493 А (экстраполи-
(экстраполированное значение) при концентрации, отвечающей предельной раствори-
31
27. Л. М. Korolkov, etc.
28. G. Falkenhagen, etc.,
29. №• Fraenkel,
30. F. Monteriol,
31. /. Af. Breckenridge,
32. B. /\ Grashchenko, etc.
33. Af. V. Zakharov, etc.
34. A^. Dudzinski,
35. M. ?. Straumanis, etc.,
36. O. P. Arora, etc.,
37 F. Совл — Porisini, etc.,
38. 7\ Л. El — Bassyouni, etc.,
[А. М. Корольков и ДР.).
Z. Metallkunde, 1952, 52,
JIM, 53, 694.
Metaux Согг., 1963, 38, 171, 226.
JIM 4, 303.
(Б. Ф- Гращенко и др.),
(М. В. Захаров и др),
ЛММА 20, 80.
ЛММА 17, 439.
ЛММА 30, 465.
Met A 2, 351203.
Met A 6, 140216.
MA 1, 254.
JIMMA 3, 439; 4, 545.
JIMMA 28, 713.
72.
Al - Cd
Кадмий — второстепенный легирующий
медью. Он повышает эффект упрочнения
А1—Cd—Си). Кадмий применяют в качестве
шипниковых сплавах [1] и для получения
нической обработке сплавов [2, 3].
Алюминий и кадмий ограниченно
Монотектическая точка соответствует
личением концентрации кадмия граница
вверх и при температуре кипения кадмия
15%. При 421°С и -99,9% Cd
Ж-э-Al+Cd. Растворимость кадмия в
при 649°С, 0,24%-при 577°С, 0,05%
(экстраполированное значение) — при
элемент некоторых сплавов с
при старении (см. систему
смазывающего элемента в под-
крошащейся стружки при меха-
растворяются в жидком состоянии.
7—7,5% Cd и 649°С ,{4—6], а с уве-
растворимости поднимается резко
G65°С) составляет приблизительно
происходит эвтектическое превращение
твердом алюминии составляет 0,4%
-при 327°С '[6-8] и 0,0002%
177°С [9] (рис. 13). Изучены термо-

мости @,4% Cd). Электросопротивление несколько увеличивается [16—18]
и при 7% Cd составляет примерно 2,75-10~8 Ом-м {19]; поверхностное
натяжение снижается [20, 20 Ь]. Отношение межфазных поверхностных
энергий 7СA(ж) : Ya1(T) = 0,7 при концентрации^ 98,7% Cd, а затем падает до
<0,5. Изучена связь между энергиями и образованием трещины при сварке
[21]. Модифицирующий эффект от введения кадмия незначительный '[22].
При концентрации до 10% кадмий незначительно влияет на механические
свойства в отожженном или наклепанном состоянии i[23—25], но после
термической обработки наблюдается некоторое повышение свойств [19].
Коррозионная стойкость немного повышается в кислых, но не в щелочных
растворах '[26]. Прочность слоистых материалов, полученных из алюминия
и кадмия, тем выше, чем тоньше слои [27].
В сплавах системы А1—Cd при старении образуются зоны ГП [28] и
промежуточная фаза [29]. Зоны образуются по плоскости алюминия A11),
а промежуточная фаза имеет гексагональную решетку с ориентационным
соотношением: (OOl)cdli A11) ai- Параметры решетки промежуточной фазы
о о о
а = 2,9 А, с=,5,3 А, параметры решетки чистого .кадмия а = 2,98 А, с =
= 5,62 А.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Р. Т. Holligan, CA 41, 4748.
2. Н. Kastner, JIMMA 4, 138, 464.
3. Л. Ruhenbeck, JIMMA 20, 83.
4. N. F. Bugden, JIM 37, 448.
5. F. A. Cafasso, etc., J. Phys. Chem., 1962, v. 66, p. 1023.
6. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Russ. J. Inorg. Chem., 19G3, v. 8, p. 864. (Жур-
(Журнал «Неорганическая химия»), 1963, № 8, с. 864.
7. L. E. Samuels, JIMMA 23, 879.
8. R. Rolls, etc., MA 2, 161.
9. H. K. Hardy, JIMMA 18, 163; 19, 637.
10. F. E. Wittig, etc., JIMMA 32, 395.
11. B. Predel, MA 2, 353.
12. V. N. Darilin, etc. (В Н. Дарилин и др.), Met A 3, 150348.
12b. G. S. Makarov (Г. С. Макаров), Met A 4, 440218.
13. G. L Batalin, etc. (Г. И. Баталия и др.), Met A 6, 151592.
14. R. Ricci — Bitti, etc., Met A 3, 210117.
15. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 175, 825.
16. W. Frankel, JIM, 53, 694.
17. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
18. F. Monteriol, Metaux Corr., 1963, v. 38, p. 171, 223.
19. M. Hansen, etc., JIM 50, 151; 51, 120.
20. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
20b. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615.
21. /. H. Roger son, etc., JIMMA 31, 783.
22. 5. Terai, JIMMA 30, 399, 877.
23. H. Schirmeister, JIM, 16, 239.
24. M. V. Zakharov, etc. (M В. Захаров и др.), MA 1, 254.
25. H. Borchers, etc., Met A 4, 311233.
26. M. Straumanis, etc., JIMMA 5, 155; 17, 439.
27. V. S. Kopan, etc., Met A 3, 311577.
28. S. Ceresara, etc., Met A 2, 140236.
29. /. M. Silcock, JIMMA 23, 111.
Al - Ce
Добавки церия к алюминиевым сплавам приводят к нейтрализации
влияния железа и кремния [1—5], повышению прочности без потери про-
проводимости [5—8], измельчению зерна [6, 9, 10] и улучшению обрабатыва-
обрабатываемости резанием [6].
На диаграмме состояния А1—Се со стороны алюминия образуется
эвтектика А1+СеА14, отвечающая концентрации приблизительно 12% Се и
637°С [2, 3, 11]. Изучены структура и свойства однонаправленно кристалли-
кристаллизующейся эвтектики '[12, 12 Ь]. Растворимость церия в твердом алюминии
составляет 0,05% при эвтектической температуре, 0,04% при 627°С и 0,01%
при 527°С [13] (рис. 14). При закалке из жидкого состояния со скоростью
105—106°С/с образуется твердый раствор, содержащий до 9% Се [14, 15].
Изучены термодинамические свойства сплавов [15 Ь, 15с]. Низкотемпера-
32

Се,%(т.)
5 W
р(СеАЦ)+СеА12
сс(СеАЦ)+СеА12
727
327
20
Рис. 14. Диаграмма состояния А1—Се
SO 40
Се f% (no массе)
50
60
турная форма соединения СеАЦ E6,5% Се),, по данным [16—20], имеет
объемноцентрированную тетрагональную решетку (пространственная группа
Itfmtnm, 10 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=4,36-т-4,38 А,
с= 10,03-М 0,12 А, а по данным [21, 22], это соединение имеет орторомби-
ческую решетку (пространственная группа / ттт или / тта, 30 атомов в
о о о
элементарной ячейке) с параметрами а=4,395 А, 6=13,025 А, с= 10,092 А;
Y==4,05 г/см3. Однако, но данным [23], орторомбическая решетка соот-
соответствует соединению Се3А1и E8,6% Се) с 28 атомами в элементарной
ячейке; при 1027°С это соединение превращается в высокотемпературную
форму с неизвестной кристаллической структурой, которая образуется при
1227°С но перитектической реакции из СеА12. Изучены магнитные свойства
соединений [24], электросопротивление под давлением соединения CeAl3
[24 b]. В работах [13, 19, 25—33] сообщается о существовании нескольких
соединений с большим содержанием церия, об их кристаллической структуре,
составе и свойствах. Параметр решетки алюминия и электросопротивление
мало меняются при увеличении концентрации церия [5, 11],, плотность уве-
увеличивается до 2,707 г/см3 при 0,5% Се [34], поверхностное'натяжение сни-
снижается [35]. Церий не оказывает модифицирующего влияния на кристал-
кристаллизацию алюминия [36]. Повышение прочности и твердости и снижение
величины относительного удлинения незначительны, как это имеет место при
введении добавок нерастворимых составляющих [3, 5, 8, 10, 37—41].
Изучено увеличение пластичности алюминия при введении добавок церия
или редкоземельных смесей [42]. В работах '[3, 36, 39] сообщается о не-
небольшом понижении коррозионной стойкости алюминия с увеличением со-
содержания церия, тогда как в работах [5, 43] — о небольшом повышении
коррозионной стойкости.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Anon, JIMMA 2, 213.
2. К. L. Meissner, JIM 31, 410; 35, 534.
3. М. Bos shard, CA 28, 7228.
4. С. Panseri, etc., JIMMA 14, 431.
5" ^ioo^' Krupoikin' etc- (Ю- M- Крупоткин и др.), MA 1, 1713; Met A 1, 351210; 2,
olii<c91; 5, 332012.
6. /. M. Mahajan, etc., Met A 1, 311041.
Зак. 218
33

7. /. 5. Hirschhorn, Met A 4, 4600121
8. P. S. Venkatesan, etc., Met A 4, 310405.
9. R. Irmann, JIMMA 4, 545, 664.
10. R. Sharan, etc., JIMMA 32, 1196.
11. H. Nowotny, JIMMA 9, 304.
12. N. K. Street, etc., Met A 1, 120001.
12b. R. Matera, etc., Met A 7, 620016.
13. M. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 2, 110183, 110294.
14. A. K. Kushnereva, etc., (А. К. Кушнерова и др ), Met A 2, 110723.
15. G. Seg/u, etc., Met A 1, 121030.
15b. V. I. Kober, etc., Met A 6, 151741.
15c. B. I. Sergin, etc. (Б. И. Сергин и др.), Met A G, 440296.
16. Hans en, 1958.
17. A. Iandelli, JIMMA 27, 178.
18. Elliott, 1965.
19. V. A. Podergin (В. А. Подергин), MA 1, 1809.
20. Shunk, 1969.
21. К. Н. J. Buschow, etc., MA 2, 481.
22. /. /. Zalotsky, etc., MA 2, 1340.
23. A. H. Gomes de Mesquita, etc., Acta Cryst., 1969, v. 22, p. 497.
24. V. Niculescu, etc., Met A 5, 150357; 6, 331696.
24b. A. Percheron, etc., Met A 6, 331992.
25. /. H. N. van Vucht, etc., JIMMA 32, 1196.
26. /. H. N. van Vucht, etc., MA 1, 1017.
27. K. H. J. Buschow, etc., MA 2, 1058.
28. E. Ryba, Met A 1, 710180.
29. С Becle, etc., MA 1, 120131.
30. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
31. К. Н. Mader, etc., Met A 2, 330312, 330313.
32. A. Meyer, Met A 2, 210209.
33. К. Н. J. Buschow, etc., Met A 3, 331171.
34. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
35. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
36. H. G. Bowen, Jr., etc., JIMMA 16, 11.
37. L. Guillet, JIM 28, 590.
38. H. W. Gullet, etc., JIM 32, 526.
39. /. Schulte, JIM 35, 534.
40. W. Kroll, JIM 36, 432.
41. 5. Smirnov (С. Смирнов), JIMMA 11, 284.
42. K. Nakajima, etc., WAA 6, 530189.
43. R. Sharan, etc., Met A 2, 350299.
Al — Cl
Хлор в виде газа или легко разлагающегося соединения (ZnCl2, AlCIa,
ВС13, гексахлорэтана и др.) широко применяют при рафинировании распла-
расплавов алюминия; в смеси с аргоном, гелием, азотом и моноокисью углерода —
для такого же рафинирования, но при меньшем загрязнении атмосферы.
Твердые примеси удаляют из расплавов посредством флотации, и растворен-
растворенный водород диффундирует в пузырьки хлора и выносится на поверхность.
При очистке от окислов одновременно происходит дегазация, поскольку по-
пористые окисные частицы могут захватить большое количество газа [1—29].
Обработанные таким способом расплавы содержат незначительное количество
водорода (<0,1 мл/100 г А1) [19, 30—34].
Удаление магния из алюминия [13, 19, 23, 33, 35, 36] сопровождается
реакцией [36 b] 6Mg+3Cl2+Al2O3-^3(MgCl2-MgO)+Al. Если количество
магния, которое должно быть удалено, относительно высокое (>0,3% Mg),
то большинство примесных частиц (потенциальных зародышей при кристал-
кристаллизации) также удаляется и последующие отливки имеют очень грубое
зерно. Затем в реакции используется соединение S2C12 [37]: 3Mg+(S2Cl2-^
->2MgS+MgCl2. Очистку расплавов производят также жидкими смесями
хлоридов, таких как NaCl, KC1, обычно в смеси со фторидами. А12Оз легко
разлагается в расплавленной смеси солей и вымывается из расплава. Газ,
захваченный окисью, также удаляется из расплава. В работе [29] сооб-
сообщается о методах непрерывной очистки расплавов.
Неоднократно изучали реакцию ЗА1С1->2А1+А1С13 в качестве способа
для получения или рафинирования алюминия [38—47 Ь]. Применение А1С1а
как компонента расплавленных солей электролитических ванн для осажде-
осаждения и рафинирования алюминия рассмотрено в работах [48—50].
Добавление хлора к инертным газам, используемым при1 дуговой сварке,
34

приводит к получению более качественных швов, абсолютно не содержащих
окислов [51]. Исследован процесс абсорбции хлора чистыми поверхностя-
поверхностями алюминия [51 Ь].
Монохлорид А1С1 E6,8% СП—соединение, стабильное в паровой фазе,
при охлаждении разлагается на А1 и А1С13 [52]. Значения теплоты образо-
образования А1С1 колеблются от —20 до —67 кДж/моль [53—55], с селективным
значением 49 кДж/моль '[56]. Теплота возгонки составляет 185 кДж/моль
Изучены тепловые свойства соединений А1С13 и А12С1б:
Температура, °С:
кипения 159—vl64 [61,62]
возгонки 180 [58, 61]
критическая 357 [63]
Тройная точка:
температура, °С 190 [61]
давление, МН/м2 0,235 [61]
Теплота образования, кДж/моль:
А1С1, 700 [54,64,65,
66]
Aid, 37 [61]
AUCl. 1300 [54, 65, 67]
Теплота, кДж/моль:
плавления А12С1б 7i2 [58, 61]
диссоциации А12С1б 120 [58, 61]
испарения АЦС1б 40 [61]
возгонки А12С16 ПО [58,61,62]
Образование соединения А1С12 G2,4% С1), вероятно, не рассматривается
при низких температурах; расчетная теплота образования его составляет
—330 кДж/моль [56, 57].
Соединение А1С13 G9,8% С1)—обычно димерное в газообразном со-
состоянии; при температуре, близкой к температуре кипения A77°С), моно-
мономерная форма составляет 0,02% [58]. А1С13 имеет моноклинную решетку с
параметрами: а=5,92 А, 6=10,22 Д, с = 6,16 А; Р = 108° A6 атомов в эле-
элементарной ячейке, пространственная группа С2[т) [59, 60].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. D. R. Tullis, JIM 39, 510.
2. W. Rosenhain, etc., J. Inst. Metals, 1930, v. 44, p. 305.
3. W. Koch, Metallwirtschaft, 1931, Bd 10, S. 69.
4. D. R. Tullis, JIM 47, 604; JIMMA 3, 570.
5. ?. Zielinski, CA 28, 437.
6. H. Bohner, Metall Erz., 1933, Bd 30, S. 334.
7. L. I. Dmitriev (Л. И. Дмитриев), JIMMA 5, 837; 7, 266.
8. W. O. Kroenig, etc. (В. О Крениг и др.), JIMMA 5, 224.
9. R. De Fleury, JIMMA 16*. 88.
10. G. W. Birdsall, С А 41, 5828.
11. L. M. Grand. JIMMA 16, 85, 169.
12. W. Kotte, etc., JIMMA 17, 949.
13. W. Dautzenberg, JIMMA 18, 439; 19, 227; 20, 911; 21, 55.
14. T. Morinaga, etc., JIMMA 22, 701.
15. A. W. Brace, JIMMA 20, 653, 903.
16. W. Buchen, JIMMA 21, 639.
17. К. Е. Mann, JIMMA 21, 639.
iq n ? Enikeev (Г. С. Еникеев), JIMMA 25, 625.
19. G D. Denyer, JIMMA 30, 753.
21 H PA.lv<?nov> ?c- (Я- п- Иванов и др.), JIMMA 31, 757, 762.
99' %' 9}п?ег&> etc- MA 1, 131; 2, 1290.
ii K- 9' Hornun8, MA 2, 296.
it л Lagowski, Met A 3, 510247.
25 Q A nJjfF6^0' ftc< iA- A' Остапе^о и др.), Met A 2, 510842.
26 о М кГЛ*1и* е}С" {Г- A' ДеРягин и ДР.), Met A 3, 430111.
28 G Brn6?' Met A 4' 430036-
28b A J Гпе>, et5*' Met A 3> 460068-
^od. л. /. Copeland, etc., Met A 5, 430193.
2 Зак. 218
35

28c. R. J. Adamo, etc., Met A 5, 430192; 6, 460006.
28d. W. Thury, etc., Met A 6, 460021.
28e. P. Presche, Met A 6, 560276.
28f. L. С Blayden, etc., WAA 7, 310042.
29. M. V. Brant, etc., Met A 3, 430139.
30. W. Bunk, etc., Met A 2, 130301.
31. H. Yamada, etc., Met A 3, 430126.
32. L. Szabo, Met A 4, 510071.
33. K. O. Hornung, Met A 3, 430185.
34. Y. P. Pimenov, etc. (Ю. П. Пименов и др.), Met A 4, 440264.
35. Schneider, etc., JIMMA 18, 52.
35b. E. Gerdes, etc., Met A 6, 430104.
36. H. Scheuten, JIMMA 26, 1092.
36b. F. A. Crossley, Thesis, 111. Inst. Tech. Chicago, 1947.
37. A. Domony, etc., JIMMA 20, 361.
38. W. Klemm, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1943, v. 251, p. 233.
39. P. Weiss, etc., JIMMA 18, 382.
40. L. M. Foster, etc., JIMMA 18, 2.
41. R. Heimgartner, JIMMA 21, 91.
42. P. Gross, etc., JIMMA 23, 474.
43. W. Hirschwald, etc., С А 52, 9730.
44. A. I. Belyaev, etc. (А И. Беляев и др ), JIMMA 26, 865.
45. L. A. Yerkes, etc., JIMMA 29, 847.
46. H. Mitani, etc., Met A 1, 150488; 4, 430030.
47. T. Kikuchi, etc., Met A 2, 440225; 6, 440198, 440199, 440200.
47b. H. Nagai, etc., WAA 6, 240006, 240007.
48. V. A. Plotnikov, etc. (В. А. Плотников и др.), JIMMA 2, 451; 3, 249; 5, 299.
49. К. M. Gorbunova, etc. (К. М Горбунова и др.), С А 28, 4984.
50. /. Czochralski, etc., JIMMA 3, 557.
51. М. В. Kasen, etc., JIMMA 26, 725.
51b. Т. Smith, Met A 6, 340201.
52. P. Gross, etc., JIMMA 17, 517; 18, 146.
53. M. Heise, etc., CA 46, 7874.
54. D. Rossini, etc., US Nat. Bur. Stds., Circ, 500, 1952.
55. S. A. Semenkovich, С А 54, 19252.
56. JANAF, Thermochemical Tables, Dow. Chemical Co., Midland, Michigan, 1960.
57. F. Irmann, CA 44, 430.
58. W. Fisher, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1932, Bd 205, S. 37.
59. /. A. A. Ketelaar, etc., CA 42, 434.
60. /. D. Corbett, etc., J. Am. Chem. Soc, 1953, v. 75, p. 5238.
61. A. Smits, etc., CA 33, 69.
62. T. G. Dunne, etc., CA 52, 13352.
63. Z. Rotinjanz, etc., Z. Physik. Chem., 1914, Bd 87, S. 635.
64. A. Roth, etc., Z. Elektrochem., 1934, Bd 40, S. 89.
65. R. R. Bichowsky, etc., The Thermochemistry of the Substances, Reinhold, 1936.
66. H. Siemonsen, CA 45, 7864.
67. W. D. Treadwell, etc., С А 29, 2065.
Al —Co
В сплавах, содержащих >5% Si, кобальт лучше, чем марганец и хром,
компенсирует вредное действие железа, так как он не образует соединений
с кремнием. Однако на практике предпочитают снижать содержание железа
в сплавах, а не компенсировать его. Метод однонаправленно кристаллизую-
кристаллизующейся эвтектики можно применять для получения композиционного мате-
материала, армированного волокнами [1—2].
На диаграмме состояния А1—Со со стороны алюминия при ~ 1 % Со и
657°С происходит эвтектическое превращение Ж-^А1+Со2А1э. Растворимость
кобальта в твердом алюминии составляет <0,02% при эвтектической тем-
температуре и, вероятно, понижается с понижением температуры [3,4] (рис.15).
При быстрой закалке из жидкого состояния твердый раствор может содер-
о
жать до 6,5% Со, параметр решетки алюминия уменьшается до 4,024 А
[5—7]. Изучены термодинамические свойства сплавов [7Ь].
Соединение Со2А19 C2,7% Со) имеет моноклинную решетку ((простран-
((пространственная группа Р2\/с, 22 атома в элементарной ячейке) с параметрами а=
= 6,213 А, 6 = 6,29 А, с = 8,556 А; р = 94°76' [7 с, 8]. Кристаллическая струк-
структура соответствует принятой формуле, но кристаллы химического соединения,
выделенного из сплавов, богатых алюминием, содержат в среднем 33,25% Со,
что в большей степени соответствует формуле C03AI13 '[9, 9Ь]. Соединение
C02AI9 имеет у—3,67 г/см3 [10]; при комнатной температуре HV 6500—
36

7500 МН/м2 [11] и практически не меняется до 427°С [12]; теплота обра-
образования Со2А19 составляет 30 кДж/моль [13]. Изучена электронная струк-
структура этого соединения [13 Ь, 14], оптические свойства [15, 16].
По мере увеличения концентрации кобальта плотность алюминия уве-
увеличивается линейно до значения, отвечающего плотности C02AI9 '[17, 18];
удельное электросопротивление также повышается линейно до 3,1Х
XIО"8 Омм в сплаве с 3% Со [19—21]. Изучено электросопротивление при
Со,% (am.)
т.к
mo
woo
600 \L
10
20
1127
— 727
Al
10 20 30
Со; %(по массе)
40
Рис. 15. Диаграмма состояния А1—Со
низких температурах [21 Ь]. При введении кобальта жидкотекучесть алю-
алюминия уменьшается, а коэффициент усадки увеличивается. Технологичность
сплавов понижается [20—24], сплав, содержащий более 10% Со, не может
быть прокатан [25]. Добавки кобальта не оказывают модифицирующего
влияния на алюминиевые отливки [26—28]. Небольшое повышение прочно-
прочности наблюдается при введении кобальта [20, 23, 25„ 29, 30], чуть больше —
от введения кобальта вместе с молибденом [30 Ь]\ Однако сопротивление
ползучести повышается значительно [31].
Кобальт повышает температуру рекристаллизации алюминия после де-
деформации, равной 5%, но снижает ее после деформации 95% l[32]. Модули
упругости и сдвига увеличиваются, а коэффициент Пуассона уменьшается
[17]. Коррозионная стойкость сплавов с кобальтом выше, чем сплавов с
медью, но несколько хуже, чем чистого алюминия [20, 23].
Подвижность кобальта в алюминии очень мала (Д>=1,Ы0-6 см2/с),
энергия активации также невелика (Q = 0,85 эВ) [33]. Эти данные интер-
интерпретировали как следствие того, что диффузия происходит по путям корот-
коротких циркуляции, таким как дислокации, скорее, чем по кристаллам,
поскольку растворимость кобальта в алюминии очень мала. Скорость ра-
растворения кобальта в расплавленном алюминии при отсутствии интенсивного
перемешивания лимитируется диффузией и имеет энергию активации
1>о/ эВ [36].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1Ь %' м В9г^1аУ- etc., Met A 5, 110298; СА 79, 140361Z.
3. Hansenni%e^~ DaVieSt *С' Met А 4' 140364'
W. L. Fink, etc., JIM 50, 221.
37

5. В. С. Giessen, Ed., Developments in the Structural Chemistry of Alloy Phases, 227,
Plenum Press, 1969.
6. /. Bletry, Met A 3, 121324.
6b. E. Babic, etc. (?. Бабич и др.), Met A 7, 310486.
7. A. F. Polesya, etc. {А. Ф. Полеся и др.). —«Изв. вузов. Цветные металлы». 1970,
№ 13 01), с tll7.
7b. G. /. Bataiin, etc. (Г И. Баталия и др.), Met A 6, 151592.
7с. Т. Godecke, Met A 5. 110847.
8. Pearson, 1.
9. G. V. Raynor, JIMMA 15, 262.
9b. F. Honda, etc., Z. Anal. Chem., 1972, Bd 262, S. 170.
10. A. M. B. Parker, JIMMA 13, 164.
11. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
12. E. R. Petty, JIMMA 28, 779.
13. O. Kubaschewski, etc., JIMMA 28, 41.
13b. G. V. Raynor, etc., JIMMA 16, 266, 331, 633; 17, 571; 18, 514.
14. L. Pauling, JIMMA 19, 25.
15. /. Farran, JIMMA 13, 75.
16. D. A. Kiewit, etc., MA 2, 832.
17. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80: 22, 1025.
18. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
19. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
20. Y. M. Krupotkin, etc. (Ю. М. Крупоткин и др ), MA 1, 1079, 1713; Met A 1, 351210;
2, 312291.
21. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
21b. R. Krsnik, etc., Met A 6, 331828.
22. Anon., JIM 35, 728, 729.
23. S. Daniels, JIM 37, 449.
24. N. I. Korneev, etc. (H. И\ Корнеев и др.), Met A 2, 310307.
25. H. Schirmeister, JIM 16, 239.
26. M. G. Bowen, Jr., etc., JIMMA 16, 11.
27. M. Nakamura, etc., JIMMA 24, 147.
28. G. V. Samsonov, etc. (Г. В. Самсонов и др.), JIMMA 32, 393, 577; MA 2, 325.
29. P. Ludwig, JIM 15, 348.
30. T. Morinaga, JIMMA 7, 469.
30b. H. Schirmeister, JIM 6, 334; 11, 299.
31. V. P. Ermakov, etc. (В. П. Ермаков и др.), Met A 4, 311906.
32. К. Shimizu, etc., LMJ 1, 57.
33. K. Hirano, etc., JIMMA 30, 641.
34. R. W. Balluffi, JIMMA 31, 334.
35. A. J. Mortlock, JIMMA 32, 787.
36. /. B. Darby, etc., JIMMA 31, 239.
Al-Cr
Хром добавляют к алюминиевым сплавам для ликвидации вредного
влияния железа и получения золотистого цвета при анодировании. В спла-
сплавах Al—Zn—Mg хром существенно влияет на образование зон ГП, особенно
по границам зерен.
На диаграмме состояния А1—Сг со стороны алюминия в результате
перитектической реакции образуется твердый раствор с содержанием
0,»% Сг из Сг2А17 и жидкости с 0,33% Сг при 661,4°С. Реакция Ж+
+Cr2Alu-^CrAl7 происходит при 790°С и ~2,5% Сг [1—4]. Растворимость
хрома в твердом алюминии снижается от 0,8—0,85% при 66ГС до 0,7%
при 627°С„ до 0,55% при 527°С и до 0,30% при 427°С [1,3, 5—8] (рис. 16).
Формула фазы, образуемой со стороны алюминия, СгА17 B1,6% Сг) [1,
7, 9], хотя кристаллы, извлеченные из расплава, имеют более высокое со-
содержание хрома, больше соответствующее формуле СгА16 [3, 10].
В табл. 1 представлены четыре различные кристаллические структуры
СгА17.
Фаза СгА17 имеет HV 5000—7000 МН/м2 [3, 11, 12] при комнатной
температуре, линейно снижается до 4000 МН/м2 при 527°С и затем резко
снижается [13]. Магнитная восприимчивость этого соединения равна 17Х
ХЮ~3 мм3/моль [14, 15]. При 627°С прочность соединения СгА17 макси-
максимальная A4 МН/м2), с понижением температуры она резко снижается
[16], 6 = 0,6%. Теплота образования равна 13 кДж/моль [17]. Исследованы
растворение СгА17 при анодировании [18] и распределение электронов [4,
19, 20]. Изучены соединения с большим содержанием хрома [21—24].
При скоростях охлаждения 10е—107 К/с получены однофазные сплавы
с содержанием более чем 10% Сг; перитектические реакции при этом пол-
38

Cr, % (am.)
5 10
"Г
т
Al
10 15
Cr; %(no массе)
Рис. 16. Диаграмма состояния А1—Сг
Таблица 1
КРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ СТРУКТУРЫ СгАЬ
20
25
Тип решетки
Орторомбическая . .
Моноклинная . . .
Орторомбическая .
Моноклинная* . . .
о
Параметры решетки, А
а
20,30
20,43
24,8
25,196
Ь
35,31
7,62
24,7
7,574
с
12,75
25,31
30,2
10,949
Р,
град—мин
155—10
128-43
Число
атомов
в эле-
мен-
ментарной
ячейке
1100
104
г/см3
30,50
3180
Лите-
ратур-
ратурный
источ-
источник
9
6
14
10
Пространственная группа С 2/пг.
ностью подавляются и образуются метастабильные фазы '[25—35 Ь]. Пере-
Пересыщенные растворы могут быть также получены спеканием алюминиевых
порошков, смешанных с соединениями, богатыми хромом '[36]. Вибрация в
процессе кристаллизации увеличивает размер первичных кристаллов
о
Параметр решетки алюминия уменьшается до значения 4,046 А, отве-
отвечающего предельной равновесной растворимости [6], и до 4,026 А, когда в
результате быстрой закалки из жидкого состояния в твердом растворе со-
содержится 5,7% Сг '[25—29, 33, 38]. Плотность сплава с 6,37% Сг в твердом
состоянии составляет 2,88 г/см3 и повышается до значения 3,18 г/см3, от-
отвечающего плотности СгА17 [10, 39, 40]. Плотность сплава в жидком со-
состоянии также непрерывно изменяется по мере увеличения содержания
хрома [41]. Электросопротивление повышается приблизительно до 5Х
ХЮ 8 Ом-м при предельной равновесной концентрации и до 9-Ю-8 Омм,
39

когда в твердом растворе содержится 2% Сг [29, 33, 42—47]. Удельное
электросопротивление при низких температурах исследовано в работах
'[48—48 d]. С повышением концентрации хрома магнитная восприимчивость
повышается [20, 49—52]. Вязкость расплавов с 20% Сг повышается при-
примерно на 25%, отклонение от закона аддитивности указывает на образо-
образование кластеров в расплаве [53, 54]. Температурный коэффициент линей-
линейного расширения в интервале 27—127°С снижается до 23• 10~6 м/(м-К) при
концентрации 0,8% Сг и составляет 21,2-10~ м/(м-К), если в твердом
растворе присутствует 2,9% Сг [5, 27]; усадка при кристаллизации значи-
значительно увеличивается '[55]. При добавлении хрома поверхностное натяжение
жидкого алюминия сильно меняется .[56]. Т. э. д. с. пары сплав с 0,1% Сг—
алюминий чистотой 99,99% составляет—148-10"9 В/К [57].
В отожженном материале твердость повышается пропорционально со-
содержанию хрома, и при концентрации 5,6% Сг HV 360 МН/м2. Предел
прочности и относительное удлинение существенно не изменяются от введе-
введения хрома: у сплава с 1% Сг ав=150 МН/м2 и 6=17%, а при дальнейшем
увеличении концентрации хрома прочность снижается [54, 58—60]. Термиче-
Термическая обработка практически не влияет на эти свойства, но в сплавах, за-
закаленных из жидкого состояния, если содержание хрома в твердом
растворе намного выше предела растворимости например с 5,7% Сг, HV~
— 1000 МН/м2, а0>2=600 МН/м2 [26—29, 34, 61, 61 Ь]. По мере растворения
каждого процента хрома модуль упругости повышается для отожженного
материала на —3,3 ГН/м2 и для литого материала на 2,7 ГН/м2 [39, 62].
Скорость прохождения ультразвука несколько увеличивается [62], а демп-
демпфирующая способность снижается '[63]. Добавки хрома способствуют зна-
значительному повышению предела ползучести алюминия и мало влияют на
температуру рекристаллизации, особенно при содержании 0,2% Сг [44].
Коррозионная стойкость бинарных сплавов намного ниже, чем чистого
алюминия ;[64, 65]. Растворение хрома в жидком алюминии при ограничен-
ограниченном перемешивании лимитируется диффузией, Q= 1,4 эВ [66].
Упрочнение при старении пересыщенных растворов, получаемых в ре-
результате закалки из жидкого состояния, при температуре ниже 327°С про-
происходит медленно [67]; оно состоит из двух стадий, при этом на второй
Q=2,4 эВ [27]. Обе стадии аналогичны стадиям упрочнения при старении
сплавов [67, 68]. Присутствие неравновесных фаз (СггА1ц) значительно
снижает скорость перехода в равновесное состояние [32]. Частицы СгА17
являются зародышами кристаллов алюминия при переохлаждении лишь на
несколько градусов [69], однако модифицирующий эффект хрома незначи-
незначителен [70—76]. Изучена дислокационная структура монокристаллов, выра-
выращенных из расплава [77].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 W. L. Fink, etc., JIMMA 1, 168.
2. J. A. Vero, JIMMA 20, 367.
3. H. Zoller, JIMMA 28, 858.
4. W. Kdster, etc., JIMMA 32, 554.
5. W. Koch, etc., JIMMA 6, 93.
6. W. Hofmann, etc., JIMMA 7, 198; 9, 304.
7. G. V. Raynor, etc., JIMMA 12, 389; 13, 383.
8. V. N. Vigdorovich, etc. (В. H. Вигдорович и др.), JIMMA 28, 213.
9. A. J. Bradley, etc., JIMMA 4, 328.
10. M. J. Cooper, JIMMA 28, 659.
11. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
12. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
13. ?. R. Petty, JIMMA 28, 779.
14. /. N. Pratt, etc., J. Inst. Metals, 1951/52, v. 80, p. 449.
15. V. I. Chechernikov, etc. (В. И. Чечерников и др.), Met A 3, 151299.
16. R. Lowrie, JIMMA 20, 568.
17. O. Kubaschewski, etc., JIMMA 28, 41.
18. R. D. Guminski, etc., Met A 1, 570375.
19. G. Foex, etc., JIMMA 22, 293.
20. R. Aoki, etc., Met A 2, 331378.
21. Hansen, 1958.
22. Elliott, 1965.
23. M. E. Drits, (M. E. Дриц и др.), Met A 2, 110183.
40

24. Shunk, 1969.
25. G. Falkenhagen, etc., JIMMA 21, 531.
26. N. I. Varich, etc., JIMMA 28, 715; 32, 149.
27. I. M. Яыгои, etc. (Л. M. Буров и др.), JIMMA 31, 494; MA 1, 161, 1509; Met A 1,
110470.
28. P. Esstinger, MA 2, 649, 670.
29. V I Dobatkin, etc. (В. И Добаткин и ДР-), Met A 3, 120238; 7, 120264.
30. N. /. Varich, etc. (Я. И. Варич и др.), Met A 3, 110076, 110741.
31. /. S. Miroshnichenko, etc. (Я. С. Мирошниченко и др.), Met A 2, 110647.
32. Я. D. Vengrenovich, etc., Met A 3, 110502; 4, 110096.
33. R. Ichikawa, etc., Met A 3, 150879; 4, 110291; 5, 140112.
34. A. A. Bryukhovets, etc. (А. А. Брюховец и др.), Met A 3, 540142.
34b. E. Babic, etc. Met A 7, 310486.
35. A. F. Polesya, etc. (А. Ф Полеся и др.), Met A 4, 110735, 120636.
35b. R. Ichikawa, etc., Met A*5, 110821.
36. V. I. Psarev, etc. (В. Я. Псарев и др.), Met A 6, 110843; 7, 110190.
37. R. R. Malinowskii, etc. (P. P. Малиновский и др ), Met A 1, 120055, 510054.
38. /. Bletry, Met A 3, 121324.
39. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80.
40. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
41. E. S. Levin, etc. (?. С. Левин и др.), MA 1, 320230; 3, 320804.
42. Я. Bohner, JIMMA 1, 168.
43. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
44. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265, 775.
45. T. Federighi, JIMMA 23, 609.
40. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
46b. E. Kovacs — Csetenyi, etc., Met A 5, 331771.
47. M. V. Zakharov, etc. (M. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
48. A. D. Caplin, etc. (А. Д. Каплин и др.), Met A i, 331796.
48b. E. Babic, etc., Met A 6, 330374.
48c. /. Toth, Met A 6, 330169.
48d. F. J. Kedves, etc., Met A 6, 150745, 330040, 331052.
48e. C. Berthier, etc., Met A 6, 152069.
49. A. Taylor, etc., J. Phys., 1959, v. 20, p. 829.
50. G. P. Flinn, etc., Phil. Mag., 1967, v. 15, p. 1255.
51. Я. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
52. /. F. Sadoc, Met A 5, 331127.
53. E. S. Levin, etc. (E. С. Левин и др.), Met A 3, 320701.
54. M. R. Sheshardi, etc., MA 2, 125.
55. F. T. Sisco, etc., JIM 35, 534.
56. A. M. Korolkov, JIMMA 24, 673; 28, 713. (A. M. Корольков и др.).
57. С. Crussard, etc., JIMMA 15, 561.
58. Я. Schirmeister, JIM 16, 239.
59. Я. Kimura, etc., Met A 4, 121791, 311299.
59b. E. Nachtingall, Met A 6, 310991.
60. Я. Borchers, etc., Met A 4, 311233.
61. R. R. Malinovsky, etc. (P. P. Малиновский и др., Met A 5, 120716.
61b. /. N. Fridlyander, etc. (Я. Я. Фридляндер и др.), WAA 6, 430025.
62. L. L. Bokhlin (Л. Л. Рохлин и др ), Met A 3, 3200 68, 320147.
63. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 5, 310685.
64. A. I. Golubev, etc. (А. Я. Голубев и др.), Met A 1, 350257.
05. К. Sagimoto, etc., Met A 3, 351213.
66. /. B. Darby, etc., JIMMA 31, 239.
67. V. I. Dobatkin, etc. (В. И Добаткин и др.), Met A 3, 120937.
68. V. /. Elagin, etc. (В. И. Елагин и др.), Met A 4, 110284.
G9. /. Marcantonio, etc., Met A 3, 120188.
70. М. D. Eborall, JIMMA 17, 914.
71. V. DePierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517; 20, 340; 22, 25.
72. F. A. Crossleu, etc., JIMMA 19, 533; 20, 97, 696.
73. Г. Amitami, JIMMA 28, 417; 29, 315.
74. F. Lihl, etc., JIMMA 29, 140.
75. S. Terai, JIMMA 30, 399.
70. G. V. Samsonov, etc. (Г. В. Самсонов и др.), МА 2, 325.
77. E. I. Sosnina, etc. (E. И. Соснина и др.), Met A 1, 130917.
Al - Cs
Растворимость цезия в жидком алюминии незначительна [1] и со-
составляет, по-видимому, менее чем 0,0 х% при температуре монотектики
F60°С). Добавки цезия незначительно влияют на механические свойства
алюминиевых сплавов с 0,5—2% Si или дуралюминов [2], но подобно
натрию цезий действует как модификатор сплавов Al—Si вблизи эвтектиче-
эвтектического состава.
41

Диффузия жидкого цезия в алюминии проходит со следующими ско-
скоростями:
t, °C ,227 327
Яповврхн., cmVc " 6,9-Ю-*5 2,4-Ю-'4
Добъемн., cmVc 2,4.10-" 2,8.10-»
Энергия активации объемной диффузии Q = 0,34 эВ [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 /. Czochralski, etc., Wiadomosci, Inst. Met. Metaloz., 1934, v. 4, p. 18.
2. W. Kroll, JIM, 36, 432.
3. V. I. Borodenko (В. И. Бороденко), Met A 2, 130385.
Al - Cu
Медь вводят главным образом в термически упрочняемые алюминиевые
сплавы. Повышение прочности при высоких температурах происходит в ре-
результате образования соединений с железом, марганцем, никелем и другими
элементами. Однако при введении меди снижаются электродный потенциал и
коррозионная стойкость: сплавы с медью обладают повышенной склонностью к
питтинговой коррозии в отожженном состоянии; в закаленном и состаренном
состоянии они склонны к межкристаллитной коррозии или коррозии под на-
напряжением.
о
В расплавах содержатся кластеры СиА12 диаметром 40—100 А [1].
Исследованы термодинамические свойства расплавов [2—9], экзотермиче-
экзотермические реакции жидкой смеси алюминия и меди [7, 10], электронная струк-
структура меди в сплавах [11, lib].
Растворимость меди в твердом алюминии приведена ниже [12—18]:
Температура, °С . . . 547 527 504 477 452 427 402 377
Растворимость:
% (по массе) ... 5,7 5,1 4,05 3,5 2,5 2,0 1,4 1,1
% (ат.) 2,53 2,45 1,80 1,5 1,07 0,86 0,60 0,47
Температура, °С . . . 352 327 302 277 252 227 22
Растворимость:
% (по массе) . . . 0,85 0,70 0,45 0,35 0,2 0,18 0,05 (экстр.)
о/о (ат.) 0,30 0,30 0,20 0,15 0,08 0,07 0,02
Давление снижает растворимость: при давлении 1000 МН/м2 раствори-
растворимость меди в алюминии при 502°С составляет <5% [19]. Растворимость
о
меди в тонких пленках (толщиной до 250 А), полученных быстрой конден-
конденсацией паров, достигает 25% [20]; охлаждение из жидкого состояния со
сверхбольшими скоростями 106—108 К/с повышает растворимость до 30—
35% [21, 21 Ь]; при скорости охлаждения 80—100 К/с избыточные фазы
появляются три 0у2—0,3 [21 с]. Сплав эвтектического состава, охлажден-
охлажденный из жидкого состояния со скоростью 5-109 К/с, имеет аморфное строе-
строение [22].
На диаграмме со стороны алюминия и ликвидус, и солидус близки к
прямым линиям [12], поэтому коэффициент распределения /<"=0,14-т-0,17
может быть использован в интервале концентраций 0—33% Си. Со стороны
алюминия образуется эвтектика Ж-^А1+СиА12 при 547°С и 33,2% Си [23]
(рис. 17). Структура и свойства эвтектики описаны ниже. При закалке из
жидкого состояния эвтектическая структура смещается в направлении более
низкого содержания меди [24].
42

О-Фаза, обычно называемая фазой СиА12, кристаллизуется непосредст-
непосредственно из расплава при 53,3% Си и 59ГС. Она имеет ограниченный интервал
существования 52,5—53,9 Си, который не достигает стехиометрического со-
содержания меди E4,2%) [23, 24Ь]. Фаза СиА12 имеет тетрагональную
г.к
800
600
400
Cu; %(am.J
10 20
591
527
- 327
127
Al W 20 30 40
Си, %('по массеj
Рис. 17. Диаграмма состояния А1—Си
50
решетку (пространственная группа /4/mcm, 12 атомов в элементарной
ячейке) с параметрами а=6,066 А, с=4,874 A; y = 4,34 г/смз [25, 26].
В работе [27] сообщается об аллотропическом строении 6-фазы при 577°С,
однако в более поздних работах об этой форме не упоминается. При
образовании фазы СиА12 путем конденсации газовой фазы ее компонентов
появляются сверхструктурные соединения^ соответствующие частично раз-
упорядоченной фазе СиА12 '[28]. Температурные коэффициенты линейного
расширения СиА12 составляют: 15,9-10~6 м/(м-К) при 27—127°С и 17,2Х
XIО м/(м-К) при 27—527°С {29]; усадка при кристаллизации равна 3%
[30]. Удельное электросопротивление равно примерно 5—6-10—8 Ом-м при
—23°С и плавно увеличивается до 15,5-Ю-8 Ом-м при 527°С [31, 32]. По-
Постоянная Холла положительна {32]. Твердость по Виккерсу при комнатной
температуре составляет 4000—6000 МН/м2 [29, 33—35], при уменьшении
температуры до 327°С плавно снижается и затем быстро падает [31, 36].
Соединение СиА12 чрезвычайно хрупкое при температуре до 477°С ;[37Д;
его пластичность незначительно повышается до 527°С [36, 38—39]. Иссле^-
дованы поведение частиц фазы СиА12 при деформации в алюминиевой
матрице [36, 40—43], их растворение в матрице [43 b—43 d], оптические
свойства СиА12 [44] и электронная структура [45].
При растворении меди в алюминии параметр его решетки уменьшается
линейно до величины 4,038 А, соответствующей предельной растворимости
о
5,7% Си [13, 46], и до величины 3,99 А, отвечающей 35% Си, находящейся
в растворе в случае охлаждения при сверхбольших скоростях [21].
43

Плотность сплавов системы А1—Си (г/см3) возрастает [30, 47—65]:
Содержание Си, % .... 0 4,2 10 20 30 40 50
Плотность сплавов при тем-
температуре, °С:
27 2,7 2,79 2,92 3,15 3,45 3,80 4,20
ббОжидк 2,55 2,65 2,78 3,04 3,30 3,60 4,00
660Тверд 2,38 2,48 2,64 2,88 3,14 3,42 3,80
, 927 2,30 2,37 2,48 2,70 3,00 3,30 3,70
Как можно заметить, изменение плотности при кристаллизации, близкое
к 7% для чистого алюминия, падает до 5% при содержании 8—10% Си, и
затем остается постоянным [50, 53, 60, 66, 67]. В работе [67 Ь] исследованы
объемные изменения при кристаллизации сплавов. Температурный коэффици
ент линейного расширения сплавов снижается пропорционально до значения,
соответствующего коэффициенту для фазы СиА12 [49, 55, 57, 60, 68]. Удель-
Удельная теплоемкость плавно повышается при увеличении содержания меди
[69, 70], но растворение или выделение меди, а также фазовые превращения
при старении сопровождаются выделением или поглощением большого коли-
количества тепла {71—77]. Удельная теплоемкость с учетом температурных из-
изменений гораздо больше зависит от структуры, чем от состава сплава. Теп-
Теплота плавления понижается с 385 кДж/г для чистого алюминия до 350 кДж/г
для сплава эвтектического состава [78]. Температура Дебая повышается до
244°С, что соответствует концентрации 4% Си [79].
Энергия границы раздела жидкость — газ повышается монотонно при-
примерно на 5—il0% при концентрации 10—15% Си, но при дальнейшем увеличе-
увеличении концентрации меди возрастает более резко [61, 80—82]. Добавки строн-
стронция снижают энергию границы раздела [81]. Отношение межфазных поверх-
поверхностных энергий y«t:Ytt в сплаве с 4% Си понижается с 0,515 при 587°С
до <0,5 при 592°С [83]. Энергия границы раздела в эвтектике при мини-
минимальной разориентировке между двумя твердыми фазами СиА12 и А1 состав-
составляет около 0,13—0,17 Н/м [84, 85]. Для разориентированных фаз энергия
раздела равна примерно 0,4—0,6 Н/м, а значение энергии 1,4 Н/м, подсчитан-
подсчитанное в работе [86], вероятно, завышено. По мере растворения меди до
концентрации, соответствующей пределу растворимости в твердом состоянии
E,7% Си), вязкость возрастает, достигая максимума (на ~10% выше вяз-
вязкости чистого алюминия), а затем медленно понижается, достигая значения
вязкости чистого алюминия в сплаве эвтектического состава [87—90]. Повы-
Повышение содержания меди несущественно влияет на температурную зависи-
зависимость вязкости [89—93], особенно, если принять во внимание понижение
температуры плавления. Теплопроводность уменьшается, и влияние меди,
находящейся в твердом растворе, гораздо более сильное, чем тогда, когда
она присутствует в виде соединения СиА12 [94—111]. В отличие от теплопро-
теплопроводности чистого алюминия теплопроводность сплавов повышается с повыше-
повышением температуры, и в точке плавления она примерно на 20—30% выше,
чем при комнатной температуре. При —73°С теплопроводность в два раза
меньше, чем при комнатной температуре; при —263°С она составляет 0,1 от
значения при комнатной температуре [96, 100, 102, 112, 113]. Число Лоренца
при комнатной температуре равно примерно 1,5—1,7• 10—8 Вт/(Ом-град~) и
заметно увеличивается с повышением температуры и содержания меди [100,
105, 107, 109, 112, 114].
Удельное электросопротивление возрастает почти пропорционально
количеству растворенной меди до значения 4—4,5«Ю"8 Ом-м при предельной
растворимости E,7% Си), а затем рост замедляется [115—125] до значения
7—8-Ю-8 Ом-м, отвечающего составу фазы СиА12. В отожженных сплавах
изменение темпа увеличения электросопротивления наблюдается при более
низких значениях электросопротивления, соответствующих пределу раствори-
растворимости при температуре отжига. В работах [111, 126] сообщается о неболь-
небольшом понижении электросопротивления при сжимающих нагрузках и неболь-
небольшом повышении — при растягивающих. Температурный коэффициент электро-
электросопротивления сплавов несколько меньше, чем чистого алюминия [126 Ь].
44

Удельное электросопротивление в жидком состоянии увеличивается линейно
с температурой [126с], при 727°С быстро повышается и достигает максиму-
максимума 80-Ю-8 Ом-м при предельной растворимости в твердом состоянии, а
затем падает до значения, близкого к 45-10~8 Ом-м, отвечающего эвтектиче-
эвтектическому составу. При плавлении удельное электросопротивление монотонно
увеличивается до тех пор, пока твердая фаза мепрерывна, а затем резко
увеличивается, когда нарушается контакт между частицами твердой фазы
[127, 128]. В работе [128 Ь] сообщается об удельном сопротивлении при
низких температурах. Постоянная Холла снижается с —3,44-10 мм3/ С
для чистого алюминия до величины —2,5-10~2 мм3/"С, отвечающей содержа-
содержанию 4>% Си [129]. В сплаве с 2% Си, закаленном из жидкого состояния,
температура сверхпроводящего перехода может быть повышена до —270 С
[130]. Магнитная восприимчивость снижается с 16,5-10~3 мм3/моль для чис-
чистого алюминия до —10-10—» мм3/моль при 4,5% Си и затем плавно умень-
уменьшается до 8-Ю-3 мм3/моль при 37% Си [131—133]. Т. э. д. с. пары сплав
с 4% Си —чистый алюминий составляет 360-10~9 В/К в отожженном состоя-
состоянии и 700-Ю-9 В/К в закаленном состоянии [134—136]. В работе [137] изу-
изучены магнитоакустические эффекты.
По данным [138], отражательная способность в световом диапазоне
снижается с 83% для чистого алюминия до 55% для сплава с 25% Си, а
согласно работе [139], увеличивается непрерывно и достигает максимума
при эвтектическом составе. Добавка меди делает цвет алюминия более белым
В работе [138] приведены коэффициенты поглощения и отражения, в рабо-
работе [140]—оптические свойства и их связь с электронным строением. Ско-
Скорость прохождения ультразвука снижается с 6350 м/с для чистого алюминия
до 6150 м/с для сплава с 30% Си [141]. Коэффициент трения снижается с
добавлением меди i[142].
При повышении содержания меди наблюдается непрерывное увеличение
твердости, а прочность и особенно пластичность зависят от того, в каком
виде находится медь в твердом растворе: в виде округлых и равномерно
распределенных частиц или в виде непрерывной сетки по границам зерен.
Растворение меди приводит к наибольшему увеличению прочности при сохра-
сохранении значительной пластичности, сетка выделений по границам зерен вызы-
вызывает не только значительное ухудшение пластичности, но и уменьшение
прочности из-за сильной хрупкости.
На рис. 18 показаны свойства сплавов алюминий — медь в зависимости
от содержания меди. Если частицы фазы СиА12 имеют округлую форму и
э,МН/м2
400
230 h
бО2,МН/м
200
Ч 8 12
Си. % (по массе)
0
16
Ч 8 12
Си,°/о(по массе)
Рис. 18. Зависимость механических свойств сплавов А1—Си от содержания меди:
И — нагартованное состояние; О — отожженное состояние; Т4 — закаленное и естествен-
естественно состаренное состояние; Т6 — закаленное и искусственно состаренное состояние
45

распределены равномерно, прочность сплава зависит в основном от сред-
среднего расстояния между частицами [143], и твердость по границам
зерен не выше, чем внутри зерна [144]. Модуль упругости увеличивается
пропорционально содержанию меди и достигает значения 10,5 ГН/м2, соот-
соответствующего модулю фазы СиА12 [58, 145]. При температурах, близких к
температуре плавления, модуль упругости приблизительно в два раза мень-
меньше, чем при комнатной температуре [146]. Демпфирующая способ-
способность существенно снижается i[147, 148]. С повышением содержания меди
увеличивается прочность при высоких температурах и снижается скорость
ползучести алюминия в 2—10 раз, но до сих пор отсутствует единое мнение
о том, в каком случае медь более эффективна — если она находится в твер-
твердом растворе или если связана в фазе [149—165]. Энергия активации ползу-
ползучести сплавов с содержанием 0.05—0,3% Си в интервале температур 227—
327°С составляет примерно 1,5 эВ [166]. Усталостная прочность повышается
с увеличением содержания меди в твердом растворе, но в равновесных усло-
условиях (Си<1%) этот эффект небольшой [167—I69]. Термически обработан-
обработанный сплав с 4—5% Си может иметь предел усталости a_i^l20—130 МН/м2
на базе 108 циклов. Усталостная прочность литейных сплавов со смесью
грубых и тонких дендритов невелика ,[169 Ь].
Исследовано влияние упрочнения при старении на усталостные свойства
[170] при деформации и разрушении в твердом состоянии [165, 171—185],
в твердо-жидком состоянии :[186, 187]г
движение дислокаций i[/161, 188J-.
iHa рис. 19 показана зависимость
электродного потенциала по каломельно-
каломельному электроду в растворе NaCl—H2.O2 от
содержания меди. Аналогичные результа-
результаты получены для других растворов
[189—199]-. Коррозия значительно увели-
увеличивается [117, 197, 200—222]: от двойной
или тройной потери массы при введении
3% Си в алюминий чистотой 99% ,[223]-
и до потери в 2000 раз при введении
0,1% Си в алюминий чистотой 99,998%
[204]'. Чем выше чистота алюминия, тем
более заметен эффект от введения первой
добавки. В щелочных растворах медь
вновь осаждается на металле в виде
элементарной меди [223 Ь]. Коррозионная стойкость [224, 225] сильно зави-
зависит от структуры сплавов: медь в твердом растворе оказывает меньшее влия-
влияние, чем в виде фазы СиА12 [226—229], при условии, что старение не разви-
развивается до такой степени, что сплав становится склонным к межкристаллитнои
коррозии или коррозии под напряжением [230—233]. Особенно низкая кор-
коррозионная стойкость у литых сплавов, характеризующихся дендритной лик-
ликвацией и расположением частиц СиА12 между осями дендритов [233 Ь].
Добавки меди несколько измельчают зерно литого алюминия, но степень
модифицирования невелика [234—237]-. Образование центров кристаллизации
в сплавах А1—Си такое же, как в чистом алюминии [238].
В последние годы наблюдается заметный интерес к эвтектике А1—СиАЬ
как композиционному материалу вследствие получаемой относительно совер-
совершенной пластинчатой структуры [239—247]. Пластинчатая структура вблизи
эвтектического состава образуется благодаря «совместному росту» составля-
составляющих [240, 247 Ь, 248], или, что более вероятно, фаза СиА12 зарождает эв-
эвтектику при переохлаждении на 4—5°С i[30, 249—252]. Вдали от эвтектиче-
эвтектического состава и особенно со стороны алюминия, где зарождение эвтектики
затруднено, она принимает форму вырожденной структуры [253], наиболее
характерную при высоких скоростях охлаждения [24, 254]. Алюминиевый
твердый раствор в эвтектике неоднороден: он хорошо насыщен медью вблизи
пластинок СиА12 и слабо насыщен вдали от них [255, 255 Ь]. В пластинча-
9.В
0,8
0.6
¦'Al
Си,% (по массе)
Рис. 19. Зависимость электродного по-
потенциала ф сплавов А1—-Си в растворе
NaCl—H2O2 от содержания меди
46

той эвтектике ориентационное соотношение между пластинами [256—261]
таково: A11)aiII B~П)в ; [101]aiII [120]в ; расстояние между ними обратно
пропорционально\корню квадратному скорости роста; прочность повышается
с уменьшением расстояния между пластинами фазы [?62—265]. Появление
ячеек и образование колоний обусловлено концентрацией примесей перед
фронтом кристаллизации или тепловыми флуктуациями [251, 266—270].
К несовершенствам строения пластин относятся границы субструктуры, обра-
образующиеся вследствие Локальных (изменений скорости роста пластин [245 Ь,
259, 269, 271]. Механические свойства однонаоправленно кристаллизующейся
эвтектики очень чувствительны к степени совершенства структуры: прочност-
прочностные свойства ее в 2—5 раз выше, чем обычного литья [245, 265, 272—279].
Старением можно удвоить эту прочность. Однако высокотемпературные свой-
свойства имеют недостаточно высокий уровень: коалесценция и сфероидизация
совершаются очень быстро и пластинчатая структура быстро разрушается
[245, 280—283]. В работе [245 Ь] исследованы структурные несовершенства,
которые образуются в процессе зарождения фазы СиА12, в работах [284,
284 Ь]—пластинчатая структура, получаемая искусственным путем, в [285] —
анизотропия микротвердости в направленно кристаллизующейся эвтектике, в
[285Ь] — поведение направленно кристаллизующейся эвтектики при ударе.
Деформация эвтектики приводит к сильному разрушению хрупкой фазы при
температурах вплоть до 327°С i [255—287]. При — 427°С эвтектика становит-
становится сверхпластичной и удлинение может возрасти до 600% [288—293].
Данные по диффузии в твердой фазе представлены в работах [294—
294 Ь], по миграции в электрическом поле — в [294 с, 294 d]. Высокое давле-
давление снижает скорость диффузии [295]; так, при давлении 700 МН/м2 ско-
скорость диффузии снижается примерно на 30%. На скорость диффузии, а
также на механизм диффузии, по-видимому, влияют некоторые добавки
[296—300], однако отсутствует единое мнение о специфике влияния различ-
различных элементов. Энергия активации диффузии меди в жидком алюминии
составляет примерно 0,15—0,20 эВ; при введении кремния диффузия замед-
замедляется i[301, 301 Ь]. Изучено образование соединений путем диффузии в
биметаллах А1—Си [302—309]-. В работах [310—321] приведены данные о
диффузионном механизме гомогенизации и растворении СиА12. Закономерно-
Закономерности рекристаллизации сплавов исследованы в работе [321 Ь]*
В упрочняемых старением сплавах системы А1—Си различают пять
структур: 1) пересыщенный твердый раствор; 2) зоны ГШ; 3) зоны ГП2,
также называемые 0"-фазой; 4) б'-фаза; 5) 6-фаза (СиА12). Эти структуры,
как правило, образуются в порядке, упомянутом выше, однако нет единого
мнения относительно того, имеют ли место последовательные этапы превра-
превращения из пересыщенного твердого раствора в 6-фазу или выделения зарож-
зарождаются самостоятельно из матрицы.
Равновесная концентрация вакансий в сплавах А1—Си мало отличается
от концентрации вакансий в чистом алюминии [322], поэтому при закалке с
достаточно большой скоростью концентрация вакансий равна примерно
10~4—10~5 на 1 атом [323—327]. Образование зон ГП1 в массивном образце
происходит быстро i[324, 327—336], даже при температурах ниже нуля
[324, 337]; в тонких пленках процесс замедляется [337Ь]. Энергия активации
составляет примерно 0,5—0,7 эВ [324, 334, 335, 338—342]. Обнаружена
тенденция к образованию зон на дислокациях и других дефектах [343—
357]-. В соответствии с общепринятой моделью зоны ГШ состоят из одного
или двух слоев атомов чистой меди по плоскостям A00) матрицы, которые
чередуются и окружаются плоскостями, состоящими только из атомов алю-
алюминия [354, 358—366]. Модель зоны, в которой меняется концентрация меди
[367], не соответствует экспериментальным данным [368]. Зона ГП1 окруже-
окружена атмосферой вакансий {369, 370]. Решетка матрицы вокруг зоны находится
в сжатом состоянии, сжатие составляет несколько процентов в участках,
близколежащих к слою атомов меди, и снижается до нуля через 10—15
межплоокостных расстояний ,[360, 361, 365, 371—375]. Зоны когерентны с
матрицей и ,не имеют границ раздела, шоэтому содержание меди в зоне зави-
47

сит от количества входящих в нее атомных плоскостей. При искажении всех
атомных плоскостей в зоне содержится примерно 5—10% Си [376, 377], при
искажении только центральной атомной плоскости 100% Си [360].
Зоны растут быстро до определенного размера, зависящего от темпера^-
туры старения, а затем рост практически прекращается. При комнатной
температуре толщина зон равна 30—70 А° [360, 364,' 365, 378—384], при
77—127°С диаметр зон равен примерно 100—150 А {364, 365, 378, 379, 382,
383, 385, 386], однако уже возникают сомнения — являются эти зоны зонами
ГШ или ГП2? Ориентировочно размер зон не зависит от содержания меди,
а плотность распределения зон в единице объема зависит от него. Количество
зон в сплаве с содержанием 4% Си, состаренном при комнатной температуре,
о
составляет примерно 1014—1015 зон/мм3, а расстояние между ними 27—40 А
[365 Ь, 380, 382]; в менее легированных сплавах плотность распределения
зон понижается [384].
Образование и рост зон ГП1 сопровождается упрочнением и уменьшени-
уменьшением пластичности, что объясняют сверхструктурными превращениями и
упорядочением ,[387, 388]. Наиболее вероятная модель связана с искажением
решетки [360—362, 367, 371, 372, 389—392] и закреплением дислокаций или
их взаимодействием при движении [343—349, 393—400]. Таким образом,
теория «интерференция сдвиговых перемещений» [401] снова используется
в терминах современной физики твердого тела при объяснении упрочнения.
Зоны ГП1 в конечном счете замещаются зонами ГП2. Это замещение
происходит тогда, когда твердость остается постоянной [35, 323, 353, 402,
403]. Зоны ГШ, часто обозначаемые как 6"-фаза, крупнее чем зоны ГП1, и
их плотность в единице объема соответственно меньше [358, 360, 381, 382,
404], так как концентрация меди в зонах мало изменяется при переходе от
зоны ГП1 ,к 0' ([360, 368, 405—409]. Зоны ГП2 имеют диаметр 100—1000 А°
о о
толщину 10—40 А, а расстояние между ними составляет 200—1000 А [354,
378—380, 410]. Зоны ГП2 имеют тетрагональную решетку с параметром а,
о
практически таким же, как и у матрицы, но с параметром с=7,65-т-7,70 А
и с чередованием атомных слоев меди и алюминия, образующих плоскости
A00) {360, 364, 371, 379, 406, 411].
Имеет место некоторое разногласие: образуются зоны ГП2 самостоятель-
самостоятельно [411—418] или из зон ГП1, и в последнем случае образуются они путем
переориентировки зон ГП1 [419—421] или путем независимого зарождения
и роста внутри зон ГП1 [360, 365, 422]. Анализ кинетики превращения сви-
свидетельствует в пользу независимого зарождения [365], тогда как подобие
структуры и постепенное изменение параметра с [364, 365, 423] может благо-
благоприятствовать уменьшению объема зоны ГП1 в направлении [001] после
переориентировки атомов внутри зоны. При нагреве зоны TTI2 развиваются
из зон ГП1 только при скоростях нагрева ниже 10 К/мин [423 d].
Зоны ГП2 растут медленнее, чем зоны ГП1. Энергия активации роста
зон ГП2 составляет примерно 1,2—1,4 эВ [324, 335, 338, 339, 424—426], что
согласуется со значениями энергии активации диффузии меди в алюминии с
концентрацией вакансий примерно 10~7 [335]. Если поля напряжений, окру-
окружающие зоны ГП2, смыкаются [382], достигается максимум твердости и по-
появляются первые выделения в'-фазы.
Решетка О'-фазы впервые описана в работе [427]. Разные исследователи
предложили различные модели элементарных ячеек [330, 379, 427]. Данные
работы [428] согласуются с результатами работы [379], но параметры иные:
о о
а = 4,077 А, с=5,81 А. На рис. 20 показано, как три рассмотренные модели
решетки в действительности характеризуют одно и то же атомное строение.
Однако структура iO'-фазы установлена неокончательно, данные дифракции
рентгеновских лучей свидетельствуют об определенных отклонениях атомно-
атомного строения от представленного на рис. 20 [330, 358, 360, 379, 402, 429].
О наличии дефектов упаковки в 0'-фазе сообщается в работе [430]. Ориен-
48

Рис. 20. Структуры промежуточной в'-фазы (СиА12) по данным разных авторов:
1 II 111
Число атомов в элементарной ячейке . . 48 12 б
о
Параметры решетки, А:
а 8,20 5,71 4,04
с 11,60 5,80 5,80
Литературный источник [427] [330] [379]
тационное соотношение б'-фаза — матрица [379]: @01 H, ||@01)аь
[ПО] е, || [110]ai [358, 408, 431—433].
Размер б'-фазы зависит от времени и температуры старения: диаметр
о о
фазы меняется от 100 до 6000 А и более при толщине примерно 100—150 А
[381, 385, 434]. Плотность частиц 0' в единице объема составляет около
108/мм3 [371]. 'б'-фаза образуется преимущественно на таких дефектах, как
дислокации [352, 435—436], плоскости скольжения [437, 438], краевые ком-
компоненты винтовых дислокаций \[439] и границы зерен [428]. Согласно рабо-
работам [412, 415, 417, 440, 441], б'-фаза образуется путем независимого зарож-
зарождения, по данным '[408, 419, 442, 442 Ь] —на зонах ГП2.
Как правило, считают, что б'-фаза представляет собой самостоятельную
фазу, отделенную от матрицы [40], так что напряжения на границе раздела
фаз отсутствуют, но каждая частица окружена кольцом дислокаций [259,
372]. С образованием б'-фазы начинается рекристаллизация матрицы [390
443—446], материал разупрочняется [75, 371, 403, 447—451] и в процессе
деформации дислокации, которые прошли через зоны, огибают выделения
[395—398, 452—460]. Исследована потеря когерентности, происходящая при
образовании дислокаций на поверхности раздела [461]. Сообщается, однако,
о существовании когерентности вдоль «широких плоскостей» зон с образова-
образованием дислокаций на этих плоскостях в результате пластической деформа-
деформации, сопровождающей превращение 6'->6 [433].
В конечном счете б'-фаза переходит в 6-фазу (СиАЬ), имеющую такую
же структуру и состав, как 6-фаза, образующаяся при затвердевании [440].
9-фаза образуется из фазы 9'. Поэтому количество б'-фазы максимально к
началу выделения 9-фазы и в'-фаза исчезает, когда количество '6-фазы до-
49

стигает максимальной величины [408, 419, 427, 462, 463]. В тонких пленках
скорость образования 6-фазы велика [350]. На рис. 21 показано несколько
микроструктур сплава с 6% Си, образуемых в процессе старения.
0-Фаза может формироваться также непосредственно из алюминиевой
матрицы (а-твердого раствора) с несколькими различными ориентацнонными
соотношениями:
9 А1 в А1 Литературный
источник
в из 6' @01) (ПО) [100] [001] [358]
(ОН) A00) [100] [001] [408]
О из 6' или а @01) @01) [100] [ПО] [358]
@01) @01) [100] [130] [431]
в из а B11) A20) [111] [211] [465]
(ПО) A11) [111] [121] [465]
@11) C11) [111] [ОН] [465]
(ОН) @10) [111] [001] [465]
B11) A11) [120] [ПО] [258, 465]
Эвтектика СиА12+А1 B11) A11) [120] [ПО] [258]
Для образования б'-фазы предполагают механизм атомной переориенти-
переориентировки [402, 464], но большинство исследователей [358, 408, 422, 432, 433,
442, 465—471] признает независимое образование 6-фазы и ее рост рядом с
б'-фазой или внутри нее.
Не все виды выделений образуются при всех температурах старения.
При температуре <77°С старение редко проходит, минуя стадии образования
зон ГП1; только при температуре >227°С при достаточно продолжительной
выдержке появляется б'-фаза, а для появления 6-фазы необходимы темпе-
температуры ;>277°С. Наоборот, при более высоких температурах ранние стадии
не проявляются, и зоны ГП1 не образуются при температурах свыше 177—
227°С, а зоны ГП2 — свыше 327°С [73, 324, 339, 359, 360, 365, 378, 385—
385Ь, 402—404, 406, 408, 411, 413, 415—419, 472—478]. Энергия поверхности
раздела на границе б'-фазы и матрицы составляет —1,53 Н/м, но в присутст-
присутствии кадмия падает до 0,25 Н/м. Энтальпия поверхности раздела 8" — А1
равна 0,53 Н/м 1[426]. Выделения по границам зерен как функцию когерент-
когерентности исследовали в работе [479].
Соотношения структура — свойства довольно хорошо установлены и
представлены на рис. 22. Подробные данные о твердости приведены в рабо-
работах [75, 328, 353, 403, 414, 480—488]; о прочности, усталости, модуле упру-
упругости и пластичности — в работах '[154, 156, 338, 391, 398, 431, 449, 452,
488—501]. Изучены изменения длины дилатометрических образцов, плотно-
плотности, параметров решетки [15, 75, 407, 449, 485, 502—511], изменения электри-
электрических, магнитных, термоэлектрических свойств [131, 136, 327, 339, 481, 488, 492,
512—523], структурные изменения, вызываемые бомбардировкой а-частицами
[523 Ь], тепловые эффекты при старении [71—73, 76, 334, 359, 524], коррози-
коррозионная стойкость и значения электродного потенциала [197, 216, 224, 230,
231, 484, 525—531].
Коэффициент трения при старении снижается по мере упрочнения до
максимума твердости [532]. Характер коррозии также меняется: по мере
развития старения преобладает межкристаллитная коррозия [230, 232, 529,
531]. Это изменение характера коррозии происходит из-за того, что обеднен-
обедненная зона у границы зерна является по отношению к нему анодом. Только
когда процесс выделений полностью завершен, разность потенциалов исчеза-
исчезает и коррозия вновь имеет питтинговый характер [224]. Разность потенциа-
потенциалов может возникать также в холоднодеформированном материале между
действующими плоскостями скольжения и остальным материалом. Межкри-
Межкристаллитная коррозия до некоторой степени зависит от среды: она заметнее
в кислых, чем в щелочных растворах ,[533].
50

Рис. 21. Микроструктуры, образуемые в процессе старения сплава с 6% Си, закаленного
с 527°С (поданным М. Консерва, Institute Sperimentale Metalli Leggery, Novara, Italy):
а —фаза 6" (старение 137°С, 110 ч), Х100000; б —фаза 6" (старение 137°С, 10 ч +
+8 B0%)+старение 137°С, 1 ч), Х50000; в — фаза 6' (старение 137°С, 250 ч), Х62000-
г— фазы G'+e (старение 187°С, 10 ч), Х12500
На рис. 23 представлена диаграмма изменения свойств сплава с 4—5%
Си в процессе старения. При <4,5% крутизна этих кривых и их размеры
уменьшаются [136, 378, 449, 511, 534—536]. Снижение содержания меди до
2% изменяет время превращения на один порядок по величине: процесс
превращения, который происходит в течение одних суток для сплава с 4,5%
Си протекает примерно 10 суток для сплава с 2% Си '[414]. Кроме того, з-
этом случае не наблюдаются некоторые эффекты изменения свойств. Это
относится, например, к первому максимуму твердости [414] и первому изме-
изменению длины дилатометрического образца [449]. В сплаве с 2% Си эти эф-
эффекты .не проявляются из-за низкой концентрации зон ГО1 ,и .начала образова-
образования зон ГП2 [414]. В пересыщенных сплавах наблюдается следующая после-
последовательность выделений: ГП—J6"—б'—6 при больших скоростях, чем обычно
[537-539]. F
5L

Холодная деформация перед старением ускоряет поздние стадии старе-
старения, но замедляет более ранние [323, 395, 406, 475, 540—548]. Вместе с тем
холодная деформация повышает количество точечных дефектов и поэтому
увеличивает скорость зарождения зон ГП1 [477, 549—552]. Об увеличении
скорости и подавлении образования зон ГП2 в пользу 0'-фазы сообщается в
работах [441, 553]. По данным ![554], холодная деформация может привести
к растворению ф'-фазы, а по данным [554 Ь], она вызывает непосредственное
t,°C
327
227
127
27
10
х ч
Рис. 22. Схема изменения свойств
в процессе старения сплава с 5% Си
Рис. 23. Диаграмма изменения свойств
сплава с 5% Си в зависимости от тем-
температуры t и времени старения т
выделение 0-фазы. Холодная деформация перед старением увеличивает
твердость и снижает общий эффект упрочнения. Поэтому свойства накле-
наклепанного материала могут быть ниже, такими же или более высокими, чем
ненаклепанного. В основном это зависит от степени холодной деформации.
Нагартовка на ранней стадии старения приводит к разупрочнению [555J
благодаря разблокированию дислокаций, закрепленных на зонах [544], а так-
также тому, что медь из зон может повторно перейти в твердый раствор [397,
556, 556 Ь]. Нагартовка после старения, как правило, приводит к повышению
твердости, поскольку эти эффекты накладываются один на другой [557].
Однако, если степень нагартовки незначительна (<1%), эффекты .разблоки-
.разблокирования дислокаций и снятия напряжений могут превысить влияние наклепа
Высокая степень деформации E0—60% и более) после старения до
максимальной прочности может привести к разупрочнению, если она доста-
достаточна, чтобы стимулировать процесс старения к перестариванию. Влияние
деформации на другие свойства имеет ту же самую природу. Деформация
ударными волнами оказывает влияние, подобное холодной деформации
[557 Ь]. Деформационное упрочнение максимально при небольшом перестари-
вании [557 с]; на величину упрочнения не влияет медь, находящаяся вне
твердого раствора [557 d, 557 е]. Полосчатые структуры вызываются уско-
ускоренным распадом твердого раствора под действием напряжения [323, 558J.
При старении снижается анизотропия [559].
Эффект, заключающийся в появлении зубчатости на кривой напряже-
напряжение— деформация при пластической деформации и приписываемый старению,
называется эффектом Портэвена — Ле-Шателье [452, 490, 494, 499, 542, 5N0,
561]. Старение увеличивает чувствительность к скорости деформации
[562, 563].
Ранние стадии старения ускоряются при ползучести, но замедляется
превращение 8'-Н) [150—156]. Циклическое нагружение ускоряет старение
.52

[564, 565], особенно в материалах с небольшой концентрацией вакансий
[566, 566Ь] и приводит к локализации структуры старения [567, 568]. Это в
свою очередь способствует образованию разупрочненных перестаренных по-
полосок. При деформации в этих зонах (происходит неравномерное течение ме-
металла, приводящее к образованию трещин, которые инициируют разрушение
[569]. По данным [565], при циклическом нагружении происходит возврат.
Давление замедляет диффузию ([570, 571] и, следовательно, процесс
старения; это может привести к повышению прочности [572], удлинения и
коррозионной стойкости i[526]. Однако ни энергия активации диффузии, ни
скорости зарождения зон ГП2 или б'-фазы не меняются [5711. Вместе с тем
вибрация ускоряет старение подобно высокой температуре [573] или, что
более вероятно, подобно деформации. Высокочастотные магнитные поля,
видимо, не влияют на старение [527]. По данным [574], постоянный ток
повышает скорость старения, а переменный ток снижает ее; в работе [575]
сообщается о замедлении образования 9-фазы три действии постоянного
тока. Облучение увеличивает количество точечных дефектов и поэтому уско-
ускоряет процесс старения [576—579 Ь], особенно при температурах ниже нуля [332].
Однако при более высоких температурах [578] наблюдается уменьшение
плотности дефектов и эффект облучения становится незначительным [580,
5-81]. Разбухание сплава при нейтронной бомбардировке намного меньше,
чем чистого алюминия [581 Ь]. Скорость старения крупнозернистого мате-
материала ниже, чем мелкозернистого 1[524, 527, 582]; у монокристаллов скорость
старения более низкая, чем у поликристаллического материала, но этот
эффект слабо выражен [583]. Пленки, осажденные из паровой фазы на под-
подложки, характеризуются иной кинетикой старения, чем массивный образец
№83 Ь].
К добавкам, которые оказывают небольшой эффект при старении или
совсем не оказывают его, относятся кремний [584—586], свинец и висмут
[587, 587 Ь], сурьма, торий и таллий [588], ванадий [589], галлий [590],
натрий и вольфрам [587 Ь]. Магний и кремний вместе в стехиометрическОхМ
соотношении, соответствующем Mg2Si, не влияют на старение [590 Ь], но в
избытке любой из этих элементов оказывает решающее влияние на старение.
Многие из добавок, которые образуют с медью нерастворимые соединения,
снижают количество нерастворенной меди и, следовательно, скорость старе-
старения. Естественно, их влияние заметно только тогда, когда их много и они
связывают значительное количество меди {591]. К этой группе можно от-
отнести железо [524, 584, 586, 590—592], марганец [585, 586, 593], никель и
молибден [592]. По данным [594], снижение скорости старения происходит
из-за связывания ими вакансий. Другие элементы, такие как титан [595] и
железо, в небольших количествах [590, 596, 597] также обладают замедляю-
замедляющим действием, несоразмерным с их концентрацией, которое нельзя объяс-
объяснить, исходя из уменьшения количества меди при старении.
Несколько сотых долей процента олова, кадмия, лития, индия и в мень-
меньшей степени германия мешают образованию зонных стадий и в то же
время увеличивают скорость поздних стадий [386, 402, 587 Ь, 588, 594,
598—604], поэтому уменьшается первый максимум твердости и увеличивается
второй [605] (см. также систему Al—Cd—Си). Бериллий оказывает такое
же влияние [587 Ь, 602]. Вначале (в первые 20 с) ускорение происходит
благодаря введению кремния, кадмия, марганца и олова, а замедление — при
введении индия [606]. Магний даже в очень небольших количествах @,03%)
заметно увеличивает скорость превращения, особенно в присутствии желе-
железа i[590, 596, 607, 608]. Естественно, большие количества магния, образующие
в комбинации тройные или четверные соединения, изменяют полностью не
только скорость старения, но и тип образующихся выделений (см. системы
Al—Cu—Mg, Al—Си—Mg—Si). Серебро и цинк не оказывают заметного влия-
влияния на скорость или характер старения [594, 609—614], если они не введены
в количествах, которые достаточны для образования фаз [133, 614].
Серебро, введенное в сплавы с оловом, не оказывает существенного
влияния, но в определенной степени снижает эффект от введения индия
»ли кадмия [601, 602].
53

Влияние скорости закалки существенно только на ранних стадиях старе-
старения [323, 615]. Медленная закалка, такая как ,при охлаждении в
масле [492], закалка массивных образцов [616] и закалка непосредственно
до температуры старения [617] обычно способствуют снижению скоро-
скорости старения и уменьшают упрочнение из-за устранения избытка вакан-
вакансий в процессе закалки, и количество меди в зонах уменьшается [325].
Вместе с тем при быстрой закалке могут возникать внутренние напряжения
и пластическая деформация ([49], которые могут привести к разупрочнению
[617Ь] и локализации выделений [437].
Повторный кратковременный нагрев материала, подвергнутого низкотем-
низкотемпературному старению, до более высокой температуры приводит к возврату
свойств и получению структуры, соответствующей структуре сплава в све-
свежезакаленном состоянии [330, 516, 618—623]. Этот эффект может быть
получен при холодной деформации [556]. Зоны становятся нестабильными и
при более высоких температурах повторно растворяются; при этом изменений
свойств не происходит [330, 624], однако в процессе возврата может иметь
место упрочнение, вызванное увеличением концентрации меди в матрице в
местах, где растворились частицы выделений i[516]. В соответствии с рабо-
работой [625], возврат состоит из двух стадий: 1) рассасывание зон ГП1;
2) рассеяние дефектов, созданных вакансиями. Энергия активации возврата
равна примерно 1—1,3 эВ [626, 627]. После завершения возврата старение
начинается снова \[463, 619, 628], хотя с более низкой скоростью, так как
многие из закаленных вакансий аннигилировали [371, 628]. Вследствие этого
размер зон ГП, образовавшихся после возврата, меньше, чем прежде [629].
Облучение, которое вызывает образование точечных дефектов, не уско-
ускоряет старение в разупрочненном материале [630]. Возврат может быть полу-
получен несколько раз 1631], но каждый последующий возврат будет менее
полным i[632]. Процесс ограничен на ранних стадиях: возврат зон ГП1
может быть осуществлен полностью [330, 406], а зон ГП2 — только частично
[463, 628, 629]; на самых поздних стадиях возврат зон ГП2 и ©'-фазы не
происходит [406, 514, 628]. В некоторых случаях даже возврат зон ГП1
осуществляется не полностью и имеется небольшое количество зон ГП1, ко-
которые вновь не растворяются, а превращаются в зоны ГП2 при достаточно
высокой температуре 1[632]. Чем больше временной интервал между закалкой
и возвратом [627, 633] и чем меньше интервал между температурами старе-
старения и возврата >[618, 627, 634], тем менее полный процесс возврата. Теорети-
Теоретические аспекты упрочнения при старении рассмотрены в работах [421, 474,
635—645].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. Kumar, etc., JIMMA 30, 105; Met A 1, 120593; 2, 120118.
2. L. Rolla, JIM 14, 239.
3. W. Oelsen, etc., JIMMA 5, 40.
4. O. Kubaschewski, etc., JIMMA 28, 41.
5. Т. С Wilder, MA 1, 1509.
6. R. C. Sinvhal, etc., Met A 2, 150274.
7. H. Mitani, etc., MA 2, 302; Met A 2, 151068.
8. /. Perakis, etc., CA 79, 707994s.
9. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталии и др.), Met A 4, 151298; 6, 150838, 151592.
10. R. J. Anderson, JIM 26, 508.
11. J. E. Inglesfield, Met A 7, 150635.
lib. E. Kallne, Met A 7, 150671.
12. G. V. Raynor, Inst. Metals London, Annotated Equil. Diagram Series, 1944, no. 4.
13. Hansen, 1958.
14. E. H. Dix. Jr., etc., JIM 35, 535; 37, 449.
15. A. Phillips, etc., JIM 53, 352, 701; JIMMA 2, 7, 95.
16. H. Borchers, etc., JIMMA 10, 5.
17. V. M. Glazov, etc. (В. М. Глазов и др.), JIMMA 24, 697.
18. E. I. Gladyshevsky, etc. (E. И. Гладишевский и др.) Russian J. Inorg. Chem., 1961.
6, 1075.
19. M. I. ZakharoVa (M. И. Захарова), JIMMA 20, 568.
20. L. 5. Palatnik, etc. (Л. С Палатник и др.), JIMMA 29, 875.
21. Y. Fujinaga, etc., J. Japan. Inst. Metals, 1968, v. 32, p. 1210.
21b. 5. V. Avakayan, etc. (С. В. Авакян и др.), JIMMA 21, 686.
21c. P. Ramachandrarao, etc., Met A 6, 120337.
22. //. A. Davies, etc., Met A 5, 121184.
54

23. D. Stockdale, J. Inst. Metals, 1930, v. 43, p. 193; 1933, v. 52, p. Ill
24. /. S. Miroshnichenko, etc. (И. С. Мирошниченко и др.), Met A 1, 121230; 2. 110682;
24b. F. //omfa, etc., Z. Anal. Chem., 1972, Bd. 262, S. 170.
25. /. B. Friauf, JIM 39, 538.
26. A. J. Bradley, etc., J. Inst. Metals, 1933, v. 51, p. 131.
27. W. Broniewski, etc., JIMMA 5, 531.
28. N. Takahashi, etc., JIMMA 21, 534.
29. D. Af. Rabkin, etc. (Д. М. Рабкин и др.), Met A 3, 110759.
30. Г. Tafcase, JIMMA 6, 99, 236.
31. K. Watanabe, etc., Met A 2, 330406.
32. /. /. Gniewek, etc., Met A 4, 331650.
33. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
34. D. Gualandi, etc., JIMMA 22, 145.
35. A. Saulnier, JIMMA 19, 640; 21, 18.
36. E. R. Petty, JIMMA 28, 779; 30, 717.
37. A. A. Presnyakov, etc. (А. А Пресняков и др.) JIMMA 26, 237.
38. /. /. Novikov, etc. (Я. И Новиков и др.), JIMMA 31, 217; Met A 1, 310372.
38b. G. Mima, etc., Met A 1, 311583.
38c. R. lchikawa, etc., CA 79, 44976h.
39. B. N. Dey, etc., Met A 5, 311889.
40. Af. L. V. Gayler, JIMMA 5, 770; 7, 103.
41. W. Timmerhoff, etc., JIMMA 9, 222; 10, 366.
42. F. Erdmann — Jesnitzer, etc., JIMMA 30, 371.
42b. K. Watanabe, etc. MA 2, 1353.
43. V. 5. Zoloterevsky, etc. (В. С. Золоторевский и др.), JIMMA 29, 79.
43b. Af. G. Hall, etc. Met A 3, 130736.
43c. A. Pasparakis, etc. Met A 6, 130885.
43d. B. Y. Lyubov, etc., (В. Ю. Любое и др.), CA 79, 139117t.
44. /. Farran, JIMMA 13, 75.
45. S. A. Nemnokov, etc. (С. А. Немноков и др.), Met A 2, 151244; 4, 150581.
46. Pearson, 1.
47. /. D. Edwards, JIM 28, 585.
48. K. Bornemann, etc., JIM 27, 401.
49. L. W. Kempf, JIM 53, 181.
50. L. Losana, JIMMA 2, 279; 3, 503.
51. E. Nitzsche, JIMMA 2, 193.
52. T. Saito, JIMMA 5, 618.
53. L. Herrmann, JIMMA 5, 506.
54. K. I. Akimova (К И. Акимова), JIMMA 13, 368.
55. W. Hume — Rothery etc.. JIMMA 16. 632.
56. Я. С Ell wood, JIMMA 19, 826.
57. P. Hidnert, etc., JIMMA 20, 331.
58. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80; 22, 1025.
59. E. Gebhardt, etc., JIMMA 21, 323, 778, 977; 22, 292; 23, 865.
60. K. Hori, JIMMA 24, 559.
61. Y. V. Naidich, etc., JIMMA 31, 827.
62. R. A. Bakhtiarov (P. А. Бахтиаров), JIMMA 30, 519.
63. /. /. Novikov, etc. (И И. Новиков и др.), JIMMA 31, 107.
64. D. E. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
65. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
66. F. Sauerwald, JIMMA 11, 12, 251.
67. A. Tator, JIMMA 20, 45; 23, 681.
67b. /. /. Novikov, etc. (Я. И. Новиков и др.), Met A 5, 110718.
G8. E, C. Ellwood, etc., JIMMA 16, 697.
69. K. Honda, etc., JIMMA 2, 370.
70. P. Zoller, etc., Met A 2, 320730.
71. /. Czochralski, etc., JIMMA 4, 505; 5, 86, 481; 6, 450; 11, 144, 326.
72. N. Swindell, etc., JIMMA 6, 50; 8, 84.
73. G. Borelius, etc., JIMMA 10, 200; 13, 246.
74. L. P. Luzhnikov, etc. (Л. П. Лужников и др.), JIMMA 16, 476.
75. /. С. Lankes, etc., JIMMA 19, 175.
76. /. /. Polmear, etc., JIMMA 22, 923.
77. K. Hirano, etc., JIMMA 23, 552; 24, 486.
78. Af. Genot, JIMMA 28, 717.
79. G. P. Kushta, etc., JIMMA 27, 365.
80. A. Af. Korolkov, etc. (A Af. Корольков и др.), JIMMA 24, 673; 28, 713.
81. L. Kubichek, JIMMA 27*, 629.
82. Af. C. Fleming, etc., JIMMA 31, 291.
83. /. A. Bailey, etc., MA 2, 1329.
84. G. A. Chadwick, J. Inst. Metals, 1963/64, v. 92, p. 18.
85. ?. P. Whelan, etc., MA 1, 44.
86. N. J. Af. Hawkes, etc., MA 2, 1189.
87. L. Losana, JIM 38, 402.
88. S. V. Sergeev, etc. (С. В. Сергеев и др.), JIMMA 15, 99; 20 404
89. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 20, 237.
89b. G. Lang. Met A 6, 510399, 510643.
90. F. Lihl, etc., Met A 1, 320376; 2, 320739.
91. D. Saito, etc., JIM 53, 435.
55

92. L. W. Eastwood, etc., JIMMA 7, 393.
93. M. R. Sheshradri, etc., AFS Tr., 1965, v. 73, p. 292.
94. H. M. Williams, etc., JIM 31, 428.
95. C. Grard, etc.. JIM 39, 480.
96. D. Hanson, etc., J. Inst. Metals, 1932, v. 48, p. 37.
97. /. B. Johnson, JIM 43, 488.
98. E. Griffiths, etc., С А 22, 1941.
99. /. W. Donaldson, JIM 44, 525.
100. W. Mannchen, JIM 50, 10, 425.
101. A. de Biran, JIMMA 1, 161, 225; 2, 2.
102. G. Euringer, etc., JIMMA 2, 462.
103. A. Eucken, etc., JIMMA 2, 370.
104. F. Bollenrath, etc., JIMMA 3, 297.
105. L. W. Kempf, etc., AIME Tr., 1937, v. 124, p. 287.
106. M. Elflein, JIMMA 4, 493.
107. W. Bungardt, etc., JIMMA 18, 503; 20, 129.
108. /. E. Evans, Jr., JIMMA 21, 870.
109. R. W. Powell, etc., JIMMA 20, 392; 28, 194; 22, 517.
110. K. Ouvrier, Met A 1, 320772.
111. E. L. Leyarovski, etc. (E. Л. Леяровский и др.), Met A 2, 320633; 3, 130916.
112. R. W. Powell, etc., JIMMA 17, 424.
113. G. M. Zlobintsev, etc. (Г. М. Злобинцев и др.), Met A 4, 320877
114. E. Griffiths, etc., J. Inst. Metals, 1928, v. 39, p. 337.
115. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
115b. T. Morinaga, JIMMA 7, 469.
116. M. Bosshard, etc., JIMMA 5, 105.
117. A. Von Zeerleder. etc.. JIMMA 5, 461, 565; 7, 164.
118. C. Panseri, etc., JIMMA 18, 689.
119. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 175, 825.
120. W. Syz., JIMMA 23, 215.
121. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
122. M. V. Zakharov, etc. (M. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
123. A. W. Smith, JIM 29, 647; 32, 516.
124. L. Guillet, etc., JIM 35, 535, 767; 37, 678; 40, 675.
125. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
126. К. М. Klimov (К. М. Климов), MA 1, 759.
126b. F. J. Kedves, etc., Met A 6, 151178.
126c. A. V. Romanova (А. В. Романова), Met A 6, 330649.
127. A. M. Korolkov, etc. {A. M. Корольков и др.), JIMMA 30, 520.
128. L. A. Koledev (Л. А. Коледов), JIMMA 31, 886.
128b. /. Toth, Met A 6, 330169.
129. W. Koster, JIMMA 27, 386.
130. E. Babic, etc., Met A 4, 330931, 330998.
131. H. Auer, etc., JIMMA 2, 51, 95; 3, 36, 246, 389.
132. W. Koster, etc., Z. Metallkunde, 1953, 44, 495.
132b. /. Delafond, etc., Met A 7, 330492.
132c. /. Himault, etc., Met A 7, 330789.
133. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
134. /. Galibourg, JIM 35, 516.
135. C. Crussard, etc., JIMMA 15, 561.
136. W. Koster, etc., JIMMA 21, 421, 422, 606, 675, 1002.
137. L. L. Myasnikov, etc. (Л. Л. Мясников и др.), Met A 1, 320166.
138. /. Т. Littleton, JIM 7, 279.
139. M. Chikashige, JIM 37, 483.
HO. D. Beaglehole, etc., Met A 5, 151385.
141. L. L. Rokhlin, etc. (Л Л. Рохлин идр), Met A 3, 320068, 320147.
142. A. G. Vinitsky, etc. (А. Г. Виницкий идр.), Met A 3, 310563.
143. R. B. Shaw, etc., JIMMA 20, 619, 832.
144. L. Edie, etc., Met A 4, 140111.
145. T. Fukuroi, etc., JIMMA 21, 862.
146. C. Boulanger, JIMMA 21, 977, 978.
147. T. Federighi, JIMMA 25, 897.
48. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 5, 310685.
149. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 764, 825.
150. A. H. Sully, etc., JIMMA 21, 616.
151. C. D. Starr, etc., JIMMA 21, 517, 1002.
152. D. McLean, etc., JIMMA 22, 117.
153. W. H. Giedt, etc., JIMMA 23, 531.
154. A. H. Cottrell, JIMMA 23, 729.
155. F. N. Rhines, etc., JIMMA 24, 79.
156. E. E. Underwood, etc., JIMMA 25, 593, 765; 26, 655
157. Я. Marteriod, etc., JIMMA 29, 882.
158. G. Pollard, etc., JIMMA 32, 368, 1195.
159. S. N. Zhurkov, etc. (С. Н. Жирков и др.), JIMMA 32, 367.
160. У. Ishida, etc., JIMMA 32, 1032.
161. R. Horiuchi, etc., MA 1, 1079.
162. M. Kato, MA 2, 1401.
163. G. Mima, etc., Met A 3, 310376.
164. C. A. P. Horton, Met A 4, 310432.
5fj

165. M. P. Victoria, etc., Met A 3, 130812; 4, 310794
166. T. Endo, etc., Met A 2, 130186, 311427; 3, 310375.
167. /. W. Riches, etc., JIMMA 19, 765, 825.
168. /. R. Heath —Smith, etc., Met A 1, 310566.
469. /. R. Crosby, etc., Met A 3, 220023.
169b. G. W. Swartzbeck, etc., Met A 7, 310244.
170. В. K. Park, etc., Met A 4, 311687; 5, 312280.
171. R. Karnop, etc., JIM 40, 497; 41, 436, 437; 44, 486.
172. /. E. Dorn, etc., JIMMA 18, 455.
173. O. D. Sherby, etc., JIMMA 19, 356, 825.
174. G. P. Chatterjee, etc., JIMMA 21, 516.
175. К. M. Carlsen, etc., JIMMA 22, 1039.
176. R. E. Meringer, etc., JIMMA 24, 79.
177. H. J. Seemann, etc., JIMMA 30, 298.
178. N. Takahashi, etc., MA 1, 329.
179. F. H. von Steinsdorff, etc., MA 2, 59.
180. A. 1. Korchagin (А. И. Корчагин), Met A 1, 310035.
181. D. Brock, Met A 1, 311476.
182. /. C. Radon, etc., Met 3, 310983.
183. S. Kikuchi, etc., Met A 3, 310019.
184. L. Berenbaum, etc., Met A 4, 121365.
185. G. Vidal, etc., Met A 4, 312732.
186. /. /. Novikov, etc. (И И. Новиков и др ), Met A 1, 311275.
187. N. N. Prokhorov, etc. (Я. Н Прохоров и др.), Met A 2, 310300.
188. /. D. Boyd, etc., Met A 4, 130997.
189. N. A. Pushin, (H. А. Пущин), СА 2, 1415.
190. L. Kahlenberg, etc., JIM 25, 467.
191. G. V. Akimov, etc. (Г. В. Акимов и др.), ЛМ 53, 632; JIMMA 10, 182; 11, 371;
15, 516.
192. /. W. Wilstrop, JIMMA 2, 347.
193. A. Betti, JIMMA 10. 256.
194. R. H. Brown, etc., JIMMA 7, 520.
195. G. B. Clark, etc., JIMMA 10, 182; 11, 371; 15, 516.
196. T. Takei, etc., С А 44, 9830.
197. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
198. 5. Koga, JIMMA 22, 283.
198b. K. Sugimoto, etc., Met A 6, 351365.
199. A. I. Golubev, etc. (А. И. Голубев и др.), JIMMA 32, 1151; Met A 1, 350257.
200. G. H. Bailey, С А 7, 1865.
201. N. Jzgarnishev, etc., JIM 38, 435; 40, 537.
202. W. Kroenig (В. Крениг), JIM 47, 579.
203. E. Kuhnrich, JIMMA 5, 277, 486.
204. M. Straumanis, JIMMA 5, 155.
205. R. Gadeau, JIMMA 6, 462.
206. A. E. Hostetter, etc., JIMMA 9, 44.
207. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 11, 406; 17, 439.
208. A. Jager, JIMMA 18, 607.
209. R. Schnell, JIMMA 17, 481.
210. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 16, 647; 17, 175, 439.
211. /. M. Bryan, JIMMA 20, 637.
212. H. Kostron, JIMMA 20, 705, 706.
213. G. Missier, JIMMA 19, 625.
214. M. Whittaker, JIMMA 20, 29.
215. P. Brenner, etc., JIMMA 24, 101.
216. M. Mikami, etc., JIMMA 24, 103.
217. M. Kawasaki, etc., JIMMA 29, 159, 236.
218. O. P. Aurora, etc., JIMMA 30, 465.
219. /. G. Murgulescu, etc., MA 1, 1915.
220. H. Ruppersberg, etc., MA 1, 1424.
221. F. Coen — Porisini, etc., Met A 2, 351203.
222. Д'. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
223. M. Felici, CA 35, 6908.
223b. 5. M. Aleikina, etc. (С. M. Алейкина и др ), Met A 6, 351582.
224. H. Fischer, etc., JIMMA 9, 319; 11, 410.
225. L. Prtester, Met A 3, 350161.
226. H. Imai, etc., JIM 53, 212, 435.
227. H. Mann, JIM 53, 632.
228. M. Metzger, etc., JIMMA 29, 645.
229. N. Ohtani, etc., Met A 2, 131003.
230. H. Lay, JIMMA 4, 84.
231. R. B. Mears, etc., JIMMA 12, 184; 13, 168.
231b. /. D. Grogan, JIMMA 14, 258.
232. M. Paganelli, JIMMA 24, 169.
233. D. L. Robinson, etc., Met A 5, 140575.
233b. Y. V. V. Murthy, etc., Met A 7, 350167.
234. Y. Nakamura, etc., JIMMA 23, 434.
235. F. Lihl, etc., JIMMA 29, 140.
236. 5. Terai, JIMMA 30, 399.
237. E. Nachtigall, MA 2, 1661.
238. C. Mas ere, etc., Met A 2, 120420

239. N. Takahashi, etc., JIMMA 26, 598.
240. L. M. Hogan, J. Austral, Inst. Metals, 1962, v. 7, p. 188.
241. D. Munson, etc., JIMMA 31, 293.
242. F. D. Lemkey, etc., MA 1, 651, 652.
243. Y. N. Tar an, etc., (Ю. H. Таран и др.), МА 2, 808.
244. R. W. Hertzberg, Met A 1, 310042.
245. /. R, Cahoon, etc., Met A 3, 310041, 310042.
245b. H. Dean, etc., CA 79, 70866s, 140360y.
246. R. M. Jordan, Met A 5, 120348.
247. Y. S. Veselyansky, etc. (Ю. С. Веселянскии и др.), WAA 6, 530258.
247b. E. Scheil, etc., JIMMA 22, 874; 23, 280; 26, 65.
248. M. V. Croker, etc., WAA 7, 530001.
249. B. E. Sundquist, etc., J. Inst. Metals, 1962/63, v. 91, p. 204.
250. L. M. Hogan, MA 1, 841.
251. H. V. Kerr, Met A 4, 120377.
252. P. A. Parkhutik, etc. (Я. А. Пархутик и др.), Met A 5, 120432; 6, 120595.
253. F. Fournier, JIMMA 17, 19.
254. A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 29, 149.
255. G. Pflieger, etc., Met A 5, 110835.
255b. N. Takahashi, etc., Met A 6, 110308.
256. E. C. Ellwood, etc., JIMMA 17, 930.
257. N. Takahashi, JIMMA 29, 33.
258. R. W. Kraft, etc., JIMMA 29, 33; 30, 105, 860; 31, 69.
259. G. C. Weatherly, etc., MA 1, 120264; Met A 1, 120772.
260. /. G. Davies, etc., Met A 2, 121432; 4, 120669.
261. D. Spalding, etc., Met A 3, 120087.
262. G. A. Chadwick, JIMMA 30, 521.
263. M. Ibaraki, etc., Met A 1, 120447.
264. /. D. Livingston, etc., Met A 3, 120931.
264b. M. M. Farag, etc., Met A 6, 121183.
265. A. E. Volpyan, etc., Met A 3, 430132.
266. H. W. Weart, etc., JIMMA 26, 604.
267. P. К Rohatgi, etc., Met A 3, 120033.
268. H. R. Bertorello, etc., Met A 2, 121604.
269. D. D. Double, etc., Met A 2, 121433; 6, 130948.
269b. V. J. Mazur, etc., (В. И Мазур и др.), Met A 5, 210530; 6, 120347.
269с. /. Miura, etc., Met A 6, 120840.
270. G. Pflieger, etc., Met A 4, 121275.
271. S. R. Thomas, etc., MA 1, 853.
272. A. S. Yue, etc., Met A 2, 140045.
273. K. V. Gorev, etc. (К. В. Горев и др.), Met A 2, 121452.
274. F. S. Rochev, Met A 5, 120749.
275. F. W. Crossman, etc., Met A 2, 311550.
276. S. F. Dirnfeld, etc., Met A 3, 312180.
277. W. H. S. Lawson, etc., Met A 5, 620027.
277b. B. Cantor, etc., Met A 6, 313037.
278. H. R. Bertorello, etc., Met A 5, 311080.
279. C. G. Rhodes, etc., Met A 5, 140609.
280. R. W. Kraft, etc., JIMMA 31, 877.
281. L. D. Graham, etc., MA 1, 1656.
282. A. I. Bilyak (А. И Биляк), Met A 3, 120858.
282b. У. G. Nakagawa, etc., Met A 6, 120204.
283. B. R. Butcher, etc., MA 1, 1195; Met A 2, 310590.
284. V. S. Konan, etc., Met A 3, 311577.
284b. N. R. Bochvar, etc. (H. P. Бочвар и др.), Met A 6, 540124.
285. Y. P. Kurilo, etc. (Ю. П. Курило и др.), Met A 6, 312382.
285b. /. P. Romain, etc., CA 79, 107354b.
286. A. Pattnaik, etc., Met A 4, 620177; 6, 313070.
287. K. Pickarski, etc., Met A 5, 311866.
288. D. L. Holt, etc., MA 2, 1774.
289. D. H. Baldwin, Met A 3, 310386.
290. M. J. Stoweel, etc., Met A 2, 120768.
291. G. Beghi, etc., Met A 4, 310654.
292. /. Hedworth, etc., Met A 5, 220226.
292b. 5. Hori, etc., Met A 6, 313479.
292c. Padmanabham, WAA 7, 410026.
292d. R. D. Schmidt— Whitley, Met A 7, 310351.
293. В. М. Watts, etc., Met A 4, 312238.
294. R. J. Reynik, etc., MA 1, 186.
294b. R. E. Doerr, etc., Met A 5, 130998.
294c. 5. /. Horowitz, etc., Met A 6, 330413.
294d. Y. Limoges, Met A 6, 152350.
295. F. J. Radavich, etc., JIMMA 14, 431.
296. H. J. Seemann, etc., JIMMA 9, 70; 14, 107.
297. M. Renouard, JIMMA 19, 516; 22, 175.
298. V. I. Arkharov, etc. (В. И. Архаров и др.), JIMMA 24, 773.
299. /. Amitami, JIMMA 28, 417.
300. W. Roth, JIMMA 28, 929.
301. K. Uemura, JIMMA 6, 137; 8, 81.
301b. /. B. Edwards, etc., Met A 1, 130154.
58

302. /. /. Huet, JIMMA 31, 359, 936.
303. D. I. Lainer, etc. (Д. И. Лайнер и др.), JIMMA 32, 525.
304. F. L. Lokshin, etc. (Ф Л. Локшин идр), Met A 1, 620123.
305. N. M. Voropai etc. (Я. M. Воропай и др ), Met A 1, 110328, 620124.
306. D. M. Rabkin etc. (Д. M. Рабкин и др.), Met A 2, 620109; 3, 110759.
307. У. Funamizu, etc., Met A 5, 120496.
308. F. M. d'Heurle, etc., Met A 5. 331285.
309. B. N. Agarwala, etc., Met A 5, 331398.
310. W. Bernhardt, MA 2, 1181.
311. V. S. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золоторевский и др.), МА 2, 306.
312. V. V. Teleshov, etc. (В. В. Телешов и др.), Met A 1, 120124.
313. F. S. Novik, etc. (Ф. С. Новик и др.), Met A 2, 120311; 3, 560194.
314. Е. V. Kuk, etc., Met A 1, 120713.
315. М. G. Hail, etc., Met A 2, 130664.
316. D. L. Baty, etc., Met A 3, 110586.
317. S. N. Singh, etc., Met A 3, 560412.
318. W. Bernhardt, Met A 5, 151819.
319. D. Fainstein, etc., Met A 4, 560464.
320. A. M. Reti, etc., Met A 5, 140610.
320b. E. G. Fuchs, etc., Met A 6, 110238, 110578, 10638.
321. H. M. Clark, etc., Met A 5, 140614.
321b. T. Igarashi, etc., Met A 6, 140394.
322. A. D. King, etc., Met A 3, 130518.
323. M. L. V. Gayler, JIMMA 12, 356; 14, 153, 248.
324. W. DeSorbo, etc., JIMMA 26, 314.
325. V. Prakash, etc., JIMMA 26, 655.
326. D. Turnbull, etc., JIMMA 28, 440.
327. E. J. Nielsen, etc., JIMMA 30, 661.
328. /. Calvet, etc., JIMMA 5, 532; 7, 102.
329. A. Guinier, JIMMA 5, 589, 788; 6, 460, 520.
330. G. D. Preston, JIMMA 5, 590; 6, 101; 7, 160.
330b. У. A. Bagaryatsky (Ю. А. Багаряцкий), JIMMA 19, 647, 648; 20, 1006, 1007.
331. K. I to, JIMMA 24, 717.
331b. A. Hauet, etc., Met A 6, 140152.
332. C. W. Tucker, etc., JIMMA 26, 923.
332b. V. B. Ghate, etc., JIMMA 27, 17.
333. К. М. Entwistle, JIMMA 30, 106, 190.
334. H. Mitani, etc., Nippon Kinzoku Gakkai Shi., 1961, v. 25, p. 639.
335. /. Okamoto, etc., Met A 2, 130663, 140270.
335b. /. P. Miraille, etc., Met A 6, 130133.
336. P. Vigier, etc., Met A 5, 130847.
337. N. Lysenko, etc. (Я. Лысенко и др.), Met A 2, 330426.
337b. S. Mader, etc., Met A 6, 140022.
338. M. E. Fine, etc., JIMMA 26, 460.
339. G. Borelius, etc., Physical Chemistry of Metals and Alloys: NPL 9th Symp., I960,
2, 4F.
340. G. Borelius, etc., JIMMA 31, 359, 845.
341. H. Kimura, etc., JIMMA 30, 851.
342. A. M. Canas, etc., Met A 3, 140004.
343. T. S. Ke. JIMMA 17, 158; 18, 255.
344. A. Guinier, JIMMA 17, 261.
345. W. Wepner, JIMMA 22, 308.
346. P. Bussy, etc., JIMMA 21, 137, 939.
347. Я. Nishimura, etc., JIMMA 22, 869.
348. /. Hystrom, JIMMA 22, 548; 23, 51.
349. Я. Wildsdorf, etc., JIMMA 22, 539; 23, 109.
350. A. Winkelmann, JIMMA 24, 620; 25, 251.
351. N. N. Buinov, etc. (H. H. Буйное и др.), JIMMA 26, 314.
352. P. A. Jacquet, etc., JIMMA 26, 600; 27, 97.
352b. L. S. Palatnik, etc., (Л. С. Палатник .и др.), JIMMA 28, 42.
353. N. N. Buinov, etc. (H H. Буйное и др.), JIMMA 27, 630; 29, 230.
354. G. Thomas, etc., JIMMA 29, 759.
355. К Matsuura, etc., JIMMA 31, 474.
355b. К. С Russell, Met A 2, 140450.
356. G. Dupouy, etc., JIMMA 32, 185.
356b. В. У. Lyubov, etc. (В Ю Любое и др.), Met A 3, 130939.
357. /. В. Clark, etc., JIMMA 32, 1221.
358. A. Guinier, etc., JIMMA 9, 346; 10, 68.
359. T. Suzuki, JIMMA 18, 649.
360. V. Gerold, JIMMA 22, 1041; 23, 436; 26, 469.
361. K. Doi, JIMMA 28, 248.
362. T. Imura, etc., JIMMA 30, 731.
363. N. N. Buinov, etc. (Я. Я. Буйное и др.), JIMMA 32, 557, 1110.
364. D. R. James, etc., MA 1, 683.
365. R. Baur, etc., MA 2, 505, 1701.
365b. V. A. Phillips, Met A 6, 120646.
366. A. V. Dobromyslov (А. В. Добромыслов), Met A 5, 120421.
367. K. Toman, JIMMA 24, 162; 25, 442; 28, 232.
368. У. A. Bagaryatski (Ю. А. Багаряцкий), JIMMA 28, 231.
369. F. Rohner, JIMMA 15, 262; 19, 577; 22, 186.
59

370. W. В. Grupen, etc., JIMMA 32, 1124.
371. A. Guinier, JIMMA 20, 18, 22, 311.
372. R. B. Nicholson, etc., JIMMA 26, 254, 839.
373. P. Guyot, Met A 6, 310423.
374. /. R. Parsons, etc., Met A 4, 130118.
375. /. P. Gullot, etc., Met A 5, 121338; 7, 150235.
376. H. Jagodzinski, etc., JIMMA 17, 639.
377. R. R. Zakharova, etc. (P. P. Захарова и др.), JIMMA 29, 340.
378. M. /. Zakharova (M. И. Захарова), JIMMA 18, 93.
379. /. М. Silcock, etc., JIMMA 21, 616.
380. R. Castaing, etc., JIMMA 22, 1166.
381. M. Paganelli, etc., JIMMA 25, 343.
382. R. B. Nicholson, etc., JIMMA 27, 97.
383. P. Deschamps, JIMMA 31, 329, 551.
384. A. J. Perry, MA 1, 1031.
385. R. Castaign, etc., JIMMA 16, 786; 17, 166, 813; 18, 262.
385b. T. Hirouchi, etc., WAA 7, 540010.
386. O. Kawano, etc., Met A 5, 120871.
387. Y. A. Bagaryatsky (Ю. А Багаряцкий), JIMMA 22, 522.
388. R. O. Williams, JIMMA 25, 171, 511.
389. C. 5. Barrett, AIME Tr., 1945, 161, ,15.
390. A. Saulnier, JIMMA 23, 112, 123, 300; 24, 486.
391. B. S. Berry, etc., JIMMA 26, 656; 27. 18. bod.
392. L. M. Bland, JIMMA 24, 348.
393. R. Castaing, JIMMA 24, 717.
394. A. Kelly, etc., JIMMA 25, 511; 26, 823; 27, 553, 779.
395. /. T. Song, Met A 6, 140576.
396. R. B. Nicholson, etc., JIMMA 28, 244.
397. V. G. Rakin, etc., JIMMA 29, 875.
398. /. G. Byrne, etc., JIMMA 29, 881.
399. R. L. Fleischer, JIMMA 31. 209.
400. H. Haberkorn, etc., Z. Metallkunde, 1971, Bd 62, S. 200; in Electron Microscopy and
Structure of Materials. G. Thomas, etc., Eds., 538. U. of California Press., 1972.
401. Z. Jeffries, etc., JIM 27, 371; 28, 632; 29, 662.
402. H. K. Hardy, etc., JIMMA 23, 120; 24, 604.
403. T. Takeyama, JIMMA 26, 923.
404. H. Mahl, etc., JIMMA 10, 12; 12, 176, 281.
405. R. Hasiguti, JIMMA 18, 173.
406. R. Graf, etc., JIMMA 21, 1002; 22, 174; 23, 180.
407. F. Sebilleau, JIMMA 23, 1091.
408. M. V. Heimendahl, etc., JIMMA 30, 731; 32, 451.
409. A. F. Beck, MA 1, 527.
410. G. L. Bucknell, etc., JIMMA 17, 813.
411. A. Guinier, JIMMA 18, 364.
412. H. K. Hardu, JIMMA 17, 810, 925.
413. W. Koster, JIMMA 18, 596.
414. H. K. Hardy, JIMMA 18, 758; 21, 603.
415. R. Castaing, etc., JIMMA 22, 117.
416. V. Dehlinger, etc., JIMMA 22, 522; 25, 454.
417. A. Guinier, JIMMA 24, 377.
418. T. Hornbogen, MA 2, 965, 1701.
419. N. N. Buinov, etc. (H. H. Буйное и др.), JIMMA 24, 813; 20, 1040.
420. H. Franz, etc., JIMMA 24, 814.
421. G. W. Lorimer, etc., Met A 1, 121059; 2, 120944.
422. G. W. Lorimer, Met A 4, 120998.
423. K. M. Yamaleev, etc. (К- М. Ямалеев и др.), Met A 5, 120934, 140540.
423b. A. M. Zahra, etc., WAA 7, 520011.
424. D. Turnbull, etc., JIMMA 28, 962.
425. M. A. Quader, JIMMA 31, 349.
426. /. D. Boyd, etc., Met A 5, 121125, 150147.
427. G. Wassermann, etc., JIMMA 2, 512; 5, 207, 576.
428. D. Vaughan, Met A 1, 130604; 2, 120572; 3, 120667.
429. /. M. Silcock, etc., JIMMA 24, 630.
430. S. Kajiwara, Met A 2, 130679; 3, 130149.
431. R. F. Mehl, etc., JIM 50, 485; 53, 129.
432. D. Vai.ghan, etc., JIMMA 32, 1188.
433. C. Laird, etc., Met A 1, 110455, 120771, 121115, 12!lib
434. R. B. Nicholson, Met A 2, 210105.
435. P. A. Jacquet, etc., JIMMA 29, 761.
435b. N. Takahashi, etc., Met A 6, 140025.
436. /. Nutting, Met A 4, 311390.
437. P. Lacombe, etc., JIMMA 17, 166.
438. E. Langer, JIMMA 24, 27.
439. G. Thomas, JIMMA 27, 312.
440. U. Dehlinger, etc., JIMMA 24, 957; 27, 377.
441. U. Kdster, etc., Met A 2, 120484, 130302. 121400.
442. G. Thomas, etc., JIMMA 23, 112.
442b. C. Hanauer, etc., Met A 6, 140258.
443. W. P. Sykes, CA 33, 2861.
444. R. D. Heidenreich, JIMMA 17, 22, 821.
60

445. /. Catvet, etc., JIMMA 28, 789.
446. K. Gorev, etc. (К. Горев и др.), Met A 1, 140331; 2, 140122, 140299.
447. M. L. V. Gayler, etc., JIMMA 15, 278; 16, 201.
448. У. Mishima, etc., JIMMA 20, 473; 23, 1081.
449. G. Mima, JIMMA 22, 109.
450. H. K. Hardy, etc., JIMMA 22, 537.
451. V. G. Rakin, etc. (В. Г. Ракин и др.), JIMMA 32, 275, 788.
452. V. A. Pavlov (В. А. Павлов), JIMMA 22, 427.
453. S. Koda, etc., JIMMA 23, 545; 30, 661.
454. G. Thomas, etc., JIMMA 25, 83.
455. A. Kellu, etc., JIMMA 26, 521.
456. R. J. Price, etc., JIMMA 31, 17; 32, 111, 1038.
457. T. S. Ke, etc., Met A 1, 130712, 311388.
458. S. Koda, etc., JIMMA 31, 337.
459. A. Abel, etc., MA 2, 704.
460. /. Gokyu, etc., Met A 2, 140424.
461. M. Nemoto, etc., Met A 5, 140661.
462. С. Н. Townes, etc., JIMMA 11, 284.
463. A. Saulnier, JIMMA 17, 701; 18, 265.
464. С. Н. Samns, JIMMA 7, 399; 8, 190.
465. D. Vaughan, etc., MA 2, 1914.
466. M. Nemoto, etc., JIMMA 32, 353.
467. G. C. Weatherly, Met A 3, 120489, 130506; 4, 120983.
468. A. D. Brailsford, etc., Met A 2, 130789.
469. H. B. Aaron, etc., Met A 1, 120935; 3, 121463; 4, 150001.
470. G. C. Weatherly, etc., Met A 4, 120596.
471. C. Ranson, etc., Met A 4, 140203.
472. H. Auer, etc., JIMMA 5, 208; 7, 8, 113.
473. A. R. Weill, JIMMA 16, 196.
473b. R. R. Hellborg, Met A 6, 140089.
474. /. N у sir от, JIMMA 23, 51.
475. Y. Marakami, etc., JIMMA 27, 649.
476. V. A. Smalshenko, etc. (В А. Смальченко и др.), JIMMA 28, 340.
477. P. Barrand, etc., MA 2, 1725; Met A 1, 140003.
477b. H. Hori, etc., Met A 6, 140421.
478. G. Wassermann, etc., Met A 2, 140002, 140453.
479. /. L. Coze, etc., Met A 4, 121270, 140314; 6, 140562.
480. M. L. V. Gayler, etc., J. Inst. Metals, 1940, v. 66, 67, 72, p. 311, 317.
481. W. Koster, etc., JIMMA 12, 244.
482. W. Koster, Z. Metallkunde, 1948, 39, 111.
483. E. S. Nachtman, Thesis, III. Inst. Tech. Chicago, 1950.
484. A. Yamamoto, Thesis, III. Inst. Tech., Chicago, 1951.
485. A. F. Weinberg, Thesis, IIL. Inst. Tech., Chicago, 1953.
486. F. I. Lokshin, etc. (Ф. И. Локшик и др.), МА 2, 208.
487. /. С. McDonald, Met A 3, 140121.
488. У. Gefen, etc., Met A 5, 140088, 140089.
489. N. A. Saposhnikov (H. А. Сапожников), JIM 44, 484.
490. H. Kawai, JIM 53, 553.
491. H. Bohner, JIMMA 3, 503.
492. W. L. Fink, etc., JIMMA 3, 296; 649; 4, 34, 380; 5, 86, 771; 6, 350; 7, 103, 432; 8, 184.
493. W. Kdster, Z. Metallkunde, 1940, Bd 32, S. 282.
494. A. H. Cottrell, JIMMA 21, 1001.
495. T. Hirone, etc., JIMMA 23, 879.
496. K. Tanaka, etc., JIMMA 22, 1026; 23, 282.
497. T. Morooka, JIMMA 25, 235.
498. B. J. Elliott, etc., JIMMA 25, 74.
499. K. Matsuura, etc., JIMMA 26, 28.
500. D. Dew Hughes, etc., JIMMA 28, 340.
500b. G. Pysz, etc., Met A 1, 140346.
500c. N. F. Fiore, etc., Met A 4, 311599.
501. D. W. Borland, etc., Met A 6, 140342.
502. P. A. Chevenard, etc., JIM 39, 482; 47, 73; 50. 348; JIMMA 4, 328.
503. F. Von Goler, etc., JIM 41, 244; 43, 446; 44. 485.
503b. M. Sakamoto, etc., MA 1, 1087.
504. /. Weeds, JIM 50, 486.
505. T. Takeuchi, JIMMA 2, 337.
506. H. Kawai, JIMMA 2, 146.
507. L. W. Kempf, etc., AIME Tr., 1936, 122, 266.
508. Takeuti, JIMMA 5, 657.
509. K. Kawamura, JIMMA 5, 675.
510. M. /. Zakharova, etc. (M. И. Захарова и др.), Dokl. Akad. Nauk SSSR, 1955,
v. 108, p. 841 (Доклады Академии наук СССР, 1956)
511. М. Takiuchi, etc. Light Metals Tokyo, 1958, v. 30, p. 21.
512. K. L. Meissner, JIM 36, 433; 40, 500.
513. W. Fracnkel, JIM 36, 430.
514. W. Hartnagel, JIMMA 5, 208.
515. Л. Durer, JIMMA 8. 294.
516. F. Aubertin, etc., JIMMA 18, 596; 21, 607.
517. D. W. Levinson, Thesis, III. Inst. Tech., Chicago, 1953.
M8. M. E. Fine, JIMMA 26, 911.
61

519. A. Ersumer, JIMMA 29, 209.
520. W. K6ster, etc., MA 2, 1542.
521. E. D. Zakharov, etc. (E. Д. Захаров и др.), Met A 2, 110173.
521b. A. M. Canas, Met A 3, 140004.
522. /. P. Mirallle, etc., Met A 5, 330821.
522b. M. Leroy, Met A 5, 110128, 120647.
523. A. Junqua, etc., Met A 6, 140322.
523b. G. Desarmot, WAA 7, 530086.
524. W. Fraenkel, etc., JIM 53, 695; JIMMA 1, 69, 167.
525. K. L. Meissner, JIM 39, 483.
526. L. Pessel, JIM 44, 486.
527. E. Sonnchen, JIMMA 2, 284, 381, 595.
528. H. Kawai, JIMMA 16, 546.
529. D. Whitham, JIMMA 19, 543.
530. /. R. Galvele, etc., Met A 4, 350217, 350327.
531. K. N. Strafford, etc., Met A 4, 351322.
532. D. S. Lin, etc., Met A 3, 140204, 140205.
533. /. D. Grogan, JIMMA 14, 258.
534. W. Stenzel, etc., JIM 53, 694; JIMMA 1, 69, 231.
535. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 7, 151.
536. G. Mima, JIMMA 8, 218.
537. Y. Fujinaga, etc., Met A 2, 120912.
538. P. H. Shingu, etc., Met A 2, 130240.
539. R. Kumar, etc., Met A 4, 121680.
540. F. Bollenrath, JIMMA 1, 75.
541. S. Konobeevski, etc. (С Конобеевский и др.), JIMMA 3, 346; 10, 382; 11, 396; 12,
108, 394.
542. A. Berghezan, JIMMA 19, 15; 20, 18; 21, 589; 22, 312.
543. A. Kussmann, JIMMA 21, 530.
544. N. Gane, etc., JIMMA 27, 301.
545. Y. Murakami, etc., JIMMA 32, 793.
546. H. K. Howard, etc., Met A 2, 130246.
547. M. von Heimendahl, MA 2, 986.
548. T. V. Rajan, etc., Met A 4, 140361.
549. K. Matsuura, etc., JIMMA 25, 854, 907.
550. /. B. Mitchell, JIMMA 30, 741.
551. G. Bartsch, etc., JIMMA 31, 337.
552. D. Driver, etc., MA 2, 1953.
553. /. D. Cook, etc., Met A 1, 140315; 2, 140336.
554. R. R. Zakharova, etc. (P. P. Захарова и др.), JIMMA 32, 1351.
554b. N. Takahashi, Met A 6, 140154.
555. W. L. Fink, CA 24, 5275.
556. N. N. Buinov, etc. (Я. Н. Буйное идр), JIMMA 24, 813.
556b. H. Richter, etc., JIMMA 29, 833.
557. M. Sahao, etc., Met A 6, 140180.
557b. /. С McDonald, MA 2, 1181.
557c. K. Nishimo, JIMMA 32, 534.
557d. M. Tzur, etc., Met A 6, 140407.
557e. G. Moan, etc., Met A 6, 140492.
558. A. Guinier, etc., JIMMA 12, 356.
559. W. F. Hostord, etc., Met A 5, 311081.
560. A. Portevin, etc., JIM 30, 607.
561. A. Rosen, Met A 4, 312711.
562. G. Grauschopf, etc., Met A 4, 311679.
563. /. G. Morris, etc., Met A 4, 140481.
564. D. P. Kedzie, etc., JIMMA 32, 1032.
565. M. Shimura, etc., Met A 2, 130633.
566. R. Roberge, etc., MA 2, 1161; Met A 2, 120020, 120467.
566b. V. B. Nileshwar, JIMMA 31, 814.
567. G. Lenoir, JIMMA 21, 940.
568. У. Amano, MA 2, 343.
569. P. /. E. Forsyth, etc., JIMMA 19, 373; 21, 241, 861; 22, 539, 941; 23, 436.
570. L. R. Van Wert, JIMMA 2, 583.
571. T. Evans, etc., Met A 2, 121582.
572. W. L. Finlay, etc., JIMMA 16, 398; 17, 811.
573. R. F. Hanstock, JIMMA 16, 702.
574. Г. J. Koppenaal, etc., JIMMA 31, 911.
575. M. С Shine, etc., Met A 5, 140523.
576. G. Vogl, etc., MA 1, 45.
577. F. Pieragostini, etc., MA 1, 1057.
578. L. E. Katz, etc., Met A 1, 160259.
579. P. A. Thackery, etc., Met A 2, 120727.
579b. M. Nemoto, etc., Met A 5, 160381.
579c. K. Miura, etc., WAA 7, 530055.
580. /. //. Kittel, JIMMA 21, 861.
581b. A. Risbet, etc., Met A 6, 160070.
582. G. Sachs, Z. Metallkunde, 1928, Bd 20, S. 428.
583. W. Grebe, MA 1, 680.
583b. G. A. Walker, etc., Met A 6, 331940.
584. G. Shinoda, JIMMA 6, 43, 301; 7, 247; 8, 53.
62

585. А. 5. Sharma, ЛММА 17, 15, 797; 20, 1008.
586. A. Chitty, JIMMA 25, 147.
587. L. W. Kempf, etc., JIMMA 6, 44, 350.
587b. A. Q. Khan, Met A 6, 140293.
588. H. K. Hardy, JIMMA 18, 163; 23, 1081.
589. H. Bohner, JIMMA 1, 562.
590. D. A. Petrov (Д А. Петров), JIMMA 4, 592; 5, 428.
590b. W. Kroll, JIM 53, 13.
591. H. Y. Hunsicker, JIMMA 7, 103, 432.
592. W. Koch, etc., JIMMA 2, 569.
593. A. F. Polesya (А. Ф. Полеся и др.), etc., Met A 1, 120648.
594. У. Baba, Met A 3, 140131.
595. A. K. and C. P. Chatterfee, JIMMA 26, 1023.
596. M. L. V. Gayler, etc., С А 26, 2683.
597. M. L. V. Gayler, JIMMA 4, 326.
598. /. /. Polmear, etc., JIMMA 20, 630; 25, 241.
599. /. M. Silcock, etc., JIMMA 23, 111; 27, 559.
599b. H. Kimura, etc., JIMMA 29, 882.
600. К. М. Entwistle, etc., JIMMA 30, 373; MA 1, 186; Met A 2, 151138.
601. B. Noble, Met A 1, 140204, 140223.
601b. У. Baba, Met A 3, 140027.
602. /. B. M. Nuyten, Met A 1, 140026; 3, 140003, 140046.
603. S. Matsuo, etc., Met A 2, 151237.
603b. G. B. Brook, etc., Met A 2, 120949.
603c. G. E. Thompson, etc., Met A 7, 140058.
604. F. J. Kievits, etc., Met A 4, 140152.
605. T. Morinaga, etc., JIMMA 22, 1150; 23, 281.
606. A. /. Perry, etc., Met A 2, 140145.
607. K. L. Dreyer, JIMMA 16, 123.
608. A. J. Perry, etc., Met A 1, 140040.
609. H. Nishimura, JIM 40, 497; 41, 438; 43, 447.
610. W. Kroll, JIM 36, 432.
611. V. I. Arkharov, etc. (В. И. Архаров идр), JIMMA 21, 781.
612. V. I. Arkharov, etc. (В. И. Архаров и др.), JIMMA 27, 375, 376, 647.
613. H. Borchers, etc., Met A 2, 140329; 3, 140092.
614. G. Bouvy, etc., MA 1, 30.
615. T. V. Rajan, etc., Met A 3, 140206.
616. W. L. Finlay, JIMMA 17, 640; 18, 421.
617. R. D. Barer, etc., JIMMA 17, 158.
617b. W. L. Fink, etc., J. Inst. Metals, 1930, v. 44, p. 241.
618. G. Masing, etc., JIM 53, 627.
619. H. Auer, etc., JIMMA 7, 345; 20, 831.
620. R. Graf, etc., JIMMA 22, 171; 24, 126, 469.
621. H. Herman, etc., JIMMA 30, 452, 595.
622. M. von Heimendahl, Met A 2, 121482.
623. /. Delafond, etc.. Met A 4, 330819.
624. D. A. Petrov (Д А. Петров), JIMMA 14, 159.
625. V. Prakash, etc.,' MA 1, 842.
626. H. Shimizu, etc., Met A 3, 140232.
627. K. Asano, etc., Met A 4, 140421; 6, 140292.
628. R. H. Beton, etc., JIMMA 25, 148, 149.
629. R. Graf, JIMMA 25, 592.
630. H. Herman, MA 1, 1056.
631. U. Asakura, JIMMA 8, 53.
632. S. V. Avakyan, etc. (С В. Авакян и др.), С А 44, 6370.
633. L. E. Mondolfo, JIMMA 27, 28.
634. F. C. Althof, JIMMA 16, 391.
635. G. Derge, JIMMA 4, 337.
635b. H. Franz, JIMMA 25, 219, 733.
636. G. S. Smith, Progr. Met. Phys., 1949, v. 1, p. 103.
637. P. Smoluchowski, JIMMA 17, 261.
638. G. Borelius, JIMMA 19, 289; 20, 106.
639. L. S. Palatnik (Л. С. Палатник), JIMMA 22, 307.
640. /. L. Meijering, JIMMA 20, 630.
641. E. Rudberg, JIMMA 21, 622.
642. H. Jagodzinski, JIMMA 23, 891.
643. L. N. Larikov, etc. (Л. Н. Лариков и др.), Met A 5, 110310.
644. 5. Fujikawa, etc., Met A 5, 130616.
645. L. M. Bland, JIMMA 25, 241.
Al — Dy
В последние годы заметно повысился интерес к редкоземельным элемен-
элементам, поскольку они являются побочными продуктами при производстве
урана для атомных реакторов. С целью найти применение этим материалам
их диаграммы состояния были достаточно хорошо изучены, однако широкого
распространения сплавы Al—Dy не получили.
63

^На диаграмме состояния А1 — Dy образуется эвтектика А1—DyAl3 при
637°C и концентрации ~35% Dy (рис. ,24). Растворимость диспрозия в твер-
твердом алюминии незначительна (<0,05%). Соединение DyAl3 F9,8% Dy)
образуется в результате перитектической реакции Ж+Е>уА12-Я}уА13 при
1087°С; при 1027°С это соединение испытывает аллотропическое превращение.
т. к
1200
1000
500
1127
927
727
527
Al 20 «О 60
Dy, % (no массе)
Рис. 24. Диаграмма состояния Al—Dy
80
Высокотемпературная структура р (DyAl3) имеет тетрагональную решетку с
о о
параметрами а=9,90 А, с = 12,66 А [1] или, что более вероятно, ромбоэдри-
о
ческую решетку с эквивалентными гексагональными параметрами а=6,065 А,
о
? = 35,85 А '[2, 3]. Низкотемпературная форма имеет гексагональную решетку
(пространственная группа Рбз/^^гс, 16 атомов в элементарной ячейке) с
параметрами а = 6,097 А, с = 9,534 А [4, 5] или а = 6,086 А, с=9,529 А [3].
Изучены магнитные и электронные свойства сплавов [6—7]. В работе [8]
сообщается о соединении DyAU, но позднее установлено, что это соединение
DyAl3. О других соединениях сообщается в работах [9—14].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. Casteels, Met A 1, 110033.
2. К. И. J. Buschow, etc., MA 1, 1017; Met A 1, 110032.
3. О. /. Zalutskaya, etc. (О. И Залуцкая и др.), Met A 2, 110423; 3, 110729.
4. /. N. van Vucht, etc., JIMMA 32, 1196.
5. N. C. Baenziger, etc., JIMMA 32, 262.
6. K. H. J. Buschow, MA 2, 1058.
6b. C. Rettori, etc., Met A 6, 151550.
7. Л. M. van Diepen, etc., Met A 1, 150942.
8. /. L. Moriarty, Jr., etc., quoted in F. H. Spedding, etc., The Rare Earths, 363,
Wiley, 1961.
9. Elliott, 1965.
10. V. A. Podergin (В. А. Подергин), MA 1, 1809.
111. C. Becle, etc., Met A 1, 120131.
12. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
13. A. Meyer, Met A 2, 210209.
14. Shunk, 1969.
64

Al
Ег
В системе Al—Ег со стороны алюминия образуется эвтектика А1+ЕгА13
при 655°С и концентрации ~6% Ег (рис. 25). Растворимость эрбия в твер-
твердом алюминии незначительна, и добавки эрбия не влияют на параметр ре-
решетки алюминия [1, 2]. Соединение ЕгА13 F7,3% Ег) имеет кубическую
решетку (пространственная группа РтЗт, 4 атома в элементарной ячейке)
Ег; % (по массе)
Рис. 25. Диаграмма состояния А1 — Ег
с параметром» а = 4,216 А [2—5]. При добавлении 0,01% Si и медленном
охлаждении можно получить ЕгА13 с ромбоэдрической решеткой типа
НоА13 /[6]. Это соединение ферромагнитное [7—9]. Соединение ЕгА13 обра-
образуется по перитектической реакции Ж+ЕгАЬг-^ЕгАЦ. Изучены соединения,
более богатые эрбием i[6, 10—12].
Добавка 5% Ег к алюминию повышают его HV от 200 до 360 МН/м2
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. М. Savitski, etc. i(?. М. Савицкий и др.), ЛММА 28, 2
2. /. Н. van Vucht, etc., MA 1, 1017.
3> Р;Л Krypyabevicb. etc. (Я. И. Крипякевич и др.), Dop. Akad. Nauk. Ukrain. SSR
1963, v. 1, p. 61.
4. V. A. Podergin (В. А Подергин), MA 1, 1809.
5- Od9&&i!'!^ ДоклаАЫ Академии наук УССР'
6. A. Meyer, Met A 2, 210209; 3, 121091.
7. K. H. J. Buschow, etc., MA 2, 1058.
8. A. M. van Diepen, Met A, 150942.
8b. C. Rettori, etc., Met A 6, 151550.
9. M. O. Bargouth, etc., Met A 5, 331783.
10. Elliott, 1965.
П. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
12. Shunk, 1969.
3 Зак. 218
65

Al - Ей
На диаграмме состояния Al—Eu со стороны алюминия образуется сое-
соединение ЕиАЦ E9,4% Ей). Оно имеет объемноцентрированную тетрагональ-
тетрагональную решетку (пространственная группа 14/mmtn, 8 атомов в элементарной
о о
ячейке) с параметрами а=4,396, с= 11,17 или а=4,42 А, с= 11,12 А
[1—4]; образуется, вероятно, по перитектической реакции из ЕиА12 [2].
Данные о сплавах, богатых европием, сообщаются в работах [5—7]. Изу-
Изучены магнитные свойства соединений [4, 8].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Н. Buschow, etc., JIMMA 32, 1196, 1343; MA 1, 1017.
2. /. /. Zalutsky, etc. (И. И. Залуцкий и др.), MA 1, 654.
3. V. A. Podergin (В. А. Подергин), MA 1, 1809.
4. К. Н. Mader, etc., Met A 2, 330004.
5. Elliott, 1965.
6. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
7. Shunk, 1969.
8. A. M. van Diepen, etc., Met A 3, 150448.
Al - F
Фториды алюминия часто используют в качестве компонентов алюми-
алюминиевых флюсов; фреон (CCI3F2), смеси азота с фреоном также применяли
в качестве флюсов i[l]. Действие большинства флюсов, которые содержат
A1F3 или криолит CNaF-AlF3), основано на эффекте растворения при уда-
удалении окиси или других примесей [1Ь]. В работе [2] сообщается, что флю-
флюсы, содержащие фтор, очень эффективны при удалении магния. Криолит —
основной компонент электролитических ванн, в которых получают алюми-
алюминий; и A1F3, и криолит являются компонентами соляного слоя в некоторых
трехслойных электролизерах, применяемых для рафинирования алюминия
[3—8]. Согласно работе [9], добавки фтора в алюминий, полученный
зонной плавкой, способствуют удалению меди и железа. Действие A1F при
рафинировании алюминия аналогично действию А1С1 (система А1—С1)
[10—16]. Изучена растворимость алюминия в криолите [16 Ь].
Алюминий и фтор образуют два соединения: монофторид алюминия
(A1F) и трифторид алюминия (A1F3). Соединение A1F D1,3% F) существует в
газообразной фазе, при охлаждении оно разлагается на алюминий и трифто-
рвдд [/17—18]. Расчетная теплота образования составляет (—200) 4-(—250)
кДж/моль в газообразном состоянии и (—430) Ч-(—700) кДж/моль в твердом
состоянии [И, 15, 18—21]. Существование соединения A1F2 E8,5 F) маловеро-
маловероятно; его расчетная теплота образования должна составлять — 770 кДж/моль
[18].
Трифторид алюминия A1F3 F7,9% F) существует как мономер, димер
и тример ,[22]. Температура плавления и сублимации трифторида равна
1257°С :[23]. Теплота возгонки составляет 280—300 кДж/моль ,[19, 24—26]
для A1F3 и 350 кДж/моль для Al^Fe [26]. Теплота образования изменяется
от —1300 до —1500 кДж/моль i[19, 27—30]; значение 1480 кДж/моль—
наиболее достоверное [21]. Соединение A1F3 имеет ромбоэдрическую ре-
о
шетку (пространственная группа /?32) с параметром а=5,029-4-5,039 А;
а = 58°ЗГ [31, 32]. Также может быть идентифицирована гексагональная
о о
решетка с параметрами а=4,914 А, с= 12,46 А. Более раннее значение па-
о
раметра гексагональной решетки с=6,25 А (пространственная группа
#312 [33, 34]), по-видимому, неправильно. О межатомных расстояниях
сообщается в работе {35].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. Yamada, etc., Met A 3, 430126.
lb. Af. Boton, Met A 6, 430162.
2. W. Dautzenberg, JIMMA 18, 439; 19, 227; 20, 911; 21, 55.
66

3. F. С. Frary, Tr. Am. Electrochem. Soc, 1886, v. 47, p. 275.
4. H. Bohner, Metall Erz, 1933, 30, 334.
5. R. Gadeau, Rev. Met., 1935, 32; 503; Aluminium, 1936, v. 18, p. 14.
6. A. V. Zeerleder, С А 30, 1663, 8038.
7. H. Rdhrig, JIMMA 5, 233, 11, 130.,
8. P. Drossbach, JIMMA 6, 380.
9. V. N. Vigdorovich, etc. (В. Н. Вигдорович и др.), JIMMA 32, 417.
10. A. Schneider, etc., JIMMA 20, 361.
11. P. Gross, etc., С А 49, 708.
12. A. Y. Radin (А. Ю. Радин), СА 53, 17747.
13. A. Y. Baimakov (А. Ю Баймаков), С А 53, 11926.
14. А. И. Беляев. — «Известия вузов. Цветные металлы», 1958, № 1, стр 116.
15. 5. A. Semenkovich, (С. А Семенкович), СА 55, 17326.
16. P. Gross, etc., CA 56, 8419.
16b. К. Yoshida, etc., Met A 1, 440139; 5, 440197.
17. W. Klemm, etc. Z. Anorg. Allgem. Chem, 1943, Bd 251, S. 233.
17b. D. R. hide, Jr., US Nat. Bur. Stds., Rep., 7796, 1963.
18. F. 1rmatin, С А 44, 430.
19. W. P. Witt, etc., CA 54, 5233.
20. R. F. Barrow, CA 54, 23703.
21. JANAF Thermochemical Tables, Dow Chemical Co., Midland, Michigan, 1960.
22. R. F. Porter, etc., CA 55, 7029.
23. O. Ruff, etc., С А 28, 976.
24. P. Gross, etc., JIMMA 17, 517; 18, 146.
25. R. F. Krause, etc., US Nat. Bur. Stds., Rep., 7796, 1963.
26. A. Buckler, etc., Met A 1, 320124.
27. H. V. Wartenberg, Z. Anorg. Allgem. Chem., 1926, Bd 151, S. 326.
28. F. R. Bichowsky, etc., The Thermochemistry of the Chemical Substances, Reinhold,
1936.
29. D. Rossini, etc., US Nat. Bur. Stds., Circ. 500, 1952.
30. V. P. Kolesov. etc. (В. П. Колесов и др.), С А 56, 15002.
31. /. Л. A. Ketelaar, CA 27, 3866.
32. Е. Staritzky, etc., CA 45, 11000.
33. A. Ferrari, etc., Gazz. Chim. Hal., 1929, v. 59, p. 927.
34. /. A. A. Ketelaar, Nature, 1931, v. 128, p. 303.
35. P. A. Akishin (П. А. Акишин), Soviet Phys. Cryst., 1959, v. 4, p. 167.
Al — Fe
Железо всегда присутствует в алюминии: оно является преобладаю-
преобладающей примесью технического алюминия, а также основной примесью чистого
алюминия. Оно часто попадает в алюминий при использовании стальной
оснастки при плавке и литье и при замешивании в расплав. Его специально
добавляют в некоторые сплавы системы А1—Си—Ni для повышения жаро-
жаропрочности, в сплавы типа магналия (с низким содержанием магния) — с
целью снижения аномального роста зерна, в сплавы системы Al—Fe—Ni —
для уменьшения коррозии в атмосфере пара при повышенных температурах
и в недавно разработанные проводниковые материалы — в целях упрочне-
упрочнения без существенной потери проводимости.
В жидком состоянии в сплавах Al—«Fe наблюдается образование кла-
кластеров, которое уменьшается от температуры плавления до температур, на
50°С превышающих ее, когда распределение атомов становится хаотичным
[1]. Изучены термодинамические свойства расплавов [1Ь]. В системе Al—Fe
со стороны алюминия образуется эвтектика Al+FeAh при 655°С, а вероят-
вероятный эвтектический состав соответствует 1,7—2,2% Fe [2] (рис. 26). Неопре-
Неопределенность расположения эвтектической точки объясняется трудностью об-
образования зародышей, что способствует возникновению вырожденной эвтек-
эвтектики [3—6]. Вибрация усиливает эту тенденцию '[7—9]. Ведущей фазой
при кристаллизации эвтектики является соединение FeAh [10]. Изучена
сверхпластичность эвтектики [ill]. Предельная растворимость железа в
твердом алюминии соответствует примерно 0,03—0,05% при эвтектической
температуре i[12—15], снижаясь до значений примерно 0,00 х при 427°С
{16, 17]. При закалке из жидкого состояния могут быть получены пересы-
пересыщенные растворы, содержащие до 8,4% Fe [15, 18—24], в которых атомы
железа расположены не беспорядочно, а образуют кластеры [21]. Исследо-
Исследованы теплота растворения железа в алюминии [25] и эффект Мёссбауэра
[25Ь-25е].
Фаза, равновесная с алюминием, обычно обозначается как FeAh
D0,7% Fe), но анализы кристаллов, извлеченных из сплавов, показали, что
3* Зак. 218 67

т,к I—г
1400
7200
5 10
50 40
Al 10
Рис. 26. Диаграмма состояния Al—Fe
20 30
Fe,%(no массе)
40
их состав близок к соединению Fe2Al7 C7,3% Fe) [16,26-30], а кристалли-
C9,5% Fe) [28, 31 32] Соединение FeAl3 образуется непосредственно из
расплава при 1147 С [33], а не по перитектической реакции, как сообща-
сообщалось ранее J2]. Оно имеет моноклинную решетку (пространственная груп-
группа С 2\т, 100 атомов в элементарной ячейке) с параметрами: а= 15,487 А,
6 = 8,0831 А с-12,476 А; Р=107°43' [28, 34]. Вывод .[35, 36], что соедине-
соединение имеет более симметричную орторомбическую решетку связано с силь-
сильной склонностью его к двойникованию [28].
Свойства соединения FeAh таковы: у=3,896 г/см3 [371 а=119Х
?~о о/(м'К) в Диапазоне 27—127°С и ia=15,2.10-e м/(м-К) в диапазоне
17^6Ж РГ0'5 Ом'м ^' «=25.10-з ммз/моль [38];\~0 8х
ХЮВ/(м-К) при температуре, близкой к 327°С [39], но эта величина
слишком занижена ввиду образования несплошностей при растрескивании
соединения. Твердость по Виккерсу при комнатной температуре колеблется
^/Р^ппаХм5и2/50Г10700 МН/М2 [32' 40~43^ наиболее Достоверное значение
HV 8000 МН/м2, затем снижается линейно до 5700 МН/м2 при 357°С и
также линейно до 3000 МН/м2 при 627°С [44]. Предел прочности при растя-
растяжении составляет примерно 15 МН/м2, а при сжатии 16 МН/м2 [32]. Тепло-
Теплота образования, по данным [45], составляет ПО кДж/моль% а согласно ра-
работе [46], 27 кДж/моль. Изучены оптические свойства [46Ь], электронная
структура и атомные связи FeAh [28, 47—49].
Метастабильное соединение FeAl6 B5,6% Fe) обнаружено в быстроох-
лажденных сплавах [6, 50, 50Ь]. Оно имеет орторомбическую решетку
68

(пространственная группа Стст, 28 атомов в элементарной ячейке) с па-
параметрами: а=6,492 А, 6 = 7,437 А, с=8,788 А; изоморфно соединению
МпА16 [51]. Образование соединения FeAl6 вместо FeAl3 является, по-види-
по-видимому, эффектом зародышеобразования, так как FeAh зарождается при не-
небольшой степени переохлаждения (<8°С), a FeAl6 — при более высоких
(>10°С) [6, 20]. Исследованы микроструктура быстро охлажденных спла-
сплавов, их фазовый состав и распределение дислокаций i[15, 20, 21, 52—57].
Параметр решетки алюминия практически не изменяется вплоть до пре-
предела растворимости железа в твердом алюминии @,05% Fe), но сокраща-
сокращается до 4,012 А, если 8,4% Fe остается в твердом растворе после закалки
из жидкого состояния i[15, 23Ь, 58, 58Ь]. Плотность изменяется линейно от
2,69 г/смз при 0% Fe до 3,77 г/см3 при 36% Fe [28, 59]. Плотность распла-
расплава с 5% Fe меняется от 2,502 г/см3 при 777°С до 2,457 г/см3 при 947 С
[60]. Температурный коэффициент линейного расширения снижается ли-
линейно по мере увеличения концентрации железа до значений, отвечающих
коэффициенту линейного расширения соединения FeAh {61, 62]. Усадка
при кристаллизации уменьшается линейно до ~3% для сплава с 5% Fe
[62—64]. С ростом содержания железа вязкость расплавов повышается
[60, 65—66], практически не изменяется поверхностное натяжение [66—
68], теплопроводность снижается. Удельное электросопротивление увеличи-
увеличивается приблизительно до 2,75-10~8 Ом-м при концентрации 0„,05% Fe и
до 2,9-Ю-8 Ом-м при 1% Fe; у сплава в отожженном состоянии измене-
изменение электросопротивления от введения небольших присадок железа менее
заметно [13, 17, 69—79]. Температурный коэффициент электросопротивления
составляет 4,66-102 Ом-м/К [73, 73Ь]. Изучены электросопротивление пе-
пересыщенных сплавов при (—272)-И—268°С) [53] и проводимость распла-
расплавов [65с]. Магнитные свойства мало изменяются от добавок железа [80—
82]. На т.э.д.с. влияет только железо, находящееся в твердом растворе, по-
поэтому ее снижение незначительно [83].
Добавки железа неблагоприятно влияют на механические свойства ли-
литого алюминия, что в основном связано с присутствием железа в виде
крупных первичных или псевдопервичных кристаллов [3] или в виде соеди-
соединений системы А1—Fe-^Si (см. диаграмму состояния Al—Fe—Si), повышаю-
повышающих твердость, но снижающих пластичность [84]. В деформированном со-
состоянии, когда дисперсные частицы железа распределены более равномерно,
сплавы имеют свойства, приведенные в табл. 2 [63, 85—88].
Таблица 2
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al—Fe
сплава
о-в, МН/м2 . .
а0J, МН/м2 . .
б, % ....
HV, МН/м2 . .
А1 99,99
О
45
24
49
140
н
130
120
6
320
Al-f 1% Fe
О
ПО
—
38,3
—
н
160
—
12,6
—
А1+1
О
120
80
30
300
7% F«
Н
190
170
7,5
440
Al-f2,5% Fe
О
ПО
24
—
А1+10% Fe
О
100
5
350
Примечание. О — отожженное состояние, Н — нагартованное состояние.
Сплавы,, приготовленные спеканием или прессованием катапультирован-
катапультированных со сверхбольшими скоростями охлаждения капель, обнаруживают
очень высокие механические свойства, особенно при высоких температурах
[19, 57, 89. 90], однако это скорее связано с тонкодисперсными частицами
окиси алюминия, чем с присутствием железа. Изучены свойства высоко-
69

прочных, высокопроводящих сплавов А1—Fe. Модули упругости сдвига по-
повышаются линейно: каждый процент железа повышает модуль упругости
на ~25%, а модуль сдвига на ~3%. Каждый процент железа снижает коэф-
коэффициент Пуассона примерно на 0,0023% [78Ь, 91]. Скорость прохождения
ультразвуковых волн повышается очень плавно [92], а демпфирующая спо-
способность может увеличиваться или уменьшается [78Ь, 93, 93Ь]. Предел ползу-
ползучести значительно повышается [94—96]; предел усталости, напротив, пони-
понижается, особенно в присутствии крупных кристаллов FeAl3.
Электродный потенциал изменяется незначительно, потенциал FeAh со-
составляет (—0,39)-^ (—0,58) В по сравнению с 0,8 В для алюминия {97—
99]. Такая разность потенциалов @,4 В) между частицами FeAh и матри-
матрицей понижает коррозионную стойкость сплавов ([73—75, 87, 100—105с]. Чем
чище алюминий, тем более заметно влияние FeAh [74]: первые несколько
сотых долей процента железа входят в состав твердого раствора, сегреги-
сегрегируя по границам зерен и субзерен [106—111], что ведет к возникновению
межкристаллитной коррозии ,[105]. Последующие добавки, которые повсю-
повсюду образуют дисперсные частицы FeAh, изменяют характер коррозии от
межкристаллитного до питтингового [112], за исключением коррозии в аг-
агрессивных растворах, где она носит общий характер [112Ь]. При светлом
травлении или анодировании в серной или щавелевой кислоте скорость
растворения FeAh такая же, как у алюминия, и некоторое количество этой
фазы может оставаться в окисной пленке, уменьшая тем самым яркость
поверхности [77, 113—117]. В щелочных растворах железо вновь осажда-
осаждается в виде элементарного железа [117Ь].
Добавки железа приводят к уменьшению размера зерна — в меньшей
степени при кристаллизации из расплава [118—121] и более заметно при
рекристаллизации [68, 122—125]; последнее связывают с закреплением ди-
дислокаций, у частиц, FeAh, что затрудняет рост зерна [126, 127]. Температу-
Температура рекристаллизации с увеличением концентрации железа повышается
{79, 96, 128]. Исследована ликвация железа в процессе кристаллизации
[108, 129—131].
Способность к формообразованию сплавов А1—Fe зависит в основном
от размера и распределения частиц соединений: крупные кристаллы FeAh
приводят к растрескиванию и образованию надрезов, что ухудшает способ-
способность к формообразованию и усталостную прочность >[132—136]; тонкодис-
тонкодисперсные частицы FeAl6 не оказывают подобного влияния [57]. При увели-
увеличении концентрации железа уменьшается склонность к образованию текстуры
[137]; железо в некоторой степени улучшает обрабатываемость алюми-
алюминия резанием [138].
Константы диффузии железа в алюминии в твердом состоянии описаны
в работах [139—143]. Исследованы диффузия и образование соединений в
биметаллических парах А1—Fe [144—149]. Промежуточный слой серебра
снижает скорость диффузии, но не устраняет ее [149]. При осаждении же-
железа на алюминии образуется слой FeAh, снижающий диффузию [150].
Растворение железа в расплавленном алюминии контролируется диффузией
Q== 1,04 эВ [151]. При быстром перемешивании скорость диффузии повы-
повышается [152—154]. О смачивании железа расплавленным алюминием со-
сообщается в работе [154Ь]. Железо не оказывает заметного влияния на диф-
диффузию других металлов в алюминии [155]. Превращение FeAl6->FeAh так-
также контролируется диффузией независимо от содержания кремния [155Ь] с
Q=3,23 эВ
Изучены влияние деформационного разупрочнения ![156], внутреннее
трение и влияние магнитных полей и полей упругих напряжений на тре-
трение [93, 93Ь, 157, 158], эффект нейтронного облучения [1590-
Выделение фазы FeAh из твердого раствора происходит очень медлен-
медленно в сплавах, содержащих равновесное количество (~0,04%) железа в
растворе [93Ь, 127, 160—166], и требуется нагрев до 227—327°С или ин-
интенсивный наклеп, чтобы распад начался за приемлемое на практике время.
Упрочнение при старении незначительное [13, 58Ь], однако в сплавах, полу-
7Q

ченных закалкой из жидкого состояния, когда содержание железа в твер-
твердом растворе повышается примерно на два порядка, распад осуществляется
быстрее [21, 53, 58Ь, 90, 167] и #V~1800 МН/м2 [6, 58b, 167J.
Распад при низких температурах начинается с образования зон ГП1,
когерентных, неупорядоченных, диаметром примерно 5—10 А [54, 58Ь, 167].
Затем возникают зоны типа ГП2, упорядоченные, еще когерентные,, ориенти-
ориентированные в направлении плоскости A00), примерно длиной ~70 А, диа-
диаметром ~10 А [58Ь, 164]. Промежуточная О'-фаза, частично когерентная
с матрицей, имеет, по-видимому, тетрагональную решетку с параметром
а=8,08 А [58Ь, 168]. Ее ориентационное соотношение с матрицей [160,
161]: @01)е, ||A10)ai; [НО]0, ||[001]аь но при высоких температурах
ориентационное соотношение не обнаружено [167], а выделившиеся частицы
имеют сферическую форму [169]. В процессе старения также выделяются
частицы FeAl6 i[90]. Конечная 0-фаза (FeAh), некогерентная, имеет моно-
моноклинную решетку [15, 170—171]. Энергия активации выделения се состав-
составляет -1,75 эВ [127].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. J. Black, etc., MA 1, 1172.
lb. G. /. Batalin (Г. И. Баталии), etc., Met A 6, 151592.
2. Hansen, 1958.
3. E. H. Dix, Jr., JIM 35, 538.
4. E. Scheil, etc., JIMMA 22, 874; 23, 280; 26, 65.
5. H. Spengler, JIMMA 2G, 491.
6. L. Backerud, Met A 1, 110529.
7. W. Rostoker, etc., JIMMA 21, 567.
8. P. D. Southgate, JIMMA 25, 251.
9. R. R. Malinovsky, etc. (P P. Малиновский и др.), Met A 1, 1200o5.
10. P. A. Parkhutuk, (П. А. Пархутик), JIMMA 32, 424.
11. A. A. Presnyakov, etc. (А. А. Пресняков и др ), JIMMA 27, 93.
12. A. Roth, JIMMA 7, 8.
13. /. K. Edgar, JIMMA 16, 124; 17, 799.
14. M. Nishio, etc., Met A 4, 110597.
15. A. Tonejc, etc., Met A 2, 110375; 4, 110471, 120996.
16. H. W. L. Phillips, JIMMA 21, 517.
17. H. Zoller, JIMMA 25, 130.
18. G. Falkenhagen, etc., JIMMA 21, 531.
19. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин и др.), Met A 3, 120238.
20. H. Jones, etc., Met A 3, 140113; 4, 120594.
21. A. Fontaine, etc., Met A 4, 140074; 311417.
22. A. A. Bryukhovets, etc. (А. А. Брюховец и др.), Met A 3, 540142.
23. A. F. Polesya, etc. {А. Ф. Полеся и др. — «Изв. вуз. Цветные металлы», 1970),
Irv. VUZ Tsvetn. Met., 1970, 13A), 117.
23b. E. Babic, etc., Met A 7, 310486.
24. H. J. Seemann, Met A 5, 120149.
25. /. C. Mathieu, etc., Met A 1, 151237.
25b. C. Janot, Met A 6, 151389.
25c. X. Murakami, etc., Met A 6, 151510.
25d. N. I. Shpinkov, etc. (Я. И. Шпинков и др.), Met A 6, 331127.
25e. K. Sorensen, etc., WAA 6, 550065.
26. A. J. Bradley, etc., JIMMA 5, 474.
27. G. V. Raynor, etc., J. Inst. Metals, 1946/47, v. 73, p. 397.
28. P. /. Black, JIMMA 23, 37, 112.
29. /. Obinata, etc., JIMMA 24, 469.
29b. F. Honda, etc., Z. Anal. Chem., 1972, v. 262, p. 170.
30. H. J. Lamb, etc., JIMMA 31, 527.
31. R. S. Preston, etc., Met A 4, 151398.
32. V. R. Ryabov, etc. (В. Р. Рябов и др.), Met A 2, 311498.
33. /. R. Lee, JIMMA, 28, 859.
34. R. Candel — Vila, JIMMA 24, 255.
35. A. Osawa, JIM 53, 616; JIMMA 1, 177.
36. E. F. Bakhmetev (E. Ф. Бахметьев), JIMMA 2, 99, 406; 423, 512
37. W. Biltz, etc., JIM 31, 427.
38. P. Weiss, etc., JIMMA 9, 232.
39. /. Garcia, JIMMA 30, 399.
40. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
41. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
42. D. Gualandi, etc., JIMMA 22, 145.
43. Y. V. Bok, etc., JIMMA 26, 823.
44. E. R. Petty, JIMMA 28, 779.

45. W. Oelsen, etc., JIMMA 5, 40.
46. O. Kubaschewski, etc., JIMMA 28, 41.
46b. /. Earran, JIMMA 13, 75.
47. K. Schubert, etc., JIMMA 22, 118.
48. G. Foex, etc., JIMMA 22, 293.
49. W. H. Taylor, JIMMA 22, 657.
50. E. H. Hollingsworth, etc., JIMMA 30, 103.
50b. C. Me. L. Adam, etc., Met A 6, 110214.
51. L. K. Waldorf, Acta Cryst., 1965, v. 18, p. 287.
52. A. Nagaka, etc., Met A 4, 121159.
53. E. Babic, ets., Met A 4, 110502, 330814, 330999, 332026; 6, 331828.
54. E. Blank, Met A 4, 120997.
55. M. H. Burder, etc., Met A 4, 120994.
56. M. H. Jacobs, etc., Met A 4, 120995.
57. H. Ahlborn, etc., Met A 5, 110517, 520681.
58. /. Bletry, Met A 3, 121324.
58b. E. Blank, Met A 6. 120441, 140159.
59. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
60. E. Gebhardt, etc., JIMMA 21, 323, 778, 977; 22, 292; 23, 865.
61. L. W. Kempf, JIM, 50, 181.
62. K. Hori, JIMMA 24, 559.
63. H. Schirmeisier, JIM 16, 239.
64. L. Losana, JIMMA 2, 279.
65. Af. R. Sheshradri, etc., MA 2, 125.
65b. V. P. Ivanov (В. П. Иванов), Met A 2, 510515.
65c. E. S. Levin, etc. (E. С Левин и др.), WAA 6, 630067.
66. G. Lang, Met A 6, 510399; 510615, 510643.
67. A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 24, 673; 28, 713.
68. P. Bastian, JIMMA 7, 200;" 10, 43, 12, 143, 395.
69. W. Fraenkel, JIM 53, 694.
70. H. Bohner, JIM 53, 694; JIMMA 1, 168.
71. G. G. Qauthier, JIMMA 3, 629.
72. Af. Bosshard, etc., JIMMA 5, 105.
73. T. Morinaga, JIMMA 6, 45; 7, 469.
73b. F. J. Kedves, etc., Met A 6, 151178.
74. A. V. Zeerleder, etc., JIMMA 5, 461, 565; 7, 164.
75. W. Syz, JIMMA 23, 215.
76. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
77. H. Ginsberg, JIMMA 27, 481.
78. F. Monteriol, Metaux Corr., Ind., 1963, 38, p. 171.
78b. E. Csetenui, Met A 6, 220808; 7, 310483.
79. Af. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
80. R. В. Mason, JIM 42, 390, 47, 65.
81. F. W. Constant, CA 40, 3084.
82. E. W. Collings, etc., JIMMA 31, 598.
83. C. Crussard, etc., JIMMA 15, 561; 16, 5, 466.
84. L. Quillet, etc., JIM 25, 364.
85. 5. A. Pogodin (С. А. Погодин и др ), JIM 43, 391.
86. H. Schiek, etc., JIMMA 5, 525.
87. P. Brenner, etc., JIMMA 24, 101.
88. Y. M. Krupotkin, etc. (Ю. Af. Крупоткин и др.), MA 1, 1079, 1713; Met A 1, 351210;
2, 312291.
89. G. Thursfield, etc., Met A 4, 311415.
89b. R. R. Malinovski, etc., Met A 5, 120716.
89c. /. N. Fridlyander, etc. (#. H. Фридляндер и др.), WAA 6, 430025.
90. P. Furrer, etc., Met A 6, 140493; 7, 140128.
91. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80; 22, 1025.
92. L. L. Rokhlin (Л. Л. Рохлин и др.), Met A 3, 320068, 320147.
93. M. E. Drits. etc. (M. E. Дритц и др.), Met A 5, 310685.
93b. B. Y. Pines, etc., Met A 3, 311273, 312019.
94. H. H. Bleaknev, JIMMA 31, 349.
95. V. A. Mirzoeva, (В. А. Мирзоева и др.), Met A 3, 311749.
96. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265, 775.
97. G. V. Akimov, etc. (Г В. Акимов и др.), JIM 53, 632.
98. /. W. Willstrop, JIMMA 2, 347.
99. A. I. Golubev, etc. (А. И. Голубев и др.), JIMMA 32, 1151; Met A 1, 350257.
100. Af. E. Straumanis, JIMMA 5, 155.
101. Af. E. Straumanis, etc., JIMMA 11, 406; 17, 439.
102. 0. Missier, JIMMA 19, 625.
103. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
104. K. Videm, JIMMA 26, 541.
104b. A. Domony, JIMMA 26, 941.
105. Af. Kawasaki, etc., JIMMA 29, 159, 236.
105b. H. Ruppelsberg, etc., MA 1, 1424.
105c. /. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
106. E. С Perryman, JIMMA 21, 331.
107. Af. Kato, etc., JIMMA 24, 631.
108. M. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), JIMMA 25, 441.
109. G. Wyon, etc., JIMMA 26, 533.
110. D. E. /. Talbot, etc., MA 2, 767.
72

111. G. Wyon, Met A 3, 210665; 4, 120602.
112. G. A. W. Murray, etc., Met A 1, 350276.
112b. R. T. Holt, etc., Met A 6, 210548.
113. H. Eischer, etc., JIMMA 9, 319.
114. Я. Gmsberg, etc., JIMMA 22, 235.
115. N. D. Tomasov, etc. (H. Д. Томасов и др.), Met A 1, 340142.
116. R. D. Guminski, etc., Met A 1, 510375.
117. /. Cote, etc.. Met A 3. 570372. w жд o_lcoo
117b S. Af. Aleikina, etc. (C. Af. Алеикина и др.), Met A 6, 351582.
118. Я. G. Bowen, etc., JIMMA 16, 11.
119. Л Л. Crossley, etc., JIMMA 19, 533; 20, 97, 694.
120. F. Lihl, etc., JIMMA 29, 140.
121. G. V. Samsonov, etc. (Г. В. Самсонов и др.), МА 2, 325.
Г22. ?. Krafc, JIMMA 5, 33.
123. Я. Chossat, etc., JIMMA 16, 193, 787; 18, 1.
124. N. Kawashima, etc., JIMMA 20, 406; 22, 1165.
125. T. Amitami. JIMMA 29, 315; 30, 851.
126. Af. Metger, JIMMA 21, 98.
127. /. Miki, etc., Met A 1, 140251, 120877.
128. /. С Blade, etc., JIMMA 25, 513; 26, 921; 27, 559; 28, 499.
129. С Potard, etc., Met A 1, 110661.
130. /. Forsten, Thesis Tech. Univ. Otaniemi — Helsinski, Finland, 1969.
131. T. Takehaski, etc., Met A 5, 130288.
132. Я. Rohrig, etc., JIMMA 7, 193.
133. W. Timmerhoff, etc., JIMMA 9, 222; 10, 366.
134. F. Erdmann — Jesnitzer, etc., JIMMA 26, 52.
135. Я. Graveman, JIMMA 30, 335.
136. E. R. Petty, JIMMA 30, 717.
137. D. Merz, etc., MA 2, 17.
138. 5. Zaima, etc., Met A 3, 530212.
139. K. Hirano, etc., JIMMA 30, 641.
140. R. W. Balluffi, JIMMA 31, 334.
141. A. J. Mortlock, JIMMA 32, 787.
142. G. H. Hood, Met A 3, 130624.
143. G. P. Tiwari, etc., Met A 5, 130125.
144. T. Heumann, etc., JIMMA 27, 519.
145. D. I. Lainer, etc., (Д. И Лайнер), MA 1, 1498, 1644; Met A 1, 130775.
146. D. Af. Rabkin, etc. (Д. М. Рабкин я др.), МА 1, 1788.
147. К. Shibata, etc., Nippon Kinzoku Gakkai Shi, 1966, v. 30, p. 382.
148. L. Meyer, etc., Met A 1. 110240.
148b. I. N. Larikov, etc. (Л. Н Лариков и др.), Met A 5, 130784.
149. В. A. Kokh, Met A 6, 111012.
150. R. S. Preston, Met A 5, 130804.
151. /. B. Darby, etc., JIMMA 31, 239.
152. K. Uemura, JIMMA 6, 137; 8, 81.
153. Af. Kosaka, etc., Met A 1, 350461, 350462.
154. V. N. Eremenko, etc. (В. Н. Еременко и др.), Met A 1, 351056; 2, 350398, 3, 130045;
5, 321010; 6, 340962.
155. W. Roth, JIMMA 28, 929.
155b. H. Kosuge, etc., Met A 6, 110506.
156. S. Terai, etc., JIMMA 32, 793, 831.
157. E. A. Attia, Met A 1, 310838.
158. A. A. Rodionov, etc. (А. А. Родионов и др.), Met A 3, 310723, 311754.
159. Y. I. Konnov, etc. (/О И, Конное и др.), Met A 1, 160326.
160. Я. Nishimura, etc., JIMMA 22, 291.
161. W. D. Donnelly, etc., JIMMA 32, 1016.
162. R. Я. Bush, etc., Met A 1. 110081.
163. 5. Nasu, etc., Met A 3, 150526.
164. C. Janot, etc., Met A 3, 140209.
165. K. Nagahama, etc., Met A 3, 121127.
166. K. Holm, etc., Met A 4, 120195.
167. D. Kunstelj, etc., Met A 3, 121116, 140393.
168. /. Kozobowski, Met A 4, 110901.
169. С A. P. Horton, etc., Met A 6, 210456.
170. D. Rocak, etc., Met A 4, 311416.
171. C. SHckels, etc., Met A 4, 110966.
Al — Ga
Галлий — обычная примесь бокситов; технический алюминий содержит
до 0,01% Ga- Полагают, что влияние галлия в таком количестве на свой-
свойства алюминия незначительно, так что сплавы даже не проверяют на со-
содержание галлия. Представляют интерес полупроводящие свойства соеди-
соединения As (GaAl), а сплавы системы Ga—In—Sn применяют в качестве смаз-
смазки при механической обработке алюминия [,1].
73

I.К
900
700 —
500 —
300
10
Ga7%fam.J
20 30
50 70
t°c
627
427
— 227
м
20
40 60
Ga % (no массе)
Рис. 27. Диаграмма состояния Al—Ga
80
Ga
В соответствии с большинством сообщений галлий и алюминий образу-
образуют простую эвтектическую систему (рис. 27) с эвтектической точкой, близ-
близкой к стороне галлия на диаграмме состояния, при 98% Ga и 26,5°С [2—
7], но автор [8] вновь сообщает о существовании соединений GaAl2 E6,5%
Ga), GaAl G2,1% Ga) и Ga2Al (83,8 Ga), о которых впервые упоминалось
G2,1% (
[9, 10].
15—20% 1
в работах [9, 10]. Растворимость галлия в твердом алюминии составляет
примерно 15—20% при эвтектической температуре; растворимость алюминия
в галлии незначительна [3—7]. В неравновесных условиях, полученных в
результате быстрого охлаждения, растворимость галлия повышается до
75% и образуются метастабильные фазы [11, 12]. Изучены термодинами-
термодинамические свойства сплавов [6, 13—19], структура расплавов [19Ь].
По мере растворения галлия параметр решетки алюминия увеличивает-
о
ся и составляет 4,0504 А при концентрации 1,6% Ga [20], а экстраполиро-
о
ванное значение 4,057 А соответствует предельной растворимости, т. е. 20%
Ga. Плотность повышается линейно и в сплаве с 2,54% Ga, y=2,74 г/см3
[21, 22]. Изучена плотность расплавов [23]. Электросопротивление повыша-
повышается линейно до значения 2,87-10~8 Ом-м при концентрации 2,27% Ga и
достигает максимума при 85% Ga [3, 24—27]. Расчетные значения электро-
электросопротивления расплавов недостаточно точны [27Ь, 28]. Магнитная воспри-
восприимчивость несколько уменьшается [21, 28, 28Ь]. Скорость продвижения ато-
атомов галлия к границам зерен алюминия при 27°С примерно такая же, как
скорость диффузии галлия в жидком алюминии (D«10~5 cMz/c) [29—36].
Энергия границы раздела жидкий галлий — твердый алюминий находится
в пределах 0,06—0,3 Н/м {30]. Поверхностное натяжение алюминия при
введении добавок галлия уменьшается ([23, 37].
74

Вязкость расплава понижается вплоть до концентрации 40% Ga, затем
стабилизируется [27].
Введение нескольких процентов галлия приводит к повышению прочно-
прочности и твердости алюминия [38—40], но сплавы алюминия с галлием нечув-
нечувствительны к термической обработке и имеют низкую коррозионную стой-
стойкость [41, 42]. Галлий замедляет первую стадию возврата после облучения
[43] и повышает температуру рекристаллизации алюминия на 30—50°С
[44].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. D. Shchukin, etc. (E. Д Щукин и др.), Met A 6, 530106.
2. Е. Jenkel. JIMMA 2, 146.
3. N. A. Pushin, etc., (Н. А. Пущин и др.), ЛММА 5, 41, 775.
4. Н. Zoller, JIMMA 25, 766.
5. /. W. H. Clare, JIMMA 25, 766.
6. Е. Н. Wright, etc., Alcoa Res. Labs., Tech. Pap. 15, 1960.
6b. V. N. Danilin, etc. (В. Н. Данилин и др.), Met A 1, 151295.,
6c. У. Wada, etc., С A 78, 47987 с
7. A. G. Spassky, etc. (А. Г. Спасский и др.), Met A 4, 110824.
8. В. D. Balmukhanova, etc. (Б. Д. Балмукханова и др ), Met A 6, 110438.
9. N. A. Pushin, etc. (Я. А Пущин и др.), JIM 53, 123, JIMMA 1, 119.
10. V. M. Goldschmidt, CA 26, 1171.
11. L. F. Vereshchagin, etc. (Л. Ф. Верещагин и др.), Soviet Phys. Dokl., 1965, v. 9,
p. 894.
12. В. С Giessen, etc., Met A 1, 150999, 4, 110454.
13. G. M. Kuznetsov, etc. (Г M. Кузнецов и др.), MA 1, 1818.
14. Г. D. Gusarova, etc. (Т. Д. Гусарова и др.), Met A 1, 110013, 340032.
15. В. Predel, etc., Met A 2, 151055; 3, 150978.
16. Y. K. Lee, etc., Met A 2, 151067; 4, 320497.
17. M. V. Vasilev (M В. Васильев и др.), Met A 4, 110113.
18. G. Pascoe, etc., Met A 3, 110599.
19. G. I. Batalin, etc. (Г. И, Баталии и др.), Met A 5, 150403; 6, 151592, 152236; 7,
150353
19b. /. Hochler, etc., Met A 6, 151883.
20. E. Owen, etc., Phil. Mag., 1948, p. 39, v. 831.
21. H. Auer, JIMMA 2, 51.
22. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
23. A. L. Sukhman, etc. (А. Л. Шухман и др.), Met A 5, 151681.
24. W. Fraenkel., JIM, 53, 694.
25. H. Rohrig, Z. Metallkunde, 1935, Bd 26, S. 249.
26. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897.
27. V. I. Kononenko, etc. (В. И. Кононенко и др ), Met A 3, 330310.
27b. L. ЛГ. Korochkina, etc. (Л. Н. Корочкина и др.), Met A 6, 152579.
28. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
28b. P. L. Camwell, etc., Met A 6, 151817.
29. S. P. Yatsenko, etc. (С. П. Яценко и др.), Met A 5, 220438.
30. С. Elbaum, JIMMA, 27, 302.
31. B. I. Zilbergleit, etc., Met A 3, 130955, 331327.
32. W. R. Gog gin, etc., MA 2, 586.
33. O. R. Singleton, Jr., MA 1, 1690.
34. A. R. С Westwood, etc., Met A 1, 310585.
35. L. Peeters, ect., Met A 5, 312256.
36. C. Roques — Xarmes, etc., Met A 4, 130448, 350025; 6, 313622, 340797.
37. M. F. Keese, etc., Met A 6, 320567.
38. T. Harada, JIMMA 7, 389.
39 H. Borchers, etc., Met A 4, 311233; 6, 140110.
40. L. I. Gofenshefer, etc., Met A 7, 310198.
41. W. Kroll, JIM 53, 13.
42. /. T. Reding, etc., MA 2, 1636.
43. R. R. Garr, etc., Met A 1, 160022, 160023.
44. Y. D. Yishnyakov, etc. (Я. Д. Вишняков и др.), MA 1, 1821.
Al — Gd
На диаграмме состояния Al—Gd со стороны алюминия образуется сое-
соединение GdAU: эвтектической точке (GdAl3+Al) соответствует концентрация
25% Gd и 652°С, в заэвтектических сплавах наблюдается крутой подъем
линии ликвидуса до пересечения с перитектической линией. Перитектическая
реакция Ж+GdAl2->GdAlз происходит при концентрации 50% Cd и 1127°С
[1]. В работах [2, 3], подтвержденных исследованиями i[4], сообщается о
существовании фазы GdAl4, образуемой по перитектоидной реакции при
75

т,к
mo
WOO
600
Al 20 40 60
G6,%(no массе)
Рис. 28. Диаграмма состояния А1—Gd
402°C (рис. 28) и аллотропическом превращении GdAh; оба эти факта не
обнаружены в работе i[l]. Изучены магнитные свойства GdAh [5, 6].
Соединение GdAb F8,9% Gd) имеет гексагональную решетку (про-
(пространственная группа Р бз/пггпс, 8 атомов в элементарной ячейке) с пара-
параметрами а=6,308-5-6,323 А, с=4,589—4,598 А, у=4,96 г/см3 i[l, 7, 8]. Со-
Соединение GdAl4 E9,1% Gd) имеет орторомбическую решетку (простран-
(пространственная группа Imma, 20 атомов в элементарной ячейке) с параметрами
а=4,442 А, 6 = 6,316 А, с= 13,739 А; у=4„568 г/см3 [4]. О других Лазах
этой системы сообщается в работах i[l,9—11].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Я. N. Van Vucht, etc., JIMMA 32, 1196; MA 1, 641, 1017.
2. Elliott, 1965.
3. Shunk, 1969.
4. O. /. C. Runnalls, etc., Met A 1, 110038.
5. К. Н. I. Buschow, etc., MA 2, 1058.
6. C. Rettori, etc., Met A 6, 151550.
7. N. С Baenziger, etc., JIMMA 29, 697.
8. O. I. Zalutskaya, etc. (О. И. Залуцкая и др.), Met A 3, 110729.
9. V .A. Podergin (В. А. Подергин), MA 1, 1809.
10. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
11. A. Meyer, Met A 2, 210209.
Al - Ge
Сплавы алюминия с германием, близкие к эвтектическому составу, пред-
предлагали в качестве твердых припоев ![11; германий несколько раз вводили в
промышленные алюминиевые сплавы [2, 3]. Утверждают, что новый сплав,
содержащий небольшое количество германия наряду с медью, марганцем и
кремнием, повышает сопротивление ползучести, но роль германия неясна.
Алюминий и германий образуют простую эвтектическую систему с эв-
эвтектической точкой, отвечающей концентрации приблизительно 54% Ge и
424°С (рис. 29). Растворимость германия в твердом алюминии составляет
76

Ge,%(ani)
t,°c
927
527
127
Al
20
80
Ge
40 60
Ge,°/ofno MacceJ
Рис. 29. Диаграмма состояния Al—Ge
7,2% при эвтектической температуре, снижаясь примерно до 4% Ge при
377°С и до 0,5% при 177°С. Растворимость алюминия в германии примерно
0,5%; возможно, максимальная растворимость имеет место при температурах
выше эвтектической '[4—9]. Термодинамические свойства расплавов изуче-
изучены в работах [10—13J, структура расплавов — в работе ![14]. Исследованы
процесс зарождения германия [15—17], эвтектическая структура [18—22],
диффузия алюминия в германиевых пленках, полученных осаждением ком-
компонентов из паровой фазы [23, 24], кристаллизация и распад тонких пленок
[25].
Охлаждение со сверхбольшими скоростями A0е К/с или больше) повы-
повышает растворимость вплоть до 50% Ge и может привести к получению
аморфного материала; при меньших скоростях охлаждения A0*—107 К/с)
образуется несколько метастабильных соединений, относительно кристалли-
кристаллической структуры которых имеются большие разногласия [26—-33].
Германий приводит к расширению решетки алюминия; увеличение ли-
линейное до а=4,052 А «при концентрации 5% Ge i[34, 35]. Германий не
оказывает влияния на поверхностное натяжение алюминия [36]. Удельное
электросопротивление увеличивается линейно до значения примерно 3,9Х
ХЮ~8 Ом-м при 5% Ge »[3, 37, 38]. Электросопротивление сплава с 1,15%
Ge при 527°С составляет примерно 10~8 Ом-м, постоянная Холла 2,97Х
ХЮ1 м3/с [38]. Электросопротивление расплавов при 1027°С повышается
от 35-10—8 Ом-м, что соответствует электросопротивлению алюминия, до
приблизительно 60-10~8 Ом-м при концентрации 75l% Ge, а затем медлен-
медленнее до р=67-10-8 Ом-м, отвечающего р германия [39, 40]. Изучена сверх-
сверхпроводимость тонких пленок '[40]. Магнитная восприимчивость незначительно
понижается [41—44]. Об эффекте Хааса — Ван-Альфена в малолегированных
сплавах сообщается в работе '[45].
Введение германия приводит к почти линейному повышению прочности
и твердости и снижает пластичность: сплав с 2,5 Ge имеет HV 360 МН/м2,
ав = 120 МН/м2, >(То,2=ЗО МН/м2, 6 = 40% [2, 46]. При увеличении концент-
концентрации германия усталостная прочность [47] и сопротивление ползучести
[48—50] незначительно повышаются. Изучен механизм упрочнения спла-
сплавов системы Al—Ge [50b].
77

Подвижность германия в жидком алюминии составляет 5-М0-10"-5 см2/с
[51], а энергия активации равна примерно 0,5 эВ [52]. Германий ускоря-
ускоряет процесс рекристаллизации и повышает рост зерна чистого алюминия [53].
Упрочнение при старении начинается с образования кластеров атомов
германия вместе с вакансиями на петлях дислокаций. Только при температу-
температуре выше 0°С пары атом германия — вакансия начинают образовывать кла-
кластеры: при комнатной температуре диаметр кластеров равен 8—10 А, а
их объемная доля в сплаве с 2% Ge составляет примерно 10~4; при темпе-
температурах 102—137°С и диаметр, и количество кластеров возрастают i[54, 55].
Зоны ГП являются зародышами выделений [54, 56] по плоскостям A11) в
форме прутков, треугольных или квадратных пластин в зависимости от тем-
температуры старения [57—60]. Энергия активации выделения составляет 1,19
эВ [61]. Выделения германия в сплавах А1—Си имеют следующее ориен-
тационное соотношение [57]: A00) Gell@01)Ai; i[4TTjGell[011Jai; A00)Ge|[
||A00)ai; [122]Gell[100]Ai.
Свойства сплавов при старении повышаются незначительно [37].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Silberstein, JIM 38, 421.
2. W. Kroil, JIM 37, 451, 38, 421.
3. W. Fraenkel, JIM 53, 694.
4. Hansen, 1958.
5. V. M. Kozlovskaya, etc. Soviet Phys. Solid. State, 1962, 3 A1), 2434. \B. М. Козлов-
Козловская. — «Физика твердого тела», 1962, 3A1), с. 24341..
6. N. К. Abrikosov, etc. (Я. К. Абрикосов и др.), ЛММА 31, 97.
7. V. М. Clazov, etc. (В. М Глазов и др.), ЛММА 31, 169.
8. Elliott, 1965.
8b. Shunk, 1969
9. /. М. Caywood, Met A 6, 110622.
10. Т. С. Wilder, MA 1, 1684.
11. G. /. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 1, 150749; 5, 150408; 6, 151592; 7,
150353.
12. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 5, 120438.
13. В. Predek, etc., Met A 5, 150984.
14. Y. I. Dutchak, etc. (Ю. И Дутчак и др.), Met A 1, 120799; 6, 121040.
15. Л'. Lohberg, ЛММА 23, 1*97.
16. P. Я. Shingu, etc., Met A 4, 120424, 121173.
17. Л. Hellawell, Met A 4, 120846.
18. A. J. Bilyak (А. И. Биляк), Met A 3, 120858
19. V. A. Filonenko, (В. А. Филоненко), Met A 3, 121293.
20. /. V. Salli, etc. (Я. В. Салли и др.), Met A 3, 121394.
21. Я. W. Kerr, Met A 4, 120377.
22. М. R. Taylor, etc Met A 4, 121696.
23. /. С. Szep, Met A 3, 120145.
24. В. Т. Boiko, etc. (Б Т. Бойко и др ), Met A 6, 130344.
25. U. Koster, Met A 6, 110369.
26. P. Predeccki, etc., MA 1, 1650.
27 Я. К. Абрикосов и др. — «Неорганические материалы», 1969, № 5, стр. ;1750.
28. А. К. Kushnereva, etc. (А. К Кушнарева и др.), Met A 3, 121221; 4, 110268.
29. P. Ramachandrarao, etc., Met A 5, 110761; 6, 120337.
30. С. Suryanarayana, etc., Met A 2, 120362; 3, 110607; 4, 110310, 121252, 121372; WAA, 7,
520012.
31. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 4, 121650.
32. В Predel, etc., Met A 6, 110236.
33. U. Koster, Met A 6, 120444.
34. H. J. Axon, etc., JIMMA 16, 121.
35. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 175, 825.
36. L. Kubichek, JIMMA, 27, 629.
37. H. Bohm, JIMMA 28, 961
38. T. Matsuda, etc., MA 2, 250.
39. A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др), JIMMA 30, 520.
40. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 3, 331060.
41. A. Fontaine, etc., Met A 5, 331793.
42. H. Auer, JIMMA 2, 51.
43. H. J. Blythe, etc., MA 1, 561.
44. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
45. /. P. G. Shepherd, etc., Met A 1, 150992.
46. Я. Borchers, etc., Met A 4, 311233.
47. /. W. Riches, etc., JIMMA 19, 765, 825.
48. O. D. Sherby, etc., JIMMA 19, 356, 825.
49. A T. Robinson, etc., JIMMA 19, 764, 825.
50. T. Endo, etc., Met A 2, 311427; 3, 310375.
78

50b. E. A. Starke, Jr., etc., Met A 6, 140489.
51. /. H. Wernick, JIMMA 24, 956.
52. B. Y. Pines, etc , Met A 1, 130659.
53. /. C. Blade, JIMMA 25, 513; 26, 921; 27, 559; 28, 499.
54. M. Beller, etc., Met A 4, 140182; 6, 121012; 7, 120154, 120341, 140065.
55. 5. Ceresara, etc., Met A 5, 120761.
56. G. W. Lorimer, Met A 4, 120998.
57. M. I. Zakharova, etc. (M. И. Захарова и др.). JIMMA 32, 612, MA 1, 1679; Met A 1,
140055.
58. L. M. Sorokin, etc. (Л. M. Сорокин и др.), MA 2, 1725; Met A 1, 130279.
59. U. Koster, Met A 3, 120686; 4, 110499.
60. R. I. Kuznetsova, etc. (P. И Кузнецова и др.), Met A 6, 110974.
61. S. Ceresara, etc., Met A 4, 140085.
Al - H
Водород присутствует во всех алюминиевых сплавах, составляя 70—
90% суммарного содержания газа {1—8]. Основной источник образования
водорода в алюминии — водяной пар, который при взаимодействии с ме-
металлом образует окись и выделяет водород [9—14]. Менее важные источ-
источники образования водорода — углеводороды, образующиеся при плохом
сгорании топлива, смазок или любых других органических материалов, ко-
которые при загрузке могут попасть в шихту и оказаться в расплаве ;[7]. Изу-
Изучено образование пленки гидроокиси на металле [15].
Полностью удалить водород технически невозможно [6, 16, 17], но
уменьшить его количество до определенных пределов можно различными
способами, среди которых наиболее известен способ вакуумной обработки
[11, 18—22] и барботирования газа, свободного от водорода, через расплав
[12, 14, 23—26]. Изучен метод ультразвуковой обработки для удаления
водорода из расплава 1[26Ь]. Обычная фильтрация и другие методы по уда-
удалению окиси, связанные с дегазацией, приводят к комплексному удалению
растворенного водорода и водорода, захваченного окисью [24, 27—301. Во-
Водород содействует сохранению окиси во взвешенном состоянии [ЗОЬ].
Водород образует с алюминием растворы внедрения {31—34]. Раство-
Растворимость водорода изучали неоднократно [17, 35—50]; растворимость дей-
дейтерия и трития рассмотрена в работах i[46, 51].
Ниже представлены наиболее достоверные значения растворимости во-
водорода в алюминии при давлении 1 ат:
Температура, °С . . 27 327 427 527
Растворимость, см3
Н/100 г А1 .... 1,2-Ю-10 4,4-10~4 4,МО 1,6-10~2
Температура, °С . . 627 660тв 660жидк 727-
Растворимость, см3
Н/100 г А1 . . . . 0,04 0,05 0,4 0,6
Температура, °С . . 827 927 1027 1127
Растворимость, см3
Н/100 г А1 . . . . 1,5 2,5 4,2 23,0
Однако присутствие водорода в микропорах ([52—55], а также поверх-
поверхностная адсорбция [43, 56] и возможное пересыщение, вызванное быстрым
охлаждением, способствуют большому разбросу данных. Количество раство-
растворенного водорода повышается с повышением давления при кристаллизации
[56Ь]. Под напряжением растворимость водорода в твердом алюминии
уменьшается [57].
Об образовании гидридов уже упоминалось в работе [58], но их суще-
существование вне твердого раствора или при температуре свыше комнатной
очень неопределенно [59, 60]. В работах [59—74] сообщается о существо-
существовании двух или более гидридов — от А1Н до А1Нз. Большая часть инфор-
информации посвящена изучению свойств твердых растворов, молекулярной
структуре или атомной связи. Некоторый интерес представляет теплота об-
образования А1Н (—90 кДж/моль [58] или —47 кДж/моль ![71]) и теплота об-
образования А1Н3 (от —11,5 до —12,5 кДж/моль [75—77]), плот-
79

ность А1Нз, равная 1,718 г/см3, и межплоскостные расстояния, определен-
определенные рентгеновским методом [68]. Значения теплоты растворения водорода
в алюминии находятся в пределах 100—180 кДж/моль 1[11, 62, 78, 79].
Изучено поглощение дейтерия алюминием [80, 81], поглощение трития [82].
По мере растворения водорода параметр решетки алюминия увеличи-
увеличивается [83]. Возможно повышение электросопротивления [84], жидкотеку-
чести [85] и модуля упругости вплоть до 8% [32], а также охрупчивание
при ковке и прокатке i[86, 87], если водород находится >в твердом растворе.
Вместе с тем в работе [88] сообщается об отсутствии корреляции между
содержанием водорода и свойствами сплавов Al—Si. Водород не влияет на
рекристаллизацию [81]. Растворенный водород повышает образование пит-
тингов при электрополировке [89] или, что более вероятно, при полировке
происходит расширение микропор в алюминии.
Пористость в отливках в сварных соединениях, выполненных сваркой
плавлением, связана в основном с выделением водорода при затвердевании
из-за того, что при переходе из жидкого состояния в твердое растворимость
его снижается в A0 раз. Существует
обширная литература по влиянию по-
пористости на свойства ,<[5, 9, 25, 26,
90—104],
Другой эффект, который припи-
приписывают водороду — «высокотемпера-
«высокотемпературное разрыхление», называемое так-
также «высокотемпературным окислени-
окислением». На рис. 30 показан характерный
случай высокотемпературного разрых-
разрыхления. Подобный эффект может быть
получен в результате бомбардировки
протонами [105, 106]-. Наиболее веро-
вероятным источником происхождения
этой пористости, которая развивается
внутри металла в процессе отжига
при высокой температуре, является
водород, диффундирующий с поверх-
поверхности и выделяющийся в молекуляр-
молекулярном виде внутри металла i[9, U, 15,
107—109]. Присутствие соединений,
содержащих водород, избыток водо-
водорода в объеме металла или конденса-
конденсация микропор [15, 54, 55, 56Ь] могут
быть причинами, вызывающими высо-
высокотемпературное разрыхление; вместе
с тем кинетика образования высоко-
высокотемпературного разрыхления свиде-
свидетельствует о том, что фторидные покрытия на металле |ill0] или сухая атмос-
атмосфера ,[931- предотвращают или, по крайней мере, уменьшают высокотемпера-
высокотемпературное разрыхление, указывая на диффузию из внешнего источника.
Параметры диффузии водорода в алюминии изменяются от Do =
= 1,2.10-5 cmVc, Q=l,4 эВ до Д,=0,21 см2/с, Q = 0,45 эВ '[34, 111 — 113];
в работах [114—116] сообщается об отсутствии диффузии в твердом алю-
алюминии. Параметры диффузии водорода в жидком алюминии составляют
Do = 2,34 см2/с, Q = 0,65 эВ [50, 112]. Диффузия в основном зависит от
состава поверхностных пленок и от состояния водорода (атомного или мо-
молекулярного) [15, 38, 42, 56, 111, ИЗ, 116—118]. Пористость в металле
увеличивает диффузию [54Ь]. Проницаемость окиси по отношению к водоро-
водороду характеризуется константами: D0=3,86 см2/с, Q=l,01 эВ {50, 119]. Ле-
Легирующие элементы влияют и на растворимость водорода, и на
диффузию: гидридообразующие элементы, такие как церий, литий,
торий и титан, сильно повышают растворимость водорода в жид-
жидком алюминии, железо, хром — незначительно, медь, олово и кремний-
Рис. 30. Наиболее показательный случай
высокотемпературного разрыхления; без
травления, Х100
80

снижают ее [10, 120—126]. Фтор [10] и бериллий [13, 122], которые об-
образуют более непроницаемые пленки, не поглощают водород совсем или пог-
поглощают частично в присутствии натрия и. магния, поверхность становится
более пористой, поэтому увеличивается абсорбция водорода [13, 122]. Ни-
Никель снижает диффузию [117]. Проницаемость окисных пленок зависит от
структуры материала [123].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М Guichard, etc., JIM 8, 321.
2. L. Guillet, etc., JIM 38, 409; 41, 607.
3. A. Villachon, etc., JIM 42, 425.
4. P. Roengten, etc., JIMMA 50, 721; CA 28, 3357.
5. H. Nipper, JIMMA 53, 326, 658, 714.
6. L. Moreau, etc., JIMMA 2, 704; CA 31, 3840.
7. 5. Iwamura, etc., CA 41, 4754.
8. H. A. Sloman, J. Inst. Metals, 1945, v. 71, p. 391.
9. Y. A. Klyachko (Ю. А. Клячко), CA 29, 2488; JIMMA 5, 2, 137; 3. 237; 10, 197.
10. B. P. Burylev (Б. П. Бирюлев), MA 1, 131.
11. V. A. Danilkin, etc., (В. А Данилкин и др.), MA 1, 1442; Met A 1, 150818; 3, 440113*
12. H. Plate, etc., Met A 1, 510461.
13. R. Ichikawa, etc., Met A 2, 510872.
14. V. A. Livanov, etc. (В. А. Ливанов и др.) Met A 4, 460037, 460038.
15. A. E. Jenkins, etc., JIMMA 25, 267, 927.
16. E. J. Whittenberger, etc., JIMMA 20, 595.
17. F. Rohner, JIMMA 25, 699; 30, 815.
18. P. Junghanns, etc., Met A 2, 510866.
19. Af. B. Altman, etc. (Af. Б Альтман и др), Met A 4, 340333.
20. G. 5. Makarov (Г. С. Макаров), Met A 4, 430161; 6, 150830.
21. 5. /. Hellier, etc., Met A 4, 460053.
21b. O. G. Giosteen, etc., AIME TMS Pap. A 71-39, 1971.
21c. /. Vitiate, Met A 6, 460070.
22. K. Alker, Met A 6, 510622.
23. D. R. Tullis, CA 32, 3875.
23b. R. D. Pehlke, etc., JIMMA 31, 105.
24. V. P. Ivanov, etc., (В. П Иванов и др.) JIMMA 32, 147.
25. D. F. Chernega, etc. (Д. Ф. Чернега и др.) MA 2, 1653; Met A 1, 110100; 3v
110763.
25b. B. Tarjan, Met A 2, 230428; 3, 510600.
25c. A. A. Spoludennaya, etc. (А. А. Сполуденная и др ), Met A 6, 430212.
25d. F. N. Streltsov, etc. (Ф. Н. Стрельцов и др.) Met A 6, 430194), 430080.
26. V. В. Gogin, etc., (В. Б Гогин и др.) Met A 6, 510471.
26b. G. I. Eskin, etc. (Г. И. Эскин и др.) Met A 6, 430090.
27 К. J. Brondyke, etc., JIMMA 32, 1323.
28." W. Bunk, etc., Met A 2, 130301.
29. Af. V. Brant, etc., Met A 4, 430146.
29b. D. A. Wenz, Met A 5, 430195.
30. Y. P. Pimenov, etc. (Ю. П. Пименов и др.) Met A 4, 440264.
30b. A. Af. Bosov (A. M Босов), Met A 7, 430128.
31. H. Nichimura, С А 26, 1553.
32. L. Moreau, etc., С А 40, 1370.
33. W. Siegelin, etc., JIMMA 25, 598, 600.
34. S. Matsuo, etc., Met A 3, 130148.
35. K. L. Dreyer, etc., JIMMA 17, 49.
36. D. P. Smith, Hydrogen in Metals, Univ, of Chicago Press, 1948.
37. R. Castro, etc., Rev. Met., 1949, v. 46, p. 594.
38. A. S. Russell, JIMMA 17, 481.
39. Y. Dardel, JIMMA 16, 529; 17, 689, 785.
40. W. Hofmann, etc., JIMMA 24, 769.
41. Hansen, 1958.
42. W. Eichcnhauer, etc., JIMMA 25, 481; 30, 257; 32, 419.
43. H. Goto, etc., MA 1, 1363.
44. Elliott, 1965.
45. H. Plate, MA 1, 884.
46. W. Eichenauer, Met A 2, 110005.
47. G. Af. Grigorenko, etc. (Г. М. Григоренко и др.) Met A 1, 110745.
48. V. A. Danilkin, etc. (В. А. Данилкин и др.) Met A 3, 440113.
49. M. Imabayashi, Met A 5, 110674.
50. K. I. Vashchenko, etc., (К. И. Ващенко и др.). Met A 5, 130561.
51. V. В. Demin, etc. (В. Б. Демин и др.) Met A 5, 110544.
52. С. Renon, etc., Mem. Sci. Rev. Met., 1961, v. 58, p. 835.
53. D. E. Talbot, etc., JIMMA 30, 833.
4. A. N. Agrawal, etc., MA 2, 663.
54b. R. M. Gabidullin, etc. (P. M. Габидуллин и др.) Met A 6, 152453; 7, 130076.
55. G. Scharf, etc., Met A 2, 130646.
56. B. McCarroll, etc., Met A 3, 340278.
8Г

56b. У. Nishida, etc., Met A 6, 110509, 110965.
57. 5. Feverstein, etc., Met A 3, 340017.
58. H. Lepp, Discussion of Г39]..
59. O. Stecher, etc., CA 38, 1699; 44, 966.
60. B. Siegel, JIMMA 28, 194.
61. Gmelins Handbuch der Anorganische Chemie, Teil A. Lfg. 1, 1934, 161, 219, 326; Teil
B. Lfg. 1, 1933, 1.
62. H. V. Wartenberg, JIMMA 4, 33.
63. H. Schuler, etc., JIMMA, 7, 1.
64. E. Hulthen, CA 33, 8497.
65. R. Par shad, JIMMA 11, 321.
66. H. C. Longuet — Higgins, CA 40, 3357.
67. A. E. Finholt, etc., CA 41, 4396.
68. M. J. Rice, etc., С А 54, 17132.
69. R. F. Nicker son, С А 52, 15317.
70. C. L. Mader, CA 57, 5364.
71. С. Е. Messer, CA 57, 6696.
72. E. R. Lippincott, etc., С А 55, 94, 26663.
73. L. Liepina, CA 55, 12131.
74. C. W. Heitsch, CA 57, 14679.
75. B. Siegel, etc., Energetics of Propellant Chemistry. Wiley, 1964.
76. G. C. Sinke, etc., Met A 1, 320123.
77. ?. P. Kirpichev, etc. (E. П. Кирпичев и др.) Met A 4, 151731.
78. L. L. Bircumshaw, JIMMA 2, 553.
79. G. M. Grigorenko, etc., (Л М. Григоренко и др.), MA 1, 157, 885; Met A 1, 110340.
80. A. A. Rodina (А. А. Родина) JIMMA 30, 1.
81. С E. Ells, etc., JIMMA 29, 971.
82. L. M. Foster, etc., JIMMA 32, 452.
83. G. A. Walker, etc., Met A 4, 120952.
84. A. Portevin, etc., JIMMA 4, 279, 588.
85. V. P. Ivanov (В. П Иванов) Met A 2, 510515.
86. 5. Burda, etc., JIMMA 26, 787.
87. /. V. Shvetsov, etc. (И. В. Швецов и др.) Met A 4, 311110.
88. P. E. Chretier, etc., JIMMA 7, 145.
,89. F. J. Burger, etc., JIMMA 22, 538.
90. /. Czochralski, JIM 28, 527.
91. K. lwase, JIM 37, 436; 41, 424.
92. W. Koch, CA 28, 5378.
93. W. Baukloh, etc., С А 32, 5748.
94. P. Roengten, etc., JIMMA 6, 169.
95. /. L. Erickson, JIMMA 13, 134.
96. С. В. Griffith, etc., JIMMA 21, 387.
97. С. Е. Ransley, etc., JIMMA 16, 684.
98. B. Chamberlain, etc., JIMMA 32, 1225.
99. H. Arbenz, MA 2, 296.
100. T. 5. Piwonka, etc., MA 2, 1339.
101. A. D. Sarkar, etc., Met A 3, 510449.
102. E. Dunkel, Met A 4, 120856.
103. G. Gramatica, etc., Met A 4, 550450.
103b. Anon., Met A 6, 110136.
103c. A. I. Litvintsev, etc. (А. И. Литвинцев и др.), Met A 6, 120068.
104. G. Nandori, etc., Met A 4, 510272.
105. L. H. Milacek, etc., Met A 1, 160329; 2, 160103.
106. R. D. Daniels, Met A 4, 160236.
107. W. Gatzek, JIMMA 3, 718.
107b. С. Е. Ells, etc., JIMMA 31, 689.
108. A. V. Shreider, Met A 1, 351109.
108b. /. H. Dette, JIMMA 25, 299.
108c. F. Kirch, Met A 6, 560056.
109. Y. B. Ulanovsky, etc. (Ю. Б. Улановский и др.), Met A 5, 151684.
110. R. Eborall, etc., JIMMA 12, 399; 14, 259.
111. С /. Smithells, etc., JIMMA 2, 197, 553; CA 31, 6088.
112. С. Е. Ransley, etc., JIMMA 23, 865.
113. A. Sawatzky, etc., JIMMA 29, 559.
114. Я. G. Denting, etc., JIM 31, 403.
115. H. Lichtenberg, JIMMA 5, 645.
116. F. Boetschoten, etc., JIMMA 29, /\8.
117. W. E. Tragert, JIMMA 27, 391.
117b. У. В. Ulanovsky (Ю. Б. Улановский), Met A 6, 130064, 150332.
118. С. ЛГ. Cochran, JIMMA 29, 317.
119. О. М. Byalik, etc., (О. М. Бялик), Met A 5, 210249.
120. W. Baukloh, etc., JIMMA 12, 273.
121. W. R. Opie, etc., JIMMA 18, 350, 481; 19, 161.
122. H. Kostron, JIMMA 20, 717; 21, 306.
123. A. A. Zhukhovitsky, etc. (А. А. Жуховицкий и др.), Met A 5, 320887.
124. V. P. Ivanov (В. П. Иванов), Met A 4, 312372.
125. /. Renner, etc., Met A 6, 440070.
126. M. Imabayashi, etc., Met A 6, 151006.
,82

Al - He
Гелий используют иногда в качестве защитного газа при дуговой сварке
алюминия в инертной атмосфере, однако в этом случае более широко приме-
применяют аргон. Гелий также пробовали применять в процессе плавления
алюминия, но так как он (в лучшем случае) эффективен не более, чем хлор
или азот [1], то не получил распространения в качестве дегазатора.
Гелий в определенной степени растворим в алюминии: в работе [2]
указано, что при концентрации 350 атомов гелия на 1000 атомов алюминия
параметр решетки алюминия уменьшается на 0,0014 А. В работе If3] от-
отмечено, что контакт гелия с дегазируемым алюминием сопровождается вы-
выделением тепла. Относительно образования гелия в алюминии в ^результате
облучения сплавов Al—Si сообщается в системе алюминий — литий.
Параметры диффузии гелия /в твердом алюминии составляют: А)=5,ЗХ
Х10-5 см2/с, Q = 0,7 эВ [4], Do-3 см2/с, Q-1,56 эВ i[5], или Д>=4,78Х
XIО3 см2/с, Q = 0,89 эВ [6], тогда как в работах [7] и [8] сообщается о
незначительной диффузии гелия в алюминии. Абсорбция гелия алюминиевой
фольгой изучена в работе [9].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. N. Alekseev (В. Н. Алексеев), JIMMA 11, 137.
2. /. R. Cost, etc., Met A 4, 130015.
3. A. Debierne, etc., JIMMA 4, 428.
4. G. Т. Murray, JIMMA 29, 193, 695.
5. H. R. Clide, etc., Phil. Mag., 1965, v. 12, p. 997.
6. M. F. Rodriguez-Perazza, Met A 6, 130984.
7. P. Gordon, etc., JIMMA 20, 225.
8. R. Kelly, etc., MA 1, 1501.
9. R. Bowers, JIMMA 21, 979.
Al — Hf
Учитывая сходство гафния с цирконием и титаном, полагают, что его
влияние на свойства алюминия должно быть также незначительно. Однако
гафний оказался хорошим модификатором алюминия ;[1, 2].
На диаграмме состояния А1—Hf со стороны алюминия при 662—665°С
и концентрации 1,2% Hf в результате перитектической реакции HfAh пре-
превращается в алюминиевый твердый раствор. Растворимость гафния в твер-
твердом состоянии снижается до 0,9% при 627°С, до 0,57% при 527°С и до 0,43%
при 427°С. Растворимость гафния в жидком состоянии при перитектической
температуре составляет 0,5% (рис. 31) и повышается до 14% при 877°С
[3, 4]. В равновесии с алюминием находится фаза ША1з F8,8% Hf), обра-
образуемая ,по перитектической реакции из HfAl2 и претерпевающая аллотропиче-
аллотропическое превращение при температуре ~727°С. Обе формы имеют тетраго-
тетрагональную решетку (пространственная группа /4/mmm), низкотемпературная
форма имеет структуру типа ZrAh, высокотемпературная форма — струк-
структуру типа TiAh. Высокотемпературная форма имеет 8 атомов в элементар-
о о
.ной ячейке с параметрами а=3,894-3,93 А, с = 8,88-4-8,92 А; низкотемпера-
низкотемпературная форма имеет 16 атомов в элементарной ячейке с параметрами а =
=3,912-4-4,01 А, с = 17,054-17,31 А [3,5— 1С]. Твердость по Виккерсу низко-
низкотемпературной формы составляет 4000—4800 МН/м2 [3, 12]. Изучены элек-
электрические и тепловые свойства соединений [5, 6, 9—11]. Остальная часть
диаграммы освещена в работах [13, 14].
Параметр решетки повышается до максимума, равного 4,051 А при
концентрации 1,2% Hf. Электросопротивление увеличивается линейно при-
примерно до 3,8-10—8 Ом-м при концентрации 1,2% Hf в твердом растворе
[3] и до значения 70• 10~8 Ом-м, отвечающего электросопротивлению
HfAh [12].
S3

г, к
1000
BOO
BOO
Hf, % (т.)
0,1 0.2 ПЗ ОН Of
t;c
727
527
327
Рис. 31. Диаграмма со-
состояния Al—Hf
Al
7 2
Hf, % (no массе)
Прочность и твердость увеличиваются: HV 400 МН/м2, <ув = 55 МН/м2,
<То,2=20 МН/м2 при концентрации 1,3 Hf. Изучена ликвация при направлен-
направленной кристаллизации сплавов Al—Hf [16].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Samsonov, etc. (Г. В Самсонов и др.), МА 2, 325.
2. W. Grebe, etc., Met A 1. 120281.
3. В. В. Rath, etc., JIMMA 28, 649.
4. М. I. Zamotorin, etc. (Af. И Замоторин и др.), МА 2, 1905.
5. L. E. Edshammer, etc., JIMMA 28, 580, 961.
6. H. Boiler, etc.. CA 55, 11254.
7. A. E. Dwight, etc., Acta Cryst., 1961, v. 41, p. 75.
8. H. Nowotny, Adv. X Ray Anal., 1961, v. 5, p. 13.
9. P. Potschke, etc., JIMMA 31, 65.
10. A. Magneli, etc., JIMMA 32, 261.
11. V. S. Sinelnikova, etc. (В. С. Синельникова и др.), МА 1, 1575; Met A 1, 330036;
2, 150055.
12. /. A. .Tsyaganova, etc. (N. А. Цыганова и др.), Met A 3, 110414.
13. M. E. Drits, etc. {M. E. Дриц и др.), Met A 2, 110813.
14. Shunk, 1969.
15. H. Borchers, etc., Met A 4, 311233.
16. /. Forsten, etc., Met A 4, 120824.
Al - Hg
Алюминий под давлением растворяется в ртути в любых пропорциях;
растворимость же кремния и железа незначительна. На этом основан про-
процесс Шмидта, применявшийся для производства алюминия непосредственно
из переплавленной глины >[1, 2]. Чистота алюминия, полученного таким пу-
путем, после одной операции выщелачивания составляла 99,5—99,7% [3],
после двойной обработки — до 99,99%. Ртуть применяют также как добав-
добавку к расходуемым анодам для защиты железа или меди.
Обычно приводимая диаграмма состояния Al—Hg [4, 5] соответствует
высокому давлению. Гипотетическая диаграмма при атмосферном давле-
давлении показана пунктирными линиями на рис. 32. Растворимость ртути в

твердом алюминии должна быть незначительной, но по данным [6] она со-
составляет ^39%. Расчетная величина максимальной растворимости при
627°С равна 1,2% Hg [7]. Состав и температура монотектической точки
практически совпадают с составом и температурой плавления алюминия.
Растворимость алюминия в ртути при температуре ее кипения составляет
~0,4% [6, 8]. Эвтектика со стороны ртути @,0023% А1 и —39°С) — это
единственная точка диаграммы, достаточно хорошо установленная.
т к
800
400
20
30
50 70
t.°c
527
127
Al
20
40 60
Hg; % (по массе)
80
Нд
Рис. 32. Диаграмма состояния Al—Hg. Сплошными линиями показана диаграмма при
высоком давлении, пунктирными — вероятная диаграмма при атмосферном давлении.
В скобках — области, присутствующие только при атмосферном давлении
Алюминий, растворяясь в ртути, быстро реагирует с водой или водя-
водяными парами из воздуха [9—29J. Хрупкость алюминия и его сплавов в
ртути или амальгамах исследована в работах (?30—35]. Ртуть повышает
потенциал алюминия от нормального —0,8 В до (—1,4)-ь(—1,5) В [И, 36].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Schmidt, Metall, 1949, Bd 3, S. 10.
2. H. Hansen, etc., JIMMA 17, 314.
3. W. Schmidt, Priv. Comm., 1963.
4. Hansen, 1958.
5. E. H. Wright, etc., Alcoa Res. Labs. Tech. Pap., v. 15, 1960.
6. G. J. DeGruyter, etc., JIM 27, 598; 35, 459.
7. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), MA 1, 1818.
8. /. Fogh, JIM 31, 421.
9. H. F. Hunt, etc., J. Soc. Chem. Ind., 1895, v. 15, p. 849.
10. H. Rohrig, JIM 38, 434; 39, 510.
11. H. Gerding, JIM 47, 199.
12. Quillard. JIM 47, 19.
13. /. Czochralski, etc., JIMMA 3, 307.
14. A. Quartaroli, etc., JIMMA 5, 105, 108, 116, 158, 803, 6, 104.
15. V. S. Zorin (В. С. Зорин), JIMMA 7, 256.
16. M. A. Blumenthal, JIMMA 6, 244; 8, 12; CA 42, 1833.
17. H. Lichtenberg, JIMMA 5, 645.
18. L. Reschke, JIMMA 9, 314.
19. B. A. Krasnik, etc., JIMMA 12, 251.
20. L. Hackspill, etc., JIMMA 9, 314; 12, 1.
21. G. Bolognesi, JIMMA 18, 607.
22. F. Kralik, CA 45, 1001.
23. R. C. Plumb, etc.. JIMMA 24, 386.
85

24. F. G. West, JIMMA 24, 723.
25. A. N. J. Heyn, JIMMA 29, 645.
26. V. P. Gladyshev (В. П. Гладышев), JIMMA 28, 868; 31, 545.
27. D. A. Jackson, Jr., etc., JIMMA 32, 821.
28. F. M. Beard, etc., MA 1, 438.
29. T. /. Lennox, etc., Met A 5, 340104.
30. H. Nichols, etc., JIMMA 31. 44.
31. B. /. Rogus, JIMMA 31. 707.
32. /. D. Corrier, etc., JIMMA 32, 497.
33. H. Ichinose, etc., Met A 1, 311606, 311607; 2, 350257.
34. С. М. Preece, etc., Met A 3, 350115.
35. M. K. Malu, etc., Met A 6, 312527.
36. A. Smits, etc., JIM 33, 296, 464; 34, 341.
Al - Ho
На диаграмме состояния Al—Но со стороны алюминия имеется эвтекти-
эвтектика А1+НоА1, отвечающая 647°С и 14% Но. Соединение НоАЬ образуется
по перитектической реакции из НоА12 при 1087°С. Растворимость гольмия
в твердом состоянии менее чем 0,05% при эвтектической температуре [1].
Соединение НоАЬ F7,1% Но) имеет ромбоэдрическую решетку с парамет-
о
ром а= 12,483 А; а = 28°11/, у=5,65 г/см3. Эквивалентные гексагональные
параметры а=6,08 А, с=35,94 А [2—4] или а=6,049 А, с = 35,80 А [5].
Изучено несколько других соединений в системе А1—Но [1, 2]. О магнитных
свойствах соединений сообщается в работах [6, 7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. Meyer, MA I, 1019, Met A 2, 210209.
2. /. Я. van Vucht, etc., JIMMA 32, 1196; MA 1, 1017.
3. V. A. P Oder gin (В. А. Подергин), MA 1, 1809.
4. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
5. O. I. Zalutskaya, etc. (О. И. Залуцкая и др.), Met A 2, 110423.
6. К. H. J. Buschow, etc., MA 2, 1058.
7. A. M. Van Diepen, etc., Met A 1, 150942.
Al — I
В работе [1] сообщается о применении иода для удаления магния при
зонной очистке алюминия, но трудно отчетливо представить роль иода в
этом процессе.
Растворимость иода в алюминии, вероятно, меньше нескольких миллион-
миллионных долей процента, растворимость алюминия в иоде составляет примерно
0,3% при 427°С [2]. Сообщается о существовании нескольких иодидов:
АН (82,5% I), АП2 (90,0% I) Alls (93,5% I). Изучены температура плавле-
плавления и сублимации, теплота плавления и сублимации {3—12]. Кристалличе-
Кристаллическая структура АПз подобна структуре соединения А1СЬ [13]. Иод не диф-
диффундирует в твердый алюминий лри 327—527°С, но может 'проникать в тон-
тонкие фольги в результате коррозии [14].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. N. Vigdorovich, etc. (В. Н. Вигдорович и др ), JIMMA 32, 417.
2. /. D. Corbett, etc., CA 48, 8015; JIMMA 23, 623.'
3. W. Klemm, Z. Anorg. Chem., 1948, Bd 256, S. 15.
4. F. Irmann, CA 44, 430.
5. D. Rossini, etc., US Nat. Bur. Std. Circ, 500, 1952.
6. E. Moles, etc., CA 30, 2509.
7. W. Klemm, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1932, Bd 207, S. 186.
8. W. Fisher, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1932, Bd 205, S. 37.
9. Z. Rotinjanz, etc., Z. Physik. Chem., 1914, Bd 87, S. 635.
10. W. Fisher, Z. Anorg. Allgem. Chem., 1931, Bd 200, S. 332.
11 W. Biltz, etc., Z. Anorg. Allgem. Chem., 1923, Bd 126, S. 39.
12. F. R. Bichowsky. etc., The Thermochemistry of the Chemical Substances, Reinhold,
1936.
13. K. J. Palmer, etc., J. Am. Chem., Soc, 1938, v. 60, p. 1852.
14. A. W. Castleman, etc., JIMMA 29, 97.
86

Al - In
Алюминий и индий ограниченно растворяются в жидком состоянии, мо-
нотектическая точка наблюдается при ~637°С и область несмешиваемости
простирается от 12—21% ДО 88—94% In при монотектической температуре.
Критическая точка расположена приблизительно при 68,8% In и 947°С [1—3].
Эвтектическая точка со стороны индия отвечает концентрации 99,95% при
155°С. Растворимость индия в алюминии в твердом состоянии понижается
с 0,17% при монотектической температуре до 0,07% при 527°С [1, 2]
(рис. 33). Изучены термодинамические свойства сплавов [4—9].
Т,К
woo
600
In, % (am.)
20 50
AL
20
40 60
In, °/o(no массе)
80
In
Рис. 33. Диаграмма состояния Al—In
Изменений параметров решетки алюминия или индия не обнаружено
[10, 11]. При увеличении содержания индия электросопротивление повыша-
повышается и достигает значения 2,7-10~8 Ом-м; при 4% In повышение электропро-
электропроводности расплавов также невелико [12, 13]. Магнитная восприимчивость
практически не меняется при введении индия в количествах, не превышающих
предел растворимости [14]. Предел текучести закаленных и состаренных
сплавов увеличивается вплоть до концентрации 0,10% In. [1]. Поверхностное
натяжение жидкого индия на твердом поликристаллическом алюминии
составляет 0,6—0,7 Н/м [15]; двугранный угол между твердым алюминием
и жидким индием составляет 90° в интервале температур 327—627°С [16].
Изучены вязкость и коэффициент диффузии расплавов [17, 17 Ь]. Индий
незначительно влияет на коррозионную стойкость алюминия [18]. Изучены
электрические и магнитные свойства сплавов [19—21].
Выделение индия из твердого раствора характеризуется образованием
зон и частиц с кристаллической решеткой промежуточного типа — гранецент-
о
рированной кубической (а = 4,65 А), имеющих ту же ориентировку, что и
матрица. Эти частицы в дальнейшем превращаются в выделения индия с
тетрагональной решеткой [22]. Граненые частицы, образуемые при старении
выше температуры плавления индия, изучены в работе [23]. Индий, подобно
кадмию, снижает скорость старения и величину первого максимума упрочне-
87

ния в сплавах системы А1—Си за счет уменьшения скорости образования
зон ГП, но ускоряет образование второго максимума и повышает его-
величину [1, 22, 24, 25].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Н. Hardy, JIMMA 18, 163, 758; 19, 637; 21, 603; 23, 1081.
2. L. Е. Samuels, JIMMA 23, 879.
3. А. N. Campbell, etc., JIMMA 20, 9; MA 1, 1313.
4. F. E. Wittig, etc., JIMMA 32, 395.
5. B. Predel, etc., MA 2, 353; Met A 2, 110414.
6. V. N. Danilin, etc. (В. Н. Данилин и др.), Met A 3, 150348.
7. A. Yazawa, etc., Met A 2, 151066; 4, 110745; 5, 150694.
8. N. A. Gocken, etc., Met A 5, 110687.
8b. A. E. C. Peres, etc., Met A 7, 110202.
9. G. I. Batalin, etc. (А И. Баталин и др.), Met A 6, 151592.
10. E. Raub, etc., JIMMA 15, 396.
11. S. Valentiner, etc., JIMMA 16, 124.
12. W. Fraenkel, JIM 53, 694.
13. L. A. Koledov (Л. А Коледов), JIMMA 31, 886.
14. H. Auer, JIMMA 2, 51.
15. R. G. Aldrich, etc., MA 1, 1391; Met A 1, 320433.
16. /. H. Rogerson, etc., JIMMA 31, 783.
17. S. Zamirca, etc., Met A 4, 121802.
17b. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615.
18. /. T. Reding, MA 2, 1636.
19. /. L. Miles, etc., JIMMA 32, 128.
20. N. Sacchetti, etc., MA 2, 1606.
21. W. F. Druyvesteyn, Met A 1, 331835.
22. /. M. Silcock, etc., JIMMA 23, 111; 27, 559.
23. W. J. Plumbridge, etc., Met A 1, 120587.
24. W. H. Fraenkel, JIMMA 9, 118.
25. К. М. Entwistle, etc., JIMMA 30, 373.
Al - Ir
На диаграмме Al—Ir со стороны алюминия образуется соединение taAl»
D4,3% Ir). Оно имеет моноклинную решетку (пространственная группа
о
Р2[/с, 22 атома в элементарной ячейке) с параметрами: а = 6,378 А,
о о
6 = 6,430 А, с = 8,732 А; р = 94°77'. Соединение Ir2Al9 изоморфно с соединением
Cc^Alg [1]. О существовании фаз, богатых иридием, сообщается в работах
[2, 3],
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. L. Edshammar, Met A 1, 120721; 5, 120042.
2. Elliott, 1965.
3. Shunk, 1968.
Al — К
Калий и алюминий практически не растворимы в жидком состоянии, и.
монотектическая точка содержит менее чем 0,05% К при 660°С [1—4].
Существование эвтектики не подтверждено. Эвтектика со стороны калия
практически совпадает с составом калия в точке плавления.
Если не считать модифицирующего влияния на сплавы системы Al—Si,
калий не оказывает существенного влияния на свойства [5J. Для получения
металлического калия применяют реакцию расплавленного алюминия с КОН
при температуре >727°С [6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 С. Н. Mathewson, Z. Anorg. Allgem. Chem., 1906, Bd 48, S. 192.
2. D. P. Smith, CA 2, 787.
3. Hansen, 1958.
4. E. H. Wright, etc., Alcoa Res. Labs. Tech. Pap., v. 15, 1960.
5. W. Kroll, JIM 36, 432.
6 V K. Shcherbakov, etc. (В. К- Щербаков и др.), Met A 6, 340821.

Al - Кг
В работе [1] сообщается об отсутствии диффузии криптона в сплавах
системы Al—U, а в работе [2] указано, что криптон диффундирует в
алюминий и стремится сконцентрироваться по плоскостям скольжения и в
усталостных трещинах. При изучении усталости рекомендуется также при-
применять 85Кг [1, 2]!.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. В. Reynolds, JIMMA 26, 239.
2. N. A. Tiner, etc., Met A 3, 310454.
Al - La
На диаграмме состояния Al—La со стороны алюминия имеется эвтекти-
эвтектическая реакция Ж-^Al+LaAU при концентрации ~12% La и 642°С [1].
Соединение LaAU образуется по перитектической реакции из LaAb при тем-
температуре ~1227°С [1—5] (р'ис. 34). Изучены термодинамические свойства
L.a,%(am.)
w
20
30
1600
1200 —
1327
927
527
AL
20
60
La , % (no массе)
Рис. 34. Диаграмма состояния Al—La
сплаэсив [6]. Растворимость лантана в твердом алюминии составляет 0,05%'
при 642°С, снижается до 0,03% при 627°С и менее чем до 0,01% при 527°С
[7]. Соединение LaAl4 имеет две аллотропические формы, для которых пред-
предложено несколько кристаллических структур. В наиболее поздних работах
[8, 9] сообщается,, что LaAl4 имеет ор то ромбическую решетку (пространственная
группа Immm или 1тт2, 30 атомов в элементарной ячейке) с параметрами
а = 4,431 А, 6 = 13,142 A, c=ilO,132 А. В работе [9] приведена формула
89

соединения La3Aln E8,4% La) с 28 атомами в элементарной ячейке. Тетра-
Тетрагональную структуру, приведенную в работах [4, 10—12] (пространственная
группа /4/mmm, 10 атомов в элементарной ячейке), с параметрами
а = 4,40-^4,43 А, с =10,14—10,2 А, у = 3,86-^4,11 г/см3 приписывают высоко-
высокотемпературной форме [4], однако ее близость к орторомбической решетке
FОрт«36Тетр) позволяет предположить, что речь идет об одной и той же
структуре. Низкотемпературная форма LaAl4 (при температуре <827°С)
о
характеризуется гексагональной структурой с параметрами а=13,2 А,
о
с =10,01 A, y = 3J г/см3 1[13]. Теплота образования LaAl4 составляет
175 кДж/моль [14], х= 13,3-10 мм3/моль [13]. В работах [1, 3, 5, 7,
15—19] приведены состав и свойства других соединений.
Параметр решетки, электросопротивление [7, 10], твердость, прочность
и относительное удлинение алюминия существенно не изменяются при введе-
введении добавок лантана <[13, 20], а термообработка не оказывает большого
влияния на свойства [13]. Добавки лантана к сплавам системы Al—Si и к
дуралюминам не повышают их прочность, но снижают относительное удлине-
удлинение [21]. Сведения о направленно кристаллизующейся эвтектике Al—LaAU
приведены в работе [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Нarisen, 1958.
2. R. G. Maier, Met A 2, 330936.
3. Elliott, 1965.
4. К. И. J. Buschow, MA 1, 1814.
5. Shunk, 1969.
6. В. A. Lebedev, etc. (Б. А. Лебедев и др ), Met A 5, 151165.
7. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 2, 110183, 110294.
8. A /. Zalutsky, etc. (И. И. Залуцкий и др.), МА 2, 1340, 1520.
9. A. H. Comes de Mesquita, etc., Acta Cryst., 1967, v. 22, p. 497.
10. F. Weibke, etc., JIMMA 9, 304.
11. A. Iandelli, JIMMA 27, 178.
12. V. A. Podergin (В. А. Подерган), Ma 1, 1809.
13. F. Gaume — Mann, etc., J. Rech. Centre Nat. Rech. Sci., 1957, v. 38, p. 64.
14. G. Canneri, etc., JIM 53, 124; JIMMA 1, 299.
15. /. H. N. Ban Vucht, etc., JIMMA 32, 1196; MA 1, 1017.
15b. H. Nowotny, JIMMA 9, 304.
16. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
16b. К. Н. Mader, etc., Met A 2, 330751.
17. C. Becle, etc., Met A 1, 120131.
18. E. Ryba, Met A 1, 710180.
18b. A. S. Titova, etc. (А. С. Титова и др.), Met A 2, 320746
19. A. Percheron, etc., Met A 6, 331992.
20. E. M. Savitskii, etc., Alloys of the Rare Earths Metals, Acad. Sci. SSSR, Press,
Moscow, 1963. (E. M. Савицкий и др. Сплавы редкоземельных металлов. М., Изд-во
АН СССР, 1963.
21. W. Kroll, JIM 36, 432.
Al - Li
Литий добавляют в 'некоторые алюминиевые сплавы с медью для повыше-
повышения сопротивления ползучести.
Эвтектика Ж-^Al+LiAl образуется при концентрации ~7,5% Li и
602°С (рис. 35). Наиболее вероятные значения растворимости лития в твер-
твердом алюминии: 4,2% при 602°С; 3,10% при 527°С; 2,20% при 427°С; 1,60%
при 327°С и 1,10% при 22ГС ',[1— 6]. Добавки ^1,6% Fe не влияют на
растворимость лития [1]. Изучены давление пара в сплавах Al—Li [7],
термодинамические свойства [8, 9]. Соединение LiAl B0,4% Li) образуется
непосредственно из расплава при 717°С и имеет широкую область гомогенно-
гомогенности A7,8—25% Li) ![10, 1.1]. Для этого соединения характерна объемноцент-
рированная кубическая решетка (пространственная группа Fd3m, 16 атомов
о
в элементарной ячейке i[12]) с параметром а= 6,356 А со стороны алюминия
о
A7,8% Li) i[i10, 11], повышающимся приблизительно до 6,38 А при стехио-
метрическом соотношении [12]. Плотность соединения LiAl при концентрации
90

10 20 SO
Li,% (am. j
50 60 70
327
127
10
20 30
Li, % (no массе)
50
Рис. 35. Диаграмма состояния А1—Li
20,5% Li составляет 1,726 г/см3. Сведения о сплавах, богатых литием, приве-
приведены в работах >[2, 13].
По мере увеличения содержания лития параметр решетки алюминия
о
уменьшается до а=4,0466 А при концентрации 4,2% Li i[14—16]. Плотность
понижается незначительно (в пределах ошибки эксперимента) [17]. Темпера-
Температурный коэффициент линейного расширения ,в интервале (—57)Ч-127°С пони-
понижается с 22,3- 10~в м/1(м-К) для чистого алюминия до 24,3-10~в м/(м-К)
для сплава с 1,3% Li [18, il9]. Теплопроводность резко понижается с увели-
увеличением содержания лития в твердом растворе: теплопроводность сплава с
1,5% Li в твердом растворе при 177°С в три раза меньше, чем теплопровод-
теплопроводность чистого алюминия [11]. При растворении каждых 0,25% Li электросо-
электросопротивление повышается на UK)-9 Ом-м [20]. Магнитная восприимчивость
уменьшается: в сплаве с 2,5% Li она составляет 8-Ю-3 мм3/моль [21, 22].
Поверхностное натяжение также снижается [23, 24].
Повышение прочности в отожженных сплавах невелико [25], но закален-
закаленные при 527—697°С и состаренные при 152—202°С сплавы имеют HV до
1100 МН/м2 E—6% Li) и до 13Ю0 МН/м2 A2% Li). Прочность ав^240-Н
4-260 МН/м2, а о-0,2< 180-^200 МН/м2 [26—32]. В результате холодной де-
деформации между закалкой и старением может быть достигнута более высокая
прочность (=^350 МН/м2) [30]. Жаропрочность также повышается: при
227°С предел прочности сплава с 3% Li составляет 160—180 МН/м2, тогда
как чистый алюминий лри этой температуре имеет ав = 20-^-30 МН/м2 [31].
Сопротивление ползучести повышается значительно, энергия активации
вторичной стадии ползучести в сплаве с 3,3% Li составляет 1,35 эВ [11]
Модуль упругости повышается до 76,5 ГН/м2 [19]. По мере увеличения кон-
концентрации лития электродный потенциал повышается до —0,45 В, если
электроды не шлифуются, и понижается до —0,9 В, если они шлифуются
[33]. Коррозионная стойкость снижается пропорционально содержанию лития
91

[34], хотя в работе [35] сообщается о высокой 'коррозионной стойкости
сплава с :'1(% Li,
Облучение сплавов нейтронами приводит к превращению атомов лития в
гелий и тритий, которые находясь в растворе, упрочняют сплав закреплением
дислокаций «и понижают электросопротивление за счет снижения •концентра-
•концентрации атомов лития. Длительное облучение или отжиг приводит к образованию
пузырьков газа, концентрирующихся на скоплениях вакансий и по границам
зерен, которые затрудняют рекристаллизацию и рост зерен, однако приводят
к снижению прочности [36—48].
При старении образуется сверхструктурное соединение LiAl3 G,9% Li),
имеющее кубическую решетку (пространственная группа Р/пЗ/п, 4 атома в
о
элементарной ячейке) с параметром а=4,01 А. Это промежуточная фаза, и,
поскольку ее кристаллографическое несоответствие с матрицей невелико
@,18%) и одинаково во всех направлениях, частицы этой фазы имеют сфе-
сферическую форму [6, 49—53]. В сплаве с й% Li при максимальной прочности
размер промежуточной фазы (равен ~0,03 мкм, а плотность ее распределения
составляет 2,6-10~2 мм~3. В работе [52] сообщается о пластической дефор-
деформации сплавов, содержащих фазу LiAl3. Свободная поверхностная энергия
промежуточной фазы равна примерно 0,24 Н/м, а энергия активации роста
1,4,5 эВ [6]. Ориентационное соотношение между конечной фазой (LiAl) и
матрицей [0,49]: (i1O0)liaiII(UO)ai; [0111]ыа1||![1П]а1.
Добавки 0,05—0,1% индия или кадмия повышают прочность после старе-
старения в сплаве с 1 % Li [29]; добавки кадмия или кальция в больших количест-
количествах практически «е влияют на свойства сплава с 2% Li [31]. В работах
[50, 54] изучено влияние облучения нейтронами на старение сплавов с лити-
литием, в работе i[55] исследовано взаимодействие между дислокациями и выде-
выделениями, а в работе [56] изучен дислокационный механизм образования
предела текучести. Изучена сегрегация лития по границам зерен [57] и
увеличение поглощения водорода сплавами алюминия с литием [58].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Z. A. Sviderskaya, etc. C. А. Свидерская и др.) ЛММА 32, 65.
2. Hansen, 1958.
3. Elliott, 1965.
4. М. Е. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 2, 110183.
5. Shunk, 1969.
6. В. Noble, etc., Met A 4, 121020.
7. О. 5. Makarov (Г. С. Макаров), Met A 4, 440218.
8. N. P. Yao, etc., Met A 4, 340802.
9. /. М. Hicter, etc., Met A 5, 151090.
10. E. D. Levine, etc., JIMMA 30, 785; 32, 452.
11. I. P. Costas, etc., JIMMA 30, 434.
12. O. Komouski, etc., JIMMA 3, 36, 505.
13. D. A. Hansen, etc., Met A 1, 121037.
14. H. Vosskuhler, JIMMA 4, 593.
15. H. J. Axon, etc., JIMMA 16, 121.
16. 5. H. Kellington, etc., Met A 3, 120211.
17. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
18. W. Hume — Rothery, etc., JIMMA 16, 632.
19. A. Z. Zhmudsky, etc., Met A 2, 320371.
20. W. Frankel, JIM 53, 694.
21. Я. Auer, JIMMA 2, 51.
22. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
23. A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 24, 673; 28, 713.
24. I. Kubichek, JIMMA 27, 629.
25. H. Borchers, etc., Met A 4, 311233.
26. P. Assmann, JIM 35, 538, 36, 434.
27. W. Kroll, JIM 36, 432.
28. S. Bernadziekiewicz, etc., JIMMA 1, 563.
29. H. K. Hardy, etc., J. Inst. Metals, 1950/51, v. 78, p. 169, 657; 1955/56, v. 84, p. 423, 429.
30. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 26, 823.
31. Z. A. Sviderskaya, etc. C. А. Свидерская и др ), Met A 1, 310952.
32. Af. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), СА 78, 4682, Ig.
33. G. V. Akimov, etc. (Г. В. Акимов и др.), JIMMA 10, 782; 11, 371; 15, 516.
34. E. I. Gurovich, CA 37, 5937.
35. P. S. Moiseev, etc. (Я. С. Моисеев и др.), JIMMA 12, 150.
36. С. Е. Ells, etc., JIMMA 27, 648; 30, 257. 795.
37. D. W. Lillie, JIMMA 28, 341.
92

38. О. Т. Murray, etc., JIMMA 29, 193, 695; 32, 459.
39. E. Kamienski, etc., JIMMA 32, 863.
40. V. Levy, etc., JIMMA 32, 1212.
41. H. R. Gilide, etc., Phil. Mag., 1965, v. 12, p. 997.
41b. R. Kelly, etc., MA 1, 1501.
42. /. Pissavy, etc., Met A 1, 160067.
43. V. Levy, etc., Met A 1, 720026.
44. K. Shiraishi, etc., Met A 3, 160134; 4, 160270, 160347; 5, 160238.
45. L. N. Karikov, etc. (Л. Н. Кариков и др.), Met A 1, 351198.
46. /. О. Smith, etc., Met A 3, 160327; 4, 160084. 160186.
47. A. Wolfenden, Met A 4, 130014.
48. /. R. Cost, etc., Met A 4, 130015.
49. /. M. Silcock, J. Inst. Metals, 1959/60, v. 88, p. 357.
50. C. L. Angermann, JIMMA 32, 1023.
51. T. Yoshiyama, etc., Met A 2, 120278.
52. Af. Tamura, etc., Met A 4, 140133; WAA 7, 610064.
53. /. Af. Fridlyander, etc. (Я. Н. Фридляндер и др.), Met A 5, 110528.
54. К. Shiraishi, Met A 4, 160174; 5, 160085.
55. 5. Terai, etc., JIMMA 31, 345; 32, 276.
56. 5. Sakui, etc., Met A 5, 310392.
57. B. A. Kopeliovich, etc. (В А. Копелевич и др.), Met A 5, 311256.
58. V. P. Jvanov (В. П. Иванов), Met A 4, 312372.
Al-Lu
На (диаграмме состояния Al—Lu со стороны алюминия образуется соеди-
о
нение LuA'l3 F8,4% Lu) с параметром решетки а = 4,187 А (пространствен-
(пространственная группа Р/лЗт, 4 атома в элементарной ячейке) [1]. В работе [2] сооб-
сообщается о соединении LuAl2 G6,4% Lu), в работе [3] —о фазах, 'более бога-
богатых лютецием.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. /. Zalutsky (И. И. Залуцкий), etc., MA 2, 1340, 1520.
2. 5. Е. Haszko, JIMMA 28, 974.
3. W. В. Pearson, Met A 1, 120344.
Al — Mg
Магний является основным легирующим элементом сплавов типа «магна-
«магналий», которые после холодной деформации имеют высокие прочность и
пластичность наряду с высокими коррозионной стойкостью и свариваемостью.
Добавки магния в сплавы Al—Mg2Si способствуют упрочнению термической
обработкой при сохранении хорошей коррозионной стойкости и свариваемо-
свариваемости; сплавам системы Al—Zn—Mg магний обеспечивает хорошую коррозион-
коррозионную стойкость, свариваемость или высокую прочность. Добавки магния в
сплавы системы А1—Си повышают интенсивность упрочнения при старении,
в сплавы системы А1—Мп — увеличивают прочность без потери коррозионной
стойкости или пластичности, сплавам Al—Si придают способность к упрочне-
упрочнению термической обработкой.
Со стороны алюминия при 450°С и 35% Mg происходит эвтектическая
реакция ;>K->Al+Mg5Al8 [1—3] (рис. 36).
Наиболее вероятные значения растворимости .магния в твердом алюминии
приведены ниже {2,4-413]:
Температура, *С . . .
Растворимость Mg в А1:
% (по массе) . . .
% (ат.)
450
17,4
18,5
427
15,3
16,4
377
11,5
12,5
327
8,1
9,0
277
5,5
6,4
227
3,7
4,5
177
2,6
3,3
127
2,0
2,7
27
1,9
2,3
Давление понижает растворимость: при 1 ГН/м2 растворимость магния
в алюминии составляет 11% при 450°С; 10,3% при 427°С; 6,3% при 327°С и
3% при 227°С i[14]. На рис. 36 показана граница перехода из жидкого
в газообразное состояние [15, .16]. Сублимация магния из сплавов ускоряется
вследствие наличия дефектов структуры [17]. Исследована структура эвтекти-
эвтектики, полученная зонной плавкой [18], скорость кристаллизации [19], сверхплас-
сверхпластичность [19Ь], структура и свойства расплавов [19с].
93

4001
Al
Рис. 36. Зависимость температуры кипения от содержания магния (а) и диаграмма
состояния Al—Mg (б)
В равновесии с алюминиевым твердым раствором находится р-фаза.
обозначаемая обычно как Mg2Al3 C7,3% Mg) [1—2], несмотря на то что по
составу это соединение выходит за пределы области гомогенности C4,8—
37,1% Mg) [19 b, 20], а соединение, описываемое формулой Mg5Al8 C6%
Mg), входит по составу в область гомогенности и соответствует большинству
данных, характеризующих кристаллическую структуру. Предполагаемые типы
структуры фазы Mg5Al8 приведены в табл. 3l
Таблица 3
СТРУКТУРЫ ФАЗЫ Mg6Al8
Тип
решетки
Г. ц. к.
Гексагон.
Пространст-
Пространственная группа
РгпЪт
Число атомов
в элементар-
элементарной ячейке
1166—1172
108
Параметры
о
решетки а, А
28,2 (со стороны А1),
28,6 (со стороны Mg),
4,71 B,8,6:6)
12,419,
11,2—11,38; с= 16,0-4-
-17,88
Литературный
источник
[21—23]
[24]
[25]
[26-28]
94

Структура, предложенная в работе [25], —наиболее достоверна. Плот-
Плотность р-фазы составляет 2,23 г/см3 l[29,30]; HV 20O0 — 3400 МН/м2 [29, 31,
33], постепенно снижается с 200 IMH/м2 при комнатной температуре до*
1600 МН/м2 при 3:27°С и затем падает до нуля при 450° С [29]. Соединение
Mg5Al8 — очень хрупкое при температуре ниже 327°С, с повышением тем-
температуры оно обнаруживает некоторую пластичность [34—36]. Фаза е, ве-
вероятно, Mg23Al30 D0,6% Mg), имеет узкий интервал существования, но не
образуется из жидкого состояния. Для нее характерна ромбоэдрическая ре-
решетка (пространственная группа R3, по-видимому, 53 атома в элементарной
ячейке) с параметром а= 10,36 А; а = 76°27'; с гексагональными параметра-
параметрами а= 12,82 А, с=21,75 А; -8 = фаза может быть метастабильной «[»1, 2, 37Г
38]. Фаза Mgi7Al12 E5,7% Mg) характеризуется широким интервалом суще-
существования D5—60% Mg) [1, 2, 38b]. Она имеет кубическую решетку (про-
(пространственная группа 143т, 58 атомов в элементарной ячейке), с параметром
а =10,56 А [1, 2, 37—41].
Сплавы системы Al—Mg в жидком состоянии имеют хаотическое распре-
распределение атомов [[42, 43]. Изучены термодинамические свойства [44—54],
электронная структура [54Ь, 54с].
При сверхбольших скоростях охлаждения в процессе кристаллизации
растворимость магния в твердом алюминии может увеличиваться до 37%, а
образование некоторых соединений может подавляться [55, 56], при этом
возможно появление метастабильных фаз [56Ь]. Кристаллизация с меньшими
скоростями охлаждения в неравновесных условиях приводит в дендритной
ликвации, причем даже в сплавах с низким содержанием магния (до 4—5%
Mg) появляется фаза MgsAl8 [57—59]. Равновесная структура при кристалли-
кристаллизации достигается только при скоростях охлаждения, меньших, чем 5-К)-4
К/ч [60].
По мере увеличения содержания магния на 0,1% параметр решетки алю-
о о
миния увеличивается примерно на 0,005 А до величины 4,1294 А, отвечающей
о
предельной равновесной концентрации [10, 12, 61—64], и до 4,2155 А при
содержании 37% Mg в твердом растворе [55, 56]. Измерены искажения ре-
решетки i[65]. При увеличении содержания магния в твердом растворе на
каждый 1% плотность понижается на 0,47%, а при увеличении содержания
магния в фазе Mg5Al8 на каждый |1% плотность понижается на 0,5% [62,
66—70]. Расчет плотности расплавов подчиняется правилу аддитивности
[70Ь]. Добавка магния к алюминию увеличивает на несколько процентов
термический коэффициент линейного расширения [71—73] и слегка умень-
уменьшает усадку при кристаллизации [73—78]; вязкость расплавов увеличивается
[79—83], при этом энергия активации вязкости составляет 0,15—0,18 эВ [84];
поверхностное натяжение на границе раздела жидкость — газ падает очень
быстро, и при концентрации il—2% Mg оно в 3—4 раза меньше величины
поверхностного натяжения чистого алюминия, затем натяжение уменьшается
плавно i[82b, 85—88]. Добавки стронция снижают поверхностное натяжение
[86]. Энергия границы раздела твердого раствора и фазы Mg5Al8 очень низ-
низкая, и становится возможной быстрая коагуляция выделившихся частиц
[88Ь]. Теплопроводность сплавов с 5—6% Mg в два раза ниже, сплавов с
15% Mg — в три раза «иже теплопроводности алюминия [89—91].
Электросопротивление повышается почти линейно с ростом содержания
магния в твердом растворе и достигает значения 10— 1Ы0~8 Ом-м при кон-
концентрации, отвечающей предельной растворимости A7,4% Mg) [89, 91—101].
Холодная деформация увеличивает электросопротивление, например, при
деформации 60% на 2—3% [102]. Облучение нейтронами также повышчег
электросопротивление [I02Ь]# (Величина температурного коэффициента элект-
электросопротивления ладает по экспоненте до 2-10~12 Ом-м/К при содержании
5% Mg и до 1-Ю-12 Ом-м/К при 25»% Mg [95, 103, 104]. При 6О2°С элект-
электросопротивление возрастает с 8,5-10~8 Ом-м для чистого алюминия до 14,5Х
XI10-8 Ом-м для сплава с 12)% Mg [,1O5]. Для сплава с il%MMg пр<и темпе.
95

ратуре плавления электропроводность составляет приблизительно 12-10"8 и
29• 10—8 Ом-м в твердом и жидком состояниях соответственно [10бЬ].
Число Лоренца возрастает уже при небольшой добавке магния; в сплаве
с 12% Mg оно падает до минимума, равного примерно 24-Ю-8 Вт-Ом/град2,
и по мере увеличения содержания магния растет снова [89]. Т.э.д.с. возра-
возрастает приблизительно на 20% при увеличении концентрации алюминиевого
твердого раствора на каждый 0,1% Mg [1061. Магнитная восприимчивость
достигает минимального значения 9,7-10~3 мм3/моль при концентрации 7—8%'
Mg в твердом растворе; при увеличении содержания магния она плавно по-
повышается и достигает величины 10,5 -Ю мм3/молъ, соответствующей фазе
Mgi7Ali2 [107—110]. Вместе с тем в жидком состоянии она повышается плав-
плавно при увеличении содержания магния и достигает значения 13,5-10—3
мм3/моль при 627°С [108]. Постоянная Холла понижается с —3,89 • 101
м3/°С при 527°С для чистого алюминия до —3,23 -101 м3/°С для сплава с
9% Mg, а при дальнейшем увеличении содержания магния возрастает но
—3,56-Ю-11 iM3/°C при 12% Mg i[I05]. Изучены магнитоакустические эффекты
[111]. Отражательная способность в световом диапазоне 2500—3500 мкм сни-
снижается примерно на 10% при добавлении 3% Mg и достигает минимума для
сплава с 58% Mg, при этом она примерно на 16% ниже, чем у чистого
алюминия ![112—1114]. В то же время в работе ,[115] сообщается о повыше-
повышении на 5% отражательной способности зеркал, покрытых сплавами А1—Mg
с 8—35% Mg, по сравнению с отражательной способностью зеркал, покры-
покрытых чистым алюминием. Изучено изменение отражательной способности при
окислении тонких пленок Al—Mg ;[116]. Скорость прохождения ультразвука
повышается при увеличении концентрации магния до 12;% на 0,0* м/с, а за-
затем снижается [70]. С ростом концентрации магния снижается поглощение
радиации (в том числе нейтронов); это снижение пропорционально акорее
электронному объему, чем атомному номеру [117].
Экспериментальные данные по механическим, химическим и технологи-
технологическим свойствам сплавов Al—Mg
высокой промышленной чистоты пока-
показывают, что существенного различия
между ними нет. Твердость, прочность
и усталостная прочность повышают-
повышаются, а пластичность понижается (рис. 37).
Сплавы с содержанием >5--6% Mg
восприимчивы к термической обработ-
обработке, при этом наблюдается не-
незначительное повышение свойств. Изу-
Изучено влияние степени деформации,
температуры и состава на микрострук-
микроструктуру и свойства бинарных сплавов
[117Ь]. С понижением температуры за-
заметно увеличивается предел прочности
и в меньшей степени предел текучести
и пластичность, при этом вязкость над-
надрезанного образца практически не по-
понижается. Критическое напряжение
сдвига не зависит от температуры в
пределах (—153) ч-27°С, увеличивает-
увеличивается при понижении температуры в ин-
интервале (—269)-И—153) °С и падает
при дальнейшем снижении температуры
\[118]'. Уменьшение прочности с повы-
повышением температуры — менее интенсив-
интенсивное, чем в других алюминиевых спла-
сплавах. Согласно работе [119]-, это связано
с образованием атмосфер из атомов, маг-
магния вокруг дислокаций, тормозящих
движение последних. Структурные из-
Мд,%
Рис. 37. Зависимость механических
свойств сплавов Al—Mg от содержания
магния:
И — нагартованное состояние; О —
отожженное состояние
96

мшения Л|ри усталости в сплавах системы Al—Mg аналогичны структурным
изменениям в других алюминиевых сплавах: усталостному разрушению
предшествуют деформационное упрочнение и образование скоплений дисло-
дислокаций, перемещающихся в приграничных зонах, свободных от выделений, а
также образование ячеистой структуры вокруг трещины [120—126]-.
Магний —один из немногих элементов, (понижающих модуль упругости
алюминия: понижение, носит линейный характер — у сплава с 15% Mg E=
=58 ГЦ/м2 [66, 127—^130]. Демпфирующая способность по мере увеличения
содержания магния также снижается ([131, »131Ь], скорость ползучести сни-
снижается значительно. Значения энергии активации ползучести находятся в
пределах 1,4—2,4 эВ ,[132-^140]. Облучение существенно снижает ползучесть
[141]. Изучено развитие анизотропии в процессе ползучести [141b], преры-
прерывистая текучесть i[141c], сверхпластичность при высоких температурах [142].
Добавки магния уменьшают потенциал алюминия: потенциал чистого
алюминия ,по каломельному электроду в растворе NaCl—Н2О2 находится в
диапазоне (—0,86L-(—0,88) В, потенциал сплава с 4% Mg составляет
—0,90 В, a Mg5Al8 —'1,10 В ['143—.146]. Удельный объем окисной пленки
больше, чем удельный объем металла, из которого эта пленка образована,
поэтому она получается непроницаемой ^[ 147—149], особенно когда поглощает
воду и превращается в гидроокись i[143b, 150]. Сплавы системы Al—Mg
имеют лучшую коррозионную стойкость, чем алюминий в солевом и слабоще-
слабощелочном растворах. Коррозионная стойкость алюминиевых сплавов описана
в гл. 6; механизм межкристаллитной коррозии рассмотрен ниже.
Изучено образование, строение и движение дефектов решетки [122,
151—'170], влияние облучения на образование дефектов [171—178], сегрега-
сегрегация магния по границам зерен и субзерен .'[179].
В работах {137, 180—213] детально исследована замедленная текучесть
твердых растворов, наиболее характерная для сплавов системы Al—Mg. До-
Добавки магния снижают энергию дефектов упаковки алюминия [160, 166, 205,
214—216] и приводят к механическому двойникованию -[182, 217]. Магний в
виде грубых частиц фазы MgsAls не влияет гаа температуру рекристаллиза-
рекристаллизации, в то время как растворенный магний повышает ее.
Диффузия магния снижается в присутствии меди, кремния и цинка, а
железо, марганец и никель практически не влияют на нее 1[87, 213—222].
Диффузионное насыщение магнием с целью упрочнения поверхности алюми-
алюминия нецелесообразно [223]. Согласно работе {224], лантан и ниобий усили-
усиливают диффузию магния в алюминии, но это маловероятно. Облучение нейтро-
нейтронами усиливает диффузию; энергия активации диффузии понижается от
1,35 до 1,05 эВ [224b]. Параметры диффузии магния в жидком алюминии
[225] составляют D = 6,l-^-7,5-105 см2/с при 727°С и ?)=0,4-т-0,8 см2/с при
727—827°С [226] В работе [22*6Ь] сообщается о росте соединений в биметал-
биметаллических парах.
При старении зоны ГП образуются в течение нескольких секунд после
закалки ([240] в областях с повышенной энергией (границы зерен» дислока-
о
ции и др.), но они малы A0—115 A ib диаметре), и большая часть избыточных
вакансий остается вокруг зон в виде атмосфер. В (результате этого деформа-
деформация практически отсутствует, и, следовательно, практически отсутствует
упрочнение '[154, 156, 157, 2.МЬ, 227—244]. При старении в течение несколь-
о
к<их лет при комнатной температуре зоны вырастают до 100 А в диаметре;
наблюдается тенденция к образованию в них тетрагональной координации
[244Ь]. Критическая температура, выше которой зоны не образуются, очень
низка D7-^67°С) |[Д56, 231, 234, 2.37, 245—247]; при температурах выше
критической старение начинается с образования р'-фазы. Эта фаза вначале
появляется по границам зерен, создает вокруг них зоны, обедненные магнием
[28, <Ш, 196, 237, 248—253]. Вокруг такой зоны образуется другой слой
толщиной~10 нм, обедненный вакансиями, в котором не происходит распа-
распада твердого раствора даже после выделения р'-фазы в центре зерна [121,
242,, 253, 254]. Если образование р'-фазы развивается от границы зерна к
центру, в матрице начинается рекристаллизация [254]. Р'-Фаза когерентна
4 Зак. 218 97

с матрицей [250, ,255] и имеет гексагональную решетку с параметрами а=
о о
= 10,02 А, с=Iб,3б А. Ее ориентащшнное соотношение с матрицей [23]:
(ОШH, B@01)ai; i[lO0]p/||[HO]Ai. Фаза р' выделяется в виде пластин по
плоскостям A00), A!11), B10), C10) или в виде стержней по направлениям
[1001, [110], [120], ([111] [12, 22, 28, 238, 248, 256—258]. Стабильная р-фа-
за (Mg5Al8) образуется из р'-фазы при температурах примерно ^277°С; свы-
свыше этой температуры р-фаза образуется непосредственно из матрицы [28,
247, 259] с лотерей когерентности {250, 254]. О коагуляции частиц Mg5Al8
указано в работах <[88Ь, 260, 2,61], об их растворении в матрице — в работе
[262]. Упрочнение вследствие образования зон ГП наблюдается редко. Пара-
Параметры решетки также изменяются аномально: при низкой и высокой темпера-
температурах они соответствуют обычной модели сосуществующих в течение неко-
некоторого времени равновесного и пересыщенною растворов [19, 263» 264],
однако при 227°С параметр решетки изменяется непрерывно, при этом выяв-
выявляется только одна разновидность твердого раствора в любой момент вре-
времени {243, 247, 265-4267]. Параметр (решетки расширяется перед сжатием
[243—247], но это может быть вызвано только ее искажением. Электросопро-
Электросопротивление сначала увеличивается, а затем уменьшается; наблюдается повы-
повышение твердости и прочности при образовании р'-фазы и последующее разуп-
разупрочнение, если р'-фаза замещается равновесной фазой. При образовании
Р'-фазы изменяется электродный потенциал, а с появлением ip-фазы понижа-
понижается т.э.д.с. Магнитная восприимчивость минимальна iB присутствии зон, а
при образовании Р'-фазы повышается [8, 19, 143, 154, 231, 234—237, 240,
245—247, 249, 253, 263, 264, 268—281]. Изучено изменение теплопроводности
[90Ь, 282].
Коррозионная стойкость сплавов минимальна к началу выделений р'-фа-
зы; в этот момент сплавы наиболее чувствительны к межкристаллитной кор-
коррозии под напряжением. Эту повышенную чувствительность обычно припи-
приписывают предполагаемым непрерывным выделениям в виде пленок по грани-
границам зерен [162, 247, 248, 251, 253, 270, 277, 283—306]; в некоторых же рабо-
работах отрицают существование «ли влияние этой пленки [196, 306Ь]. В работе
[307] повышенную чувствительность к .коррозии связывают с существованием
зон, обедненных магнием. Наиболее вероятно, что эта чувствительность свя-
связана с существованием тонкого, обедненного вакансиями и обогащенного маг-
магнием слоя, окружающего обедненную магнием зону по границам зерен и
являющегося анодным по отношению к обедненной матрице. Отжиг при тем-
температурах 227—252°С или продолжительное старение приводит к сфероидп-
зации частиц Mg5Al8 и образованию выделений в обедненной вакансиями зо-
зоне, в результате чего склонность к коррозии под напряжением или межкри-
межкристаллитной коррозии в значительной мере (если не полностью) исчезает
[162, 228, 270, 283, 288, 291, 302, 304, 307Ь, 307с]. Характер коррозии выде-
выделений меняется в зависимости от структуры: р'-фаза корродирует в основ-
основном сто ребрам, р-фаза — целиком [307d, 307e].
Влияние содержания магния на временную зависимость и абсолютную
величину свойств—обычное: чем оно выше (до предела растворимости), тем
интенсивнее и значительнее изменение свойств. При содержании< 5% Mg
наблюдается незначительное упрочнение ([308—308с]. Прочность возрастает
при увеличении магния примерно до 12—14 %, последующее повышение кон-
концентрации магния приводит к получению сплавов, которые в состаренном
состоянии отличаются такой сильной хрупкостью, что их нельзя использовать
и даже нельзя точно определить их свойства ,[102, 143, 277, 308с]. Склон-
Склонность к межкристаллитной коррозии сплавов повышается с увеличением со-
содержания магния: при 3—4% Mg повышение незначительное и при >6—7%
Mg — очень большое [270, 298, 309-н313]. Влияние состава сплава на кине-
кинетику превращений—обычное: в сплавах с 7;% Mg скорость превращения на
порядок ниже, чем в сплаве с 12% Mg, а в сплаве с 15—16% Mg — на поря-
порядок выше ,[231, 247, 265, 277, 313Ь].
Закалочные напряжения и небольшая степень наклепа (<20%) перед
старением повышают плотность .распределения дислокаций в единице объема
98

и способствуют более равномерному распределению выделений, что приводит
к повышению прочности и коррозионной стойкости. Большая степень наклепа
(>40%) способствует концентрации (выделений по плоскостям скольжения,
что приводит к значительному снижению коррозионной стойкости [162, 223,
228, 263, 054, 258, 270, 283, 293, 301, 302, 304, 314—321]. Облучение нейтрона-
нейтронами ускоряет ранние стадии старания, что связано с избыточной концентрацией
вакансий, и затормаживает 'более поздние стадии [141, 236]. Ударные волны
оказывают подобное влияние [322].
Медленная закалка влияет не только на свойства в закаленном состоя-
состоянии, которые имеют, естественно, более высокие значения, так -как соответ-
соответствуют частично состаренному состоянию, но снижает скорость и эффект
старения вдвое ;[274, 323]. Если выделения образуются в процессе закалки,
они имеют равновесную структуру и не действуют как зародыш выделения
в процессе старения ([274].
Быстрая закалка благоприятствует образованию обедненной вакансиями
зоны, в результате чего повышается склонность к межкристаллитной корро-
коррозии и коррозии под напряжением (см. гл. 6). Низкая температура закалки
снижает скорость старения, что может быть связано с уменьшением концент-
концентрации машия в растворе [102], а также с уменьшением концентраций зака-
закаленных вакансий ([156, 232, 245]. Малые добавки бериллия, висмута, кадмия,
хрома, меди, железа, германия, индия, марганца, молибдена, кремния, олова,
титана, ванадия и циркония задерживают образование зон ГП и ускоряют
образование Р'-фазы. Некоторые из них (серебро, бериллий, кадмий, индий
и др.) также уменьшают образование зоны, свободной от выделений [324,
325]. Энергия активации распада снижается при введении хрома, титана и
циркония от 2,6 (начальной) до 1,01; 1,05 и 1,35 эВ соответственно [326].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н arisen, 1958.
2. G. V. Ray nor, JIMMA 12, 424.
3. E. Butchers, etc., JIMMA 12, 389.
4. E. Я. Dix, etc., JIM 41, 438; 42, 435.
5. E. Schmid, etc., JIM 50, 12.
6. P. Y. Saldau, etc. (Я. Я. Сальдау и др.), JIMMA 1, 563.
7. Hansen, 1936.
8. /. /. Trillat, etc., JIMMA 5, 474.
9. G. Siebel, etc., JIMMA 7, 104.
10. Я. Kustner, Z. Metallkunde, 1942, Bd 34, S. 114.
11. H. Borchers, etc., JIMMA 11, 73, 358.
12. P. Lacombe, etc., JIMMA 12, 350.
13. E. H. Wright, etc., Alcoa Res. Labs. Tech. Pap., v. 15, 1960.
14. M. I. Zakharova, etc. (Af. И. Захарова и др.), JIMMA 20, 332.
15. W. Leitgebel, JIM, 50, 736; 53, 553.
16. A. Schneider, etc., JIMMA 7, 147; 9, 305; 17, 906.
17. S. Z. Bokshtein, etc. (C. 3. Бокштейн и др.), MA 1, 1341, 1666.
18. A. S. Yue, etc., JIMMA 29, 218.
19. P. A. Porkhutik, etc. (Я. А. Пархутик и др.), Met A 5, 120431.
19b. N. R. Bochvar, etc. (Я. Р Бочвар и др ), Met A 6, 540124.
19c. Y. Waseda, etc., Met A 7,' 150296.
19d. W. С Fink, etc., JIMMA 4, 34, 35.
20. N. S. Kurnakov, etc. (Я. С. Курнаков и др.), JIMMA 4, 594; 5, 252- 8, 292.
21. Я. Perlitz, JIMMA 12, 47; 13, 164.
22. Л.( Saulnier, etc., Mem. Sci. Rev. Met., 1960, v. 57; Met. Treat. Drop Forging, 1960,
v. 27, p. 91.
22b. S. Samson, Nature, 1962, v. 195, p 259
23. M. Bernole, etc., Met A 5, 110768.
24. Y. N. Trchan, Met A 2, 121329.
25. K. Taketoshi, Met A 5, 110496.
26. K. Riederer, JIMMA 3, 506.
27. F. Laves, etc., JIMMA 5, 532.
28. M. Feller — Kniepmeier, etc., JIMMA 32 1188
29. E. R. Petty, JIMMA 28, 779.
30. W. J. H elf rich, etc., JIMMA 31, 812
31. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
32. D. Gualandi, etc., JIMMA 22, 145
33. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
35* f' R' PettUkfmC' iE' M' СавицКий и Ap<)« JIMMA 17> 253; 20, 81, 1002.
36. /. /. Novikov, etc. (Я.' И. Новиков и др.), JIMMA 31, 217; Met A 1, 310372, 310861.
4* Зак. 218 99

37. 5. Samson, etc., Met A 1, 121039.
38. Shunk, 1969.
38b. F. Honda, etc., Z. Anal. Chem., 1972, v. 262, p. 170.
39. P. Schobinger — Papamantellos, etc., Met A 3, 121126.
40. /. Bandyopadhyay, etc., Met A 5. 110090.
41. Af. Kogachi, etc., Met A 5, 110220.
42. 5. Steeb, etc., MA 2, 832.
43. Y. Waseda, etc., Met A 5, 121050.
44. G. D. Roos, JIM 15, 349.
45. M. Kawakami, JIM, 44, 526; JIMMA 1, 169.
46. O. Kubaschewski, etc., Thermochemical Data of Alloys, Pergamon Press, 1956.
47. R. Hultgren, Ed. Selected Values for the Thermodymanic Properties of Metals and
Alloys. Univ. of California, Berkeley, 1958.
48. V. N. Eremenko, etc. (В. H. Еременко и др.), JIMMA 31, 155.
49. R. С. Sinvhal, etc., Met A 2, 150274.
50. Af. M. Tsyplakova, etc. (Af. Af. Цыплакова и др.), Met A 3, 150617.
51. /. A. Brown, etc., Met A 4, 110217.
52. G. I. Batalin, etc., (Л И. Баталии и др.), Met A 4, 151299; 6, 151592, 152236.
53. G. S. Makarov (Г. С. Макаров и др.), Met A 4, 440218.
54. E. E. Lukashenko, etc. (E. E. Лукашенко и др.), Met A 5, 150378, 150433.
54b. P. 5. Grover, etc., Met A 6, 150697.
54c. 0. Hibbert, etc., Met A 6, 150731.
55. H. L. Luo, etc., JIMMA 32, 1017.
56. K. Kumada, etc., Met A 4, 120644.
56b. V. N. Gudzenko, etc. (В. Н. Гудзенко и др.), Met A 7, 110231.
57. R. D. Vengrenovich, etc., Met A 4, 110022.
58. U. O. Gagen — Torn, CA 44, 26.
59. /. 5. Miroshnichenko (И. С. Мирошниченко), MA 1, 481; Met A 1, 121194.
60. /. Guillet, etc., Met A 4, 110010.
61. /. E. Dorn, etc., JIMMA 18, 455; 19, 175.
62. W. J. Helfrich, etc., JIMMA 30, 433.
63. E. C. Ellwood, JIMMA 19, 825.
64. D. M. Poole, etc., JIMMA 19, 826.
65. T. J. Rowland, JIMMA 23, 37.
66. Z. Nishimura, JIM 43, 489.
67. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
68. /. L. Snoek, JIMMA 19, 161.
69. D. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
69b. K. Takeuchi, etc., JIMMA 31, 77.
70. L. L. Rokhlin, etc. (Л. Л. Рохлин и др.), Met A 3, 320068; 320147.
70b. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков и др.), Met A 6, 151737.
71. W. Claus, etc., JIM 47, 336.
72. W. Hume — Rothery, etc., JIMMA 16, 632.
73. K. Hori, JIMMA 24, 559.
74. T. Takase, JIMMA 6, 99, 236.
75. F. Sauerwald, JIMMA 11, 12, 251.
76. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 13, 319.
77. A. Tatur, JIMMA 20, 45; 23, 681.
78. E. Pelzel, JIMMA 7, 153.
79. F. Lihl, etc., Met A 1, 320376; 2, 320739.
80. L. W. Eastwood, etc., JIMMA 7, 393.
81. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 20, 237.
82. E. Gebhardt, etc., JIMMA 21, 323, 778, 977; 22, 292, 23, 865.
82b. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615, 510643.
83. M. R. Shestradri, etc., MA 2, 125.
84. E. Gebhardt, etc., JIMMA 28, 24.
85. A. M. Korolkov (A. M. Корольков), JIMMA 24, 673; 28, 713.
86. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
87. P. Bastian, JIMMA 7, 200; 10, 43; 11, 1, 741, 12, 143, 395.
87b. H. F. Keese, etc., Met A 6, 320567.
88. E. Pelzel, JIMMA 17, 157.
88b. R. D. Vengrenovich, etc., Met A 6, 130061.
89. W. Mannchen, JIM 50, 10, 425.
90. R. Hase, etc., JIMMA 9, 65.
90b. P. Taubert, etc., Met A 6, 221010.
91. A. V. Logunov, etc. (А. В. Логунов и др.), Met A 2, 320294.
92. W. Fraenkel, JIM 53, 694.
93. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
94. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
95. T. Morinaga, JIMMA 6, 45; 7, 469.
96. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 175, 825.
97. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265, 775.
98. W. Syz, JIMMA 23, 215.
99. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
100. P. Alley, etc., JIMMA 27, 780.
101. Af. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
102. H. Vosskuhler, JIMMA 7, 56.
102b. H. Mayer, etc., Met A 7, 160104.
103. W. Browniewski, JIM 5, 315; 7, 281.
100

104. Т. Halstead, etc., JIM 35, 538; 37, 452.
105. Т. Matsuda, etc., MA 2, 250. ooni11
105b. A. V. Romanov, etc. (А. В. Романов и др.), Met A 6, 332111.
106. С. Crussard, etc., JIMMA 15, 561; 16, 5, 466.
107. H. Auer, JIMMA 2, 51.
108. W. Wachtel, etc., MA 2, 402.
109. H. J. Blythe, etc., MA 1, 561.
109b. /. Mimault, etc., Met A 7, 330789.
110. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
111. L. L. Myasnikov, etc. (Л. Л. Мясников и др.), Met A 1, 320166.
112. #. G. Wallenberg, etc., JIM 23, 617; 26, 517.
113. R. Hase, JIMMA 2, 2.
114. Л. Boettcher, etc., JIMMA 19, 338, 375, 387, 517.
115. Y. A. Tsenter, JIMMA 13, 46.
116. H. W. Edwards, etc., JIMMA 3, 73; 4, 231.
117. A. I. Belyaev (А. И. Беляев), JIMMA 29, 308.
117b. V. K. Afanasev, etc. (В. К. Афанасьев и др.), Met A 6, 312668.
118. V. P. Podkuiko, etc. (В. П. Подкуйко и др.), Met A 5, 311452.
119. V. A. Pavlov, etc. (В. А. Павлов и др.), JIMMA, 26, 521.
120. R. F. Hanstock, etc., JIMMA 15, 329.
121. E. J. McEvily, etc., JIMMA 31, 702.
122. С K. Wang, etc., Met A 1, 130713.
123. G. W. Waldron, MA 1, 20.
124. G. Mima, etc., Met A 2, 130820.
125. M. Shimura, etc., Met A 2, 130633.
126. M. A. Wilkins, etc., Met A 3, 311820; 4, 130209.
127. W. Koster, Z. Metallkunde, 1940, Bd 32, S. 282.
128. С Boulanger, JIMMA 21, 977, 978.
129. B. N. Dey, etc., MA 1, 62.
130. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80; 22, 1025.
131. M. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 5, 310685.
131b. T. Federighi, JIMMA 25, 897.
132. 5. Dushman, etc., CA 38, 1993.
133. /. E. Dorn, JIMMA 23, 961.
134. /. Weertman, JIMMA 24, 142.
135. R. Doldon, JIMMA 30, 434.
136. T. Aramaki, etc., Met A 2, 311829.
137. K. Kucharova, etc., Met A 5, 312451.
138. /. Vergnol, etc., Met A 4, 311048.
139. K. L. Murty, etc., Met A 6, 130145.
140. V. P. Podkuiko, etc. {В. П. Подкуйко и др.), Met A 5, 312549.
141. A. Jostson, etc., Met A 5, 160307.
141b. A. V. Burlakov, etc. (А. В. Бурлаков и др.), Met A 6, 313169.
141c. /. Kartya, etc., Met A 7, 310744.
142. Z. Misiolek, etc., Met A 5, 311907.
143. G. Chaudron, etc., JIMMA 2, 280, 462.
143b. V. O. Kroenig (В. О. Крениг), etc., JIMMA 9, 252; 10, 323.
144. G. B. Clark, etc., JIMMA 10, 182; 11, 371; 15, 516.
145. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
14,5b. S. Terai, etc., Met A 3, 350193, 550178.
146. K. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
147. R. Delavau.lt, JIMMA 1, 412.
148. /. B. Rimmer, JIMMA 3, 534.
149. F. Canac, etc., JIMMA 6, 463.
150. A. R. Weill, JIMMA 26, 73.
151. V. P. Ketova, etc., JIMMA 29, 211, 450.
152. W. G. Nilson, JIMMA 29, 315.
153. К. Н. Westmacott, etc., JIMMA 30, 381.
154. /. Takamura, etc., JIMMA 31, 13, 474.
155. /. D. Embury, etc., JIMMA 31, 337.
156. A. Eikum, etc., JIMMA 31, 474; 32, 628, 1121.
157. M. /. Makin, etc., JIMMA 30, 804; 31, 75.
158. S. Ceresara, etc., JIMMA 32, 624.
159. C. Hsiu — Mu, etc., MA 1, 668; 2, 1937, 2007; Met A 1, 130629.
160. V. C. Kannan, etc., MA 1, 186; 2, 1160.
161. V. K. Lindroos, etc., MA 1, 1327; Met A 1, 130030, 130354; 2, 130925, 131023.
162. A. Giarda, etc., Met A 1, 130682; 2, 121075, 351082, 130880; 4, 120213.
163. P. S. Dobson, etc., Met A 1, 130581; 2, 130363.
164. E. I. Sosnina, etc. (E. И. Соснина и др.), Met A 1, 130917.
165. D. R. Spalding, etc., Met A 3, 130554.
166. N. F. Vildanova, etc. (Я. Ф. Вильданова и др.), Met A 2, 130580; 4, 140184.
167. 5. Kritzinger, Met A 5, 130035.
168. D. Hardie, etc., Met A 4, 140390.
169. К. Н. Westmacott, etc., Met A 4, 130737, 130996.
169b. У. V. R. K. Prased, etc., Met A 4, 131157.
169c. F. Morito, etc., WAA 7, 530012.
170. V. P. Swart, etc., Met A 6, 130610.
171. G. R. Piercy, etc., JIMMA 30, 106.
Й72. A. Baltax, JIMMA 30, 851.
173. B. Vigeholm. etc. MA 1. 1057.
101

174. С. Frois, etc., MA 2, 999.
175. К. R. Carr, etc., Met A 1, 160022, 160023.
176. Y. V. R. Prasad, etc., Met A 2. 140497.
177. C. Dimitrov, etc., Met A 2, 160247; 3, 160059.
178. K. Shiraishi, Met A 4, 160176.
179. A. V. Grin, JIMMA 26, 51, 1023.
180. Anon, JIMMA 6, 457.
181. /. Herenguel, etc., JIMMA 19, 533.
182. R. Chadwick, etc., JIMMA 19, 109.
183. V. A. Phillips, etc., JIMMA 21, 19, 20, 1001.
184. W. И. L. Hooper, JIMMA 20, 831.
185. A. H. Cottrelt, JIMMA 21, 1001.
186. F. Sacchi, etc., JIMMA 23. 494.
187. M. Renouard, etc., JIMMA 23, 180.
188. L. A. Shepard, etc., JIMMA 24, 559.
189. E. Hata. etc., JIMMA 28, 341; 29, 624.
190. /. Caisso, etc., JIMMA 28, 499.
191. R. L. Nolder, etc., ASM Tr., 1962, v. 55, p. 505.
192. P. R. Sperry, JIMMA 32, 276.
193. G. Mima, etc., MA 1, 20.
194. N. Takahashi, etc., MA 1, 329.
195. C. M. Vang, etc., Met A 1, 130631.
196. A. T. Thomas, MA 1, 330; 2, 220.
197. L. Mori. MA 2, 59.
198. K. Matsuura, etc.. Met A 1, 310387.
199. H. Borchers, etc., Met A 1, 150411, 310746.
200. K. Mukherjee, etc., Met A 2, 130293; 3, 130813, 130814; 4, 310781.
201. W. Thury etc., Met A 3, 310551.
202. B. I. Brindley, etc., Met A 3, 310520.
203. K. Matsuura, etc., Met A 5, 310758.
204. R. Horiuchi, etc., Met A 3, 312102, 312103.
205. H. M. Tensi, etc.. Met A 4, 311247, 311251; 5, 151137; 6, 311018.
206. Y. V. R. K. Prasad, etc., Met A 4, 511028.
207. /. G. Morris, Met A 3, 311825.
208. M. Otsuka, etc., A 6, 311648.
209. 5. R. MacEwen, etc., Met A 4, 310877, 312590.
210. S. Miura, etc., Met A 130718; 5, 140017; 6, 311700.
211. K. Aoki, etc., Met A 5, fl20188; 6, 31,1632.
211b. 5. Misra, etc., Met A 5, 140663.
212. /. Secerf, etc., Met A 5, 310584; 6, 312140.
213. /. Guillet, etc., Met A 5, 130846; 311752.
214. tf. /. Seemann, etc., JIMMA 30, 298.
215. B. Hudson, etc., MA 1, 495.
216. /. Karp, etc.. Met A 1, 130914.
217. S. С Dexter, etc., Met A 4, 130611.
218. H. R. Freche, JIMMA 3, 296, 649.
219. /. Hauk, CA 42, 3298.
220. M. Renouard, JIMMA 19, 516; 22, 175.
221. T. Amitami, JIMMA 28, 417.
222. W. Roth, JIMMA 28, 929.
223. W. Bungardt, JIMMA 4, 379; 6, 451.
224. G. B. Stuchinsky, JIMMA 31, 761.
224b. G. Moreua, etc., Met A 4, 160302.
225. N. A. Beloserski (H. А. Белозерский), etc., JIMMA 5, 659.
226. K. Uemura, JIMMA 6, 137; 8, 81.
226b. Y. Funamizu, Met A 6, 130516.
227. M. F. Komarova, etc. (Af. Ф. Комарова и др.), Met A 1, 140069
228. E. C. W. Perry man, JIMMA 23, 35, 414.
229. A. V. Crin, etc., JIMMA 25, 344.
230. A. R. С Westwood, etc., JIMMA 25, 149.
231. H. Cordier, etc., JIMMA 29, 833.
232. /. D. Embury, etc., JIMMA 30, 804.
233. P. R. Sperry, JIMMA 30, 106.
234. C. Panseri, etc., AIME Tr., 1963, v. 227, p. 1122.
235. W. B. Grupen, etc., JIMMA 32, 1124.
236. K. Detert, etc., JIMMA 32, 17, 863.
237. W. A. Pollard, JIMMA 32, 947.
238. K. Matsuura, etc., MA 1, 340.
239. Y. A. Bagaryatsky, etc. {Ю. П. Багаряцкий и др.), MA 1, 861.
240. W. Koster, etc.. MA 2, 1542.
241. S. L. Cundy, etc., Met A 2, 120342.
242. L. /. Van Torne, Met A 1, 130320.
243. A. Dauger, etc., Met A 6, 140149.
244. M. F. Nikitina (M. Ф. Никитина), Met A 6, 110134.
244b. Af. Bernole, etc.. Met A 6, 140411; 7, 140059.
245. A. R. Weill, JIMMA 19, 715; 20, 159.
246. C. Panseri, etc., JIMMA 25, 129; 26, 28.
247. P. Lacombe, etc., JIMMA 3, 450; 4, 594; 6, 44, 450; 11, 284, 291; 12, 310, 349; 14» 312, 363.
248. P. /. E. Forsyth, etc., JIMMA 14, 90.
249. E. C. W. Perry man, etc., JIMMA 18, 504.
H2

250. G. Thomas, etc., JIMMA 25, 83.
251. B. Taylor, MA 1, 11.
252. F. L. Lokshin, etc. (Ф. Л. Локшин и др.), MA 1, 1836.
253. ' M. F.'Komarova, etc' (M. Ф. Комарова и др.), Met A 1, 140054; 2, 120659; 7, 350208.
254. К. Sakai, etc., MA 2, 1953.
255. A. Saulnier, JIMMA 24, 147, 717.
256. A. H. Geisler, etc., JIMMA 11, 5.
257.,M. Paganelli, MA 2, 827. t л о
258. V. A. Pavlov, etc. (Я. Л. Павлов и др.), Met A 1, 140073.
259. F. L. Lokshin, etc., (Ф. Л. Локшин и др.), Met A 2, 110248.
260. К. A. Dobryden, etc. (К. А. Добридень и др.), МА 2, 505.
261. V. I. Psarev (В. И. Псарев и др.), Met A 1, 120546.
262. V. V. Teleshov, etc. (В. В. Телешов и др.), Met A 1, 120124.
263. W. A. Pallard, JIMMA 26, 157.
264. L. N. Rogelberg, etc. (Л. Н. Рогельберг и др.), JIMMA 30, 522, 523.
265. E. Schmid, etc., JIMMA 2, 8.
266. R. Michaud, etc., JIMMA 4, 238; 5, 86.
267. F. С Althof, JIMMA 17, 335.
268. P. Vachet, JIMMA 3, 73, 246.
269. /. Calvet, etc., JIMMA 6, 351; 7, 153.
270. P. Brenner, etc., JIMMA 16, 700.
271. E. S. Nachtmann, Thesis, 111, Inst. Tech. Chicago, 1950.
272 A. Yamamoto, Thesis, 111. Inst. Tech. Chicago, 1951.
273. H. Vosskuhler, JIMMA 18, 698.
274. H. Jolivet, etc., JIMMA 19, 16, 108; 20, 10.
276. A. F. Weinberg, Thesis, 111. Inst. Tech. Chicago, 1953.
276. D. W. Levinson, Thesis, 111. Inst. Tech. Chicago, 1953.
277. O. Dahl, etc., JIMMA 23, 626.
278. L. J. G. Van Ewijk, JIMMA 27, 404.
279. T. Federighi, JIMMA 30, 363.
280. L. Thomas, JIMMA 32, 393.
281. F. J. Kievitz, etc., MA 1, 351; Met A 1, 140242; 4, 140152.
282. K. Ouvrier, Met A 1, 320772.
283. G. Siebel, JIMMA 3, 8, 534.
284. H. Vosskuhler, JIMMA 5, 541.
285. F. Meunier, etc., JIMMA 6, 462.
286. F. Bollenrath, etc., JIMMA 8, 302.
287. A. Beerwald, etc., JIMMA 9, 73.
288. G. Siebel, etc., JIMMA 11, 81.
289. P. Menzen, JIMMA 12, 251.
290. H. Vosskuhler, JIMMA 12, 351.
291. П. /. Metcalfe, JIMMA 14, 259.
292. L. Graf, JIMMA 15, 409.
293. E. С W. Perry man, JIMMA 16, 197.
294. H. Vosskuhler, JIMMA 17, 175.
295. P. A. Jacquet, etc., JIMMA 19, 389; 20, 1017.
295b. E. С Perryman, etc., JIMMA 17, 936; 18, 504, 531.
296. H. Kostron, JIMMA 20, 705, 706.
297.- W. J. Vance, JIMMA 25, 863.
298. F. C. Althof, etc., JIMMA 28, 55.
299. V. I. Elagin, etc. E. И. Елагин и др.), JIMMA 27, 739; 29, 843.
300. E. A. G. Liddiard, etc., JIMMA 28, 885, 979.
301. /. Amosse, JIMMA 31, 102.
302. Г. N. Smirnova, etc. (Т. Н. Смирнова и др.), Met A 2, 350305.
303. D. O. Sprowls, etc., Met A 3, 350128.
304. H. Boswinkel, Met A 2, 250569.
305. E. Di Russo, Met A 3, 350933; 4, 350039.
306. R. Chandrasekhar, Met A 4, 351497.
306b. C. Edeleanu, JIMMA 19, 389.
307. A. F. Bech, etc., Met A 3, 350127.
307b. /. Herenguel, etc., JIMMA 16, 595.
307c. G. Siebel, etc., JIMMA 16, 391.
307d. P. Jacquet, JIMMA 19, 389.
307e. G. P. Ponzano, etc., Met A 6, 340796.
308. E. Schmid, etc., JIMMA 2, 8.
308b. R. M. Brick, etc., JIMMA 2. 569, 671
308c. W. Browniewski, etc., JIMMA 5, 85.
309. L. N. Sergeev, etc. (Л. Н. Сергеев и др.), JIMMA 10, 105.
310. G. Kithara, JIMMA 8, 60, 11, 150.
311. H. Nishimura, etc., JIMMA 20, 705.
312. P. Brenner, JIMMA 25, 719.
313. W. J. Vance, JIMMA 25, 863.
313b. N. N. Buinov (H. H. Буйное и Др.), Met A 6, 140462.
314. С. S. Barrett, JIMMA 4, 156.
315. W. Roth, JIMMA 4, 93.
315b. W. Lott, JIMMA 13, 76.
316. 5. Matsuo, JIMMA 29, 339.
317. K. Nishino. JIMMA 32, 534.
318. N. N. Belousov, etc. (H. H. Белоусов и др.), Met A 1, 310435.
103

319.
320.
321.
322.
323.
324.
325.
Г V %ynain^Sk<\ya\fC: {Т' К' Ряжс*ая и ДР-), Met A 2, 310824.
Т. V. Raj an, etc., Met A 4, 140361.
P. Brenner, Met A 5, 350125.
N f A$MeeVa* e/tc* @- И' АндРеева и ДР-), MA 2, 1726.
N. F. Vddanova (H. Ф. Вильданова), Met A 4, 140184.
Y. Baba, Met A 6, 140223, 140291, 140395, 350619.
326. A. P. Klimko, etc. (A. 77. Климко и др.'),'Met A 6,' 140298, 313536.
Al - Mn
Марганец широко применяют в деформируемых сплавах, в основном для
упрочнения сплавов системы А1-^Мп и для ослабления отрицательного влия-
влияния железа iB сплавах систем А1 — Си, А1 — Mg, Al — Mg2Si и Al —Zn —Mg
Вместе с тем введение марганца в литейные сплавы очень ограничено
Наиболее вероятные значения растворимости марганца в твердом состоя-
2&Гг1 %*1П?? 657°С> 1'°0% При 627°С' °'42% ПРИ 527°С и °'2% при
troi ъ 1~J- ° термодинамических свойствах расплавов сообщается в работе
18J. При закалке из жидкого состояния растворимость марганца может быть
повышена до 15% [9—32]. Пересыщенные растворы можно получить, при-
применяя процесс электролитического осаждения в безводных растворах или
процесс спекания алюминиевых порошков, смешанных с порошками с боль-
большим содержанием соединений марганца i[33, 33b]. Эвтектика А1+МпА16 обра-
образуется при концентрации ~1,9% Мп при 657°С {3, 4, 6, 34] (рис. 38). При
медленном охлаждении ![35] эвтектика имеет вырожденную структуру с сое-
соединением MnAle в качестве ведущей фазы '[36], образующейся в виде пласти-
пластинок, иголок или каркасов [37]. При перегреве расплава частицы МпА16 из-
измельчаются [38] вследствие зарождения фазы МпА1б на частицах окиси А12О3
138Ь], образуемой по реакции различных окислов с алюминием.
Мп }°/о(агп.)
L К
1000
600
t.°c
- 727
- 527
Al
10
20 30
Mn;% (no массе)
Рис. 38. Диаграмма состояния Al—Mn
40
Фаза МпА1б B5,34% Мп) равновесная с алюминием, имеет орторомбиче-
скую решетку (пространственная группа Ctncm; 28 атомов в элементарной
ячейке с параметрами а = 6,49-Ьб,51 А, <з = 7,54-ь7,57 А, с=8,8б~
Н-8,87 А [39-42]; Y=3,09-f-3#7 г/см3; HV 5400-5600 МН/м* [43-45] поч-
почти постоянна до 4217°С и затем быстро .понижается [46]. Теплюта образования
104

(Составляет 16 кДж/моль [47]. О росте монокристаллов сообщается в j) а боте
[48]. Фаза МпА1б образуется по перитектической реакции при 7Гб°С из фа-
фазы, формула которой обычно сообщается как МпАЦ C3,7% Мп), хотя интер-
интервал ее существования C0—33% Мп) ниже стехиометричеакого содержания
{42]. Фаза МпАЦ сохраняется ib сплавах с содержанием более чем 4—5%
Мп, особенно при быстром охлаждении [26]. Фдза МпАЦ имеет гексагональ-
гексагональную решетку с параметрами а=28,4 А, с=12,4 А; твердость фазы 7800
МН/м2 [43]. При более высоком содержании марганца образуется несколько
других фаз [3, 42]. Сведения об атомных связях и распределении электронов
сообщаются в работах [28, 49—57], оптических свойствах в работе i[58].
Следы метастабильной фазы G идентифицированы как MnAli2.
Параметр решетки сплавов снижается приблизительно линейно до зна-
значения 3,996 А, отвечающего концентрации 15% Мп ib твердом растворе fl2—
15, 21, 22, 29, 39, 59]. Плотность сплава с 2% Мп повышается линейно до
2,75 г/смз [60]. Коэффициент линейного расширения снижается постоянно
до 9,0-10 м/(м-К) при концентрации в сплаве 20% Мп в интервале 27—
127°С [59—61]. Поверхностное натяжение на границе газ — жидкость '[62,
63, 65Ь], а также теплопроводность незнагаительно изменяются ![64]. Жид-
котекучесть уменьшается [65—65с]. Электросопротивление увеличивается ли-
линейно до значения 3,6-10~8 Ом-м при 0Д% Мп и 7,8-10"8 Ом-м при 1% Мп
[66—71Ь]; -при 20,% Мп электропроводность составляет примерно 28-10-8
Ом-м *[61]. Температурный коэффициент электросопротивления повышается
[14], но небольшое количество марганца (<1%) обычно не влияет на' элек-
электросопротивление при высоких температурах или расплава [72].
Теоретические аспекты электропроводности и ее температурная зависи-
зависимость рассмотрены в работах [72Ь—72е]. По данным измерения, электропро-
электропроводности при низкой температуре, температура Дебая составляет 257°С [73],
Явление сверхпроводимости изучено в работах [74—76]. Магнитная гв.о<спри-
имчивость повышается почти линейно до 35 -Ш мм3/моль при 3% Мп [77—
83]. Она повышается с понижением температуры, достигая при — 273?С зна-
значения примерно на 20—30% выше, чем при комнатной температуре ['84-т#7]„
Т.э.д.с. пар сплавы — чистый алюминий при растворении каждого 0,1%~Мп
увеличивается примерно на —300* 10~9 В/К [88], по крайней мере, до--1%-"Мп
[89]. О термических, термоэлектрических и электрических свойствах при тем-
температурах ниже нуля сообщается в работе [90].
По мере увеличения содержания марганца прочность и твердость повы-
повышаются, а пластичность снижается (подробнее см. ч. II). В сплавах, охлажден-
охлажденных со сверхбольшими скоростями, избыток марганца в твердом ^ййворе
вызывает повышение прочности: у сплавов с содержанием 6—ilQ% Mn в
твердом растворе #1^800 МН/м2, прочность 300—400 МН/м2 [11/ 9}—93].
Жаропрочность также повышается [94]: при 10% Мп в растворе и 427°С
ов = 90 МН/м2, 00,2=70 МН/м2, ?=39% [95], но так как испытания прово-
проводили на спеченном гранулированном материале, то, по крайней мере, частич-
частично повышение жаропрочности связано с присутствием окиси. О механизме
упрочнения сообщается в работе [95Ь]. С повышением концентрации мар-
марганца до 14,5% модуль упругости повышается до 10 ГН/м2 [96]. Демпфирую-
Демпфирующая способность уменьшается [91] и скорость прохождения ультразвука мед-
медленно увеличивается )[60].
Добавка марганца вряд ли изменяет электродный потенциал алюминия
и даже МпА16 имеет практически такой же потенциал, что и чистый алюми-
алюминий [97—99]. Поэтому добавки марганца приводят только к незначительному
понижению коррозионной стойкости алюминия высокой чистоты [67, 68,
100—102]. Однако в промышленных сплавах марганец связывает железо,
поэтому возможно повышение их коррозионной стойкости. При анодировании
в серной или щавелевой кислоте частицы МпА16 не растворяются; они покры-
покрываются окисной пленкой и остаются в слое А12О3 [102Ь, 103]. 'л:
В сплавах с марганцем часто обнаруживаются «светлые пограничные
области», вызванные обеднением марганцем границ дендритных ячеек, [103b,
103с]. Горячая хрупкость увеличивается до максимума при концентрации,
105

отвечающей предельной «растворимости в твердом состоянии A,60% Mn), a
затем понижается [104]. Марганец незначительно измельчает зерно в литом
алюминии '[105—107]; тю данным [108], он может даже привести к укрупне-
укрупнению зерна. О росте монокристаллов из расплава сообщается в работе [108Ь].
Если сплавы деформируются при низкой температуре, частицы МпА1б
разрушаются, но свыше 527°С они пластичны [46]. Если марганец находится
в твердом растворе, он повышает температуру рекристаллизации примерно
на 20— 100°С [9, 19, 23, 109—115]; это повышение тем больше, чем выше
содержание марганца и чем чище металл [9, 111, 114b]. Вместе с тем тонко-
лиспергированные частицы МпА16 облегчают образование субзерен (возврат)
[116] и затрудняют рост зерен [110—112], а марганец в твердом растворе
мало влияет или не влияет совсем на размер зерна [117]; процессы кристал-
кристаллизации и распада перекрываются и энергично взаимодействуют. При темпера-
температурах «иже 377°С распад вызывает рекристаллизацию, тогда как при темпе-
температуре свыше 527°С рекристаллизация способствует распаду; в интервале
377—i527°C имеют место оба процесса, рекристаллизация замедляется и мо-
может даже .прекратиться, если происходит распад [7—23]. Сегрегация марган-
марганца у границ зерен повышает их прочность [118].
Диффузия марганца в жидком алюминии меньше, чем большинства дру-
других легирующих элементов, и при 727°С, и при 1027°С [119]. О перемещении
вакансий и дислокаций сообщается в работах [115, 120—123]. Присутствие
некоторых промежуточных фаз, возникающих при старении, связано, по-ви-
по-видимому, с примесями [124—129]. Фаза МпА112 A4,5% Мп) является домини-
доминирующей; она имеет объемноцентрированную кубическую решетку (простран-
(пространственная группа /тЗ, 26 атомов в элементарной ячейке) с параметром а =
— 7,48ч-7,58 А [1'28, 130], частично когерентна с матрицей и имеет ориентаци-
онные соотношения: C10)MnAliJ| (Ы 1)ai; [|Ш]мпА112 II [310]аь Эта фаза в ко-
конечном счете превращается в фазу МпА16 с ориентационным соотношением
с матрицей [125] : @01) MnAle llC15)Ai; [100] MnAle ||[133]аь Две другие фа-
о о
зы имеют гексагональную решетку с параметрами а=7,54 А, с = 7,84 А и
о
а —28,4 А соответственно [128, /131, 13,1b]. Четвертая фаза—кубическая с
о
параметром а= 12,75 А [124, 126, 127], экспериментально установлена как
вырастающая из фазы Mn3Si2Ali5 [138]; пятая фаза — ромбоэдрическая с
параметром а = 28,5 А, а=3б° [131Ь]. В соответствии с работой [124],
!>0,2% iFe+Si замедляют образование фазы МпАЬг; вместе с тем хром ста-
стабилизирует процесс вместо фазы МпАЦ (см. систему А1—Сг—Мп). Хром,
никель, ванадий и цирконий стабилизируют пересыщение твердого раствора,
а бериллий и кремний ускоряют его распад [132, 133]. Энергия активации
образования промежуточной фазы, по данным [13], составляет 0,5 эВ, тогда
как, по данным [7, 22, 134], 1,3—1,8 эВ.
Одна из важнейших особенностей старения сплавов системы А1—Мп —
температура старения: при <327°С имеется незначительный распад или он
отсутствует совсем, и перегиб кривых на диаграмме изменения свойств в
зависимости от температуры и .времени старения располагается в интервале
427—627°С [7, 135].
Влияние выделений на свойства сплава очень ограниченно, даже на
свойства пересыщенных сплавов, полученных при охлаждении со сверхболь-
сверхбольшими скоростями [13, 30, 125, 136—138]. Вначале'наблюдается небольшое по-
повышение электросопротивления, затем резкое понижение, твердость увеличи-
увеличивается максимально в лучшем случае на 150 МЫ/м2, коррозионная стойкость
существенно не меняется [7, 30, 70, 103с, 125, 139]. Могут появляться линчи
Людерса, но в более ограниченной мере, чем в сплавах А1—Mg [140].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. И. Wright, etc., Alcoa Res. Labs. Tech. Pap. 15, 1960.
2. E. Butchers, etc., JIMMA 12, 390.
3. Hansen, 1958.
106

4. Elliott, 1965.
5. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.) Met A 2, 110183.
6. Chunk, 1969.
7. A. Ferrari, etc., Met A 1, 130609. 1Г1ГЛл
8. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.) Met A 6, 150203, 151592,
9. К. L. Drsyer, etc. JIMMA 17, 253.
10. W. Hofmann, JIMMA 18, 360.
11. H. Buskle, JIMMA 21, 517.
12. G. Falkenhagen, etc., JIMMA 21, 531.
13. /. Obinata, etc., JIMMA 23, 1082.
14. /. ЛГ. Fridlyander, etc. (Я. Я. Фридляндер и др.) JIMMA 25, 365; 26, t>22.
15. ЛГ. /. Varich, etc., (Я. Я. Варич и др.) JIMMA 28, 715; 32, 149.
16. L. M. Burov, etc. (Л. Af. Бурое и др.), MA 1, 161; Met A 1, 110470.
17. R. R. Malinovskii (P. P. Малиновский) Met A 1, 510054, 510264.
18. A. Ichikawa, etc., J. Jap. Inst. Light Metals, 1966, v. 16, p. 304.
19. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин и др.) MA 1, 1956; Met A 7, 120264.
20. /. V. Salli, etc. (Я. В. Салли и др.), Met A 1, 120053, 120618, 121193; 2, 110723.
21. G. Beghi, etc., Met A 1, 121030.
22. A. F. Polesya, etc. (А. Ф. Полеся и др.), Met A 1, 121003, 2, 121342.
23. A. Nagata, etc., Met A 3, 120275.
24. N. I. Varich, etc., (Я. И. Варич и др.) Met A 3, 110076.
25. В. С. Giessen, Met A 3, 110210.
26. R. D. Vengrenovich, etc., Met A 2, 121461, 121467; 3, 11050502; 4, 110096.
27. /. S. Miroshnichenko, etc. (И. С. Мирошниченко и др.), Met A 2, 110647; 3, 320517.
28. L. M. Burov, etc. (Л. М. Буров и др.), Met A 4, 120061.
29. /. Bletry, Met A 3, 121324.
30. A. Fontaine, etc., Met A 4, 140074, 311417.
81. A. F. Polesya, etc. (А. Ф. Полеся и др.), Met A 4, 120636.
32. E. Babic, etc., Met A 7, 310486.
32b. R. Ichikawa, etc., Met A 4, 110291; 5, 110281.
33. H. J. Read, etc., MA 2, 1329.
33b. V. I. Psarev, etc. {В. И. Псарев и др.) Met A 6, 110843.
34. L. A, Willty, JIMMA 23, 1035.
35. L. В acker ud, Met A 1, 110529.
36. P. A. Barkhutik, (П. А. Пархутик), JIMMA 32, 424.
37. A. P. Bagchi, etc., JIMMA 22, 870.
38. R. R. Malinovsky (P. P. Малиновский) Met A 1, 510264.
38b. S. С Panigrahi, etc., CA 79, 22682g.
39. W. Hofmann, JIMMA 6, 52.
40. G. Phragmen, J. Inst. Metals, 1950, v. 77, p. 489.
41. A. D. J. Nicol, JIMMA 21, 30, 22, 438.
42. Af. A. Taylor, JIMMA 27, 377; 28, 341.
43. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
44. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
44b. T. Godecke, etc., Met A 5, 110773.
45. Af. V. Maltsev, etc. (Af. В. Мальцев и др.) JIMMA 26, 823.
46. E. R. Petty, JIMMA 28, 779; 30, 719.
47. O. Kubaschewski, etc., JIMMA 28, 41.
48. D. J. Barber, JIMMA 32, 1160.
49. K. Schubert, etc., Z. Naturforsch., 1953, A8, 755; Naturwiss., 1953, Bd. 40, S. 437.
49b. G. V. Raynor, JIMMA 13, 383.
50. E. Vogt, JIMMA 22, 523.
51. G. Foex, etc., JIMMA 22, 293.
52. /. Friedel, JIMMA 24, 711.
53. T. Sugawara, JIMMA 25, 504.
54. P. /. Black, etc., JIMMA 26, 911.
54b. G. Gruner, Met A 5, 151818.
55. D. L. Williams, etc., Met A 6, 150144.
56. D. Beaglehole, etc., Met A 5, 151385.
57. R. Aoki, etc., Met A 2, 331378.
58. /. Farran, JIMMA 13, 75.
59. D. Af. Burov, etc. (Л. М. Буров и др.), JIMMA 31, 494.
60. I. L. Rokhlin (Л. Л. Рохлин) Met A 3, 320068, 320147.
61. H. Fournier, JIMMA 14, 312.
62. A. M. Korolkov (A. M. Корольков) JIMMA 24, 673; 28, 713.
63. I. Kubichek, JIMMA 27, 629.
64. D. Rosenthal, etc., JIMMA 24, 247.
65. V. P. Ivanov (В. П. Иванов) Met A 2, 510517.
65b. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615.
65c. Af. R. Sheshadri, etc., MA 2, 125.
66. W. Fraencel, JIM 53, 694.
66b. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
67. A. V. Zeerleder, etc., JIMMA 5, 461, 565; 7, 164.
68. W. Syz., JIMMA 23, 215.
69. T. Federighi, JIMMA 23, 609.
70. L. E. Larsson, JIMMA 32, 155.
70b. E. Kovacs - Csetenyi, etc., Met A 5, 331771; 7, 330489.
71. Af. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.) MA 1, 254.
71b. К. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
72. A. V. Romanov, etc. (А. В. Романов и др.), Met A 6, 332111.
107

72b. E. Babic, etc., Met A 6, 330374.
72c. Л Toth, Met A 6. 330169.
72d. F. J. Kedves, etc.. Met A 6, 150745, 330040, 331052.
72e. C. Berthoer, etc., Met A 6, 152069.
73. A. D. Caplin, etc. (А. Д. Каплин и др.), Met A 1, 331796.
74. M. Kiwi, etc., MA 2, 2043.
75. /. 0. Huber, etc., Met A 5, 330652.
76. F. W. Smith, Met A 5, 331039.
77. H. Auer, JIMMA 2. 51.
78. A. Taylor, etc., J. Phys., 1959, v. 20, p. 627.
79. L. Lingelbach, etc., JIMMA 27, 290.
80. G. P. Flinn, etc., Phil. Mag., 1967, v. 15, p. 1255.
81. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
82. /. F. Sadoc, Met A 5, 331127.
82b. P. L. Camwell, etc., Met A 6, 151817.
83. H. Alloul, etc.. Met A 4, 150651.
84. E. VP. Collings, etc., JIMMA 31, 598.
85. M. Nagakura, etc., MA 1, 1094.
86. /. С. б. Wheeler, Met A 2, 331324.
87. F. T. Hedgcock, etc., Met A 4, 330748.
88. С Crussard, etc. JIMMA 15, 561; 16, 5, 466.
89. C. S. Taylor, etc., JIM 42, 436; 44, 486.
90. R. L. Powell, etc., J. Appl. Phys. 1960, v. 31, p. 496
91. Г. Federighi, JIMMA 25, 897.
92. B. Lux, etc., Met A 4, 121450.
92b. /. N. Fridlyander, etc. (И. Н. Фридляндер и др.), WAA 6, 430025.
93. R. R. Malinovsky, etc. (P. P. Малиновский и др.) Met A 5, 120716.
94 R H Hatrington, JIMMA 16, 265, 775.
95. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин и др.), Met A 1, 540129; 3, 120238.
95b. P. Furrer, Met A 6, 140493.
96. N. Dudzinski, etc., JIMMA 16, 701; 20, 80; 22, 1025.
97. 0. V. Akimov, etc. (Г. В. Акимов и др.) JIM 53, 632; CA 27, 1308; 28, 5022.
98. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
99. A. I. Golubev, etc., (А. И. Голубев и др.), JIMMA 32, 1151.
100. О. Missier, JIMMA 19, 625.
101. О. Р. Aurora, etc., JIMMA 30. 465.
102. K. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
102b. H. Fischer, etc., JIMMA 9, 319.
103. R. D. Guminski, etc., Met A 1, 570375.
103b. O. A. Setyukov, etc. (О. А. Сетюков и др.) Met A 6, 110339.
103c. A. Robillard, etc., JIMMA 22, 187.
104. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 16, 702.
105. F. Lihl, etc., JIMMA 29, 140.
106. 5. Teral, JIMMA 30, 399.
107. L. K. Lamikhov, etc. (Л. К> Ламихов и др.) JIMMA 32, 393, 577.
108. Я. G. Bowen, Jro., etc., JIMMA 16, 11.
108b. V. O. Esin, etc.. Met A 5, 121083.
109. E. Kratz, JIMMA 5, 33.
110. W. Bungardt, etc., JIMMA 8, 330.
111. N. Kawashima, etc., JIMMA 20, 406; 22, 1165.
112. O. Marchand, JIMMA 21, 30.
113. M. Paganelli, JIMMA 27. 312.
114. A. Saulnier, etc., JIMMA 31, 73.
114b. /. C. Blade, JIMMA 25, 513; 27, 559.
115. /. O. Morris, MA 2, 1161.
116. O. Bassi, etc., Met A 4, 120864.
117. P. Beck, etc., JIMMA 16, 399; 17, 494, 814.
118. L. D. Kharitonova (Л. Д. Харитонова) JIMMA 28, 232.
119. K. Uemura, JIMMA 6, 138; 8, 81.
120. T. Suzuki, etc., JIMMA 23, 1103.
121. A. Saulnier, etc., JIMMA 27, 313.
122. /. Caissot etc., JIMMA 30, 279.
123. M. Conserva, etc., MA 1, 853.
124. K. Little, etc., JIMMA 15, 274; 16, 701.
125 K. Kusumoto, etc., JIMMA 23, 414.
126. O. Isumi, etc., Tr. Jap. Inst. Metals, 1968, v. 9, p. 227; Proc. 7th Intern. Conf. Elect-
Electron Microscopy, 1970, v. 2, p. 535.
127. Y. Murakami, etc., J. Light Metals Tokyo, 1968, v. 18, p. 339.
128. ?. Nes, etc., Met A 6, 440100.
129. D. B. Goel, Proc. 7th Intern. Conf. Electron Microscopy, 1970, v. 2, p. 537.
130. G. Marchand, discussion of /124/.
131. D. Oelschlagel, etc., Met A 4, 110596.
131b. R. Holer, etc., Met A 7, 110116.
132. /. K. Varivoda, etc. (И. К. Варивода и др.) Met A 1, 110436.
133. К. Nagahama, etc., Met A 5, 120459.
134. L. M. Burov (Л. М. Буров) MA 1, 1509.
135. E. Dartyge, etc., Met A 5, 121018.
136. 5. Nishikawa, Met A 5, 140689.
108

137. H. Bohner, JIM 53, 694.
138. A. A. Kolpachev, etc. (А. А. Кол паче в и др.) Met A 6, 110114.
139. V. I. Dobatkin, etc. (В. И, Добаткин и др.), Met A 3, 120937.
140. W. H. L. Hooper, JIMMA 20, 831.
Al — Мо
Молибден добавляли к алюминиевым сплавам в качестве модификатора,
а также для устранения вредного действия железа, но широкого распростра-
распространения этот метод не получил.
с матрицей [1,25] : @01) nAi IIC15)ai; [100] dai ||[133]аь Две другие фа-
0,25% Мо протекает перитектическая реакция Ж+МоАЬг— алюминиевый
твердый раствор [1—3]. Наиболее вероятно, что растворимость молибдена в
жидком алюминии составляет 0,10% при перитектической температуре, 0,25%
при 707°С, 0,85% при 8В7°С и 1,9% при 927°С [1, 4, 5] (рис. 39). Раствори-
Растворимость молибдена в твердом алюминии составляет 0,25% при перитектической
температуре, 0,18% при 527°С и 0,12% при 427°С [2], а при -более низких
температурах величина растворимости должна быть ниже [5, 6]. Посредст-
Посредством закалки из жидкого состояния может быть получен твердый раствор,
содержащий до 9% Мо [7—9].
w
1200
woo
,800
t;c
927
727
- 527
Al
10
20 S0 40
Мо, % (по массе)
Рис. 39. Диаграмма состояния Al—Mo
Соединение МоА1!2 образуется по перитектической реакции из МоА16
при 707°С. Соединение МоАЬ2 B2,6% Мо) [10] имеет объемно-центрирован-
объемно-центрированную кубическую решетку (пространственная группа /тЗ, 26 атомов в эле-
элементарной ячейке) с параметром а = 7,573,-^7,581 А, -у = 3,2 г/см3 [3, 11,12].
Изучены другие фазы этой системы и их свойства [13—,19].
Параметр решетки и твердость алюминия меняются линейно по мере
растворения молибдена, при 0,7% Мо составляют а=4,0476 А° HV 4120 МН/м2
соответственно [7]. Параметр решетки пересыщенного твердого раствора
(9% Мо) составляет а=4,037 А [9]. Избыток молибдена в твердом растворе
109

понижает термическое расширение А1, особенно при высоких температу-
температурах [20]. Твердость, прочность и относительное удлинение сплавов в равно-
равновесных условиях практически не меняются [4, 21—23]. С повышением кон-
концентрации молибдена электросопротивление незначительно увеличивается,
температура рекристаллизации повышается [24]. Электросопротивление при
температуре —271,5°С исследовано в работе [25]. По мере растворения каж-
каждого процента молибдена модуль упругости повышается примерно на 3%
[26]. Повышение твердости, прочности и относительного удлинения [6, 27],
по-видимому, связано с модифицирующим эффектом, хотя по сравнению с
такими модификаторами, как титан, цирконий и др., молибден менее эффек-
эффективен [28—31]. Вибрация повышает модифицирующий эффект молибдена
[32]. При увеличении концентрации молибдена уменьшается (Склонность к
образованию текстуры *[33]. Скорость растворения молибдена в алюминии
низкая, однако в присутствии кремния она повышается [34].
Основная особенность — высокая температура выделения D27°С или вы-
выше) , когда скорости превращения достаточно велики [35, 36].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. P. Elliot, Thesis, 111, Inst. Tech., Chicago, 1953.
2. V. N. Vigdorovich, etc. (В. H. Вигдорович и др.), JIMMA 28, 213.
3. L. К. Waldorf, JIMMA 32, 97, 181.
4. K. Yamaguti, etc., JIMMA 8, 52.
5. F. Sperner, JIMMA 27, 428.
6. P. Roengten, etc., JIMMA 1, 169.
7. N. I. Varich, etc., JIMMA 31, 407.
8. L. Af. Burov, etc. (Л. М. Буров и др.), Met A 1, 110470; 4, 120061.
8b. T. I. Sheiko, etc. (Т. И. Шейко и др.), Met A 4, 151271.
8c. V. I. Dobatkin (В. И. Добаткин и др.), Met A 7, 120264.
9. A. F. Polesya, etc. (А. Ф. Полеся и др.), Met A 2, 110632.
10. H. Simpson, JIMMA 32, 184.
11. /. Adam, etc., JIMMA 22, 942; 23, 647.
12. /. W. N. Clare, JIMMA 28, 650.
13. H arisen, 1958.
14. Elliott, 1965.
15. V. Sinelnikova (В. Синельникова), JIMMA 32, 575, 651; MA 1, 1575; Met A 1, 33003b;
2, 150055.
16. Shunk, 1969.
17. S. Steeb, etc., Met A 3, 130380.
18. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др. «Диаграммы состояния металлич. систем», М..
«Наука», 1968.
tt8b. /. Rexer, Met A 5, 110848.
19. /. Belyaeva, etc. {И. И. Беляева и др.), Met A 2, 720194.
20. N. I. Varich, etc., (Я. И. Варич и др.), Met A 4, 320113.
21. N. Schirmeister, JIM 6, 239.
22. N. Reimann, JIM 27, 397; 28, 588.
23. N. Kimura, etc., Met A 4, 121791, 311299.
24. M. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
25. О. Af. Ignatiev, etc. (О. М. Игнатьев и др.), Met A 4, 331320.
26. N. Dudzinski, JIMMA, 20. 80.
27. Anon., JIM 35, 728, 729.
28. V. DePierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517; 20, 340; 22, 25.
29. M. D. Eborall, JIMMA 17, 914.
30. F. A. Crossley, etc., JIMMA 19, 533; 20, 97, 696.
31. M. Lamikhov, etc. (M. Ламихов и др.), JIMMA 32, 393, 577; MA 2, 325.
32. R. R. Malinovski, etc. (P. P. Малиновский и др.). Met A 1, 120055.
33. D. Merz, etc., MA 2, 17.
34. P. F. Shulenck, Met A 3, 110637.
35. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин и др.), Met A 3, 120937.
36. A. F. Polesya, etc. (А. Ф. Полеся и др.), Met A 4, 110318.
Al — N
Азот частично применяют в качестве инертного газа при флотации твер-
твердых примесей в (расплавленном алюминии [1—8] и в качестве основного
компонента инертных атмосфер при светлых отжигах. Предложено добавлять
азот 1к газам, используемым при дуговой сварке в инертной атмосфере [8Ь],
а также для удаления калия, натрия, кальция и даже магния из алюминие-
алюминиевого расплава вследствие образования нитридов [9]. О соединении A1N как
возможном жаропрочном материале сообщается в работах [10, И].
ПО

Растворимость азота в жидком алюминии составляет 0,00008—0,02%,
в твердом алюминии 0,0002—0,001% [12—20], но самые высокие значения
растворимости, вероятно, связаны с образованием включений нитридов
ввиду явной тенденции к образованию A1N [9, 21—23]. Хотя при темпера-
температуре <827°С реакция протекает медленно, нитриды могут образовываться
даже при температуре <727°С i[23, 25], особенно под давлением [11, 26—
30]. На рис. 11 показаны гидридные, карбонитридные и карбидные включения
в алюминиевом сплаве.
Нитрид A1N C4,2% N) имеет гексагональную решетку (пространственная
группа Р62тс, 4 атома в элементарной ячейке) с параметрами а=3,10-*-
-f-3,12 A, с = 4,96-М,99 A [31—37]; 7=3,244-3,26 г/см3 [35, 36]; твердость
5—9 ед. по Моосу [35, 38]. При нормальных давлениях и температуре
^1727°С не происходит фазового превращения [39], хотя в работе [40J
сообщается о возможном аллотропическом превращении под давлением.
A1N плавится [38] или возгоняется [36] при 2427°С. Изучены атомная связь
[32, 33, 41—50], морфология [51—52], поглощение спектра [34, 53—65],
электрические свойства [55 Ь, 56], электролюминесценция [54, 56 Ь], окисле-
окисление [57, 58], конгломерация при спекании [58 Ь] и получение нитевидных
монокристаллов нитрида A1N [59—64]. Теплота образования A1N составляет
230—320 кДж/моль [65—72], теплопроводность 32 Вт/(м-К) [73,74]. Описа-
Описаны удельная теплоемкость [67, 70], энтальпия [70], вязкость [74], оптиче-
оптические свойства A1N [74Ь]. Соединение A1N9 (82,4% N)-—нестабильное, обра-
образуется в результате реакции А1Н3 с аммиаком [75].
По мере увеличения концентрации азота параметр решетки алюминия
немного увеличивается [76]. Наблюдается упрочнение границ зерен [77],
повышение электросопротивления и предела (Прочности при растяжении наря-
наряду с общим охрупчиванием [78, 79] и значительным повышением модуля
упругости [80].
Диффузия азота в алюминии носит линейный характер при низкой
температуре, а при повышении температуры изменяется по .параболе [68].
При температуре <577°С iH=,16-10~3 см2/с, Q=0,8 эВ, при температуре
>577°С Д)=1,2-10-7 см2/с, Q = l,l эВ. Согласно работе [13], при низких
темшературах образуется твердый раствор, а при высоких — соединение.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. D. Grogan, etc., CA 26, 5532.
2. W. О. Kroenig, etc. (В. О. Крениг и др.) ЛММА 5, 224.
3. Р.,М. Hulme, JIMMA 13, 432.
4. А. С. Boak, etc., JIMMA 41, 23.
5. Е. М. Hunt, JIMMA 19, 549.
6. D. P. Sparham, etc., JIMMA 21, 725.
7. G. D. Denyer, JIMMA 30, 753.
8. К. О. Hornung, MA 2, 296.
8b. T. Kobayashi, Met A 6, 551093.
9. E. Tutov, JIMMA 5, 709.
10. G. Long, etc., JIMMA 27, 598.
11. G. V. Samsonov, etc. (Г. В. Самсонов и др.), MA 1, 975.
12. /. Czochralski, JIM 28, 527.
13. K. Iwase, JIM 37, 436; 41, 424.
14. P. Roentgen, etc., JIM 50, 721.
15. L. Moreau, etc., JIMMA 2, 704; CA 31, 3840.
16. L. Tronstad, JIMMA 3, 67, 203, 534.
17. S. Iwamura, etc., CA 41, 4754.
18. H. A. Sloman, J. Inst. Metals, 1945, v. 71, p. 404.
¦19. H Schmitt, etc., JIMMA 24, 855.
20. H. Schmitt, etc., JIMMA 24, 855.
20. A. A. Yurgenson, JIMMA 24, 728.
21. T. Harada, JIM 53, 327.
22. P. Lafitte, etc., JIMMA 2, 209; 3, 633.
23. Y. A. Klyachko (Ю. А. Клячко и др.), JIMMA 9, 137.
24. A. Sieverts, etc., JIM 3, 288.
25. T. R. В hat, etc., MA 1, 1597.
26. A. M. Lepis, etc., JIMMA 32, 62.
27. G. A. Cox, etc., MA 2, 1421.
28. M. D. Lyutaya, etc., Met A 3, 210311.
29. R. Bouriannes, etc., Met A 5, 351330.
30. K. Komeya, etc.. Met A 4 540125.
Ill

31. H. Ott, СА 18, 1929.
32. М. V. Stackelberg, JIMMA 3, 346, 359.
33. G. A. Jeffrey, etc., JIMMA 23, 817; 25, 356.
34. /. Lagranadier, С А 50, 11758.
35. /. A. Kohn, etc., CA 50, 7704.
36. К. М. Taylor, etc., JIMMA 28, 215.
37. H. Borchers, etc., MA 1, 1158.
38. T. Rentier, CA 53, 6856.
39. A. Addamiano, CA 56, 3100.
40. L. F. Vereshchagin, etc. (Л. Ф. Верещагин и др.), Met A 2, 120220.
41. F. Keffer, etc., CA 52, 1708.
42. H. Welker, CA 55, 9061.
43. A. A. Tsertsvadze, etc. (А. А. Цертвадзе и др.), СА 57, 1447.
44. M. Cagnon, etc., С А 56, 13635.
45. V. A. Zhdanov, etc. (В. А. Жданов и др.), СА 56, 1025.
46. V. A. Fomichev (В. А. Фомичев и др.), Met A 1, 150613.
47. В. Hejda, etc., Met A 2, 150692; 3, 150378.
48. V. V. Sobolev (В. В. Соболев), Met A 3, 151395.
49. D. Jones, etc., Met A 6, 150498.
50. 5. Bloom, Met A 5, 330199.
51. B. Krukowska — Fulde, etc., Met A 5, 120382.
51b. 5. Horiuchi, etc., WAA 7, 530080.
52. V. S. Slavnikov, etc. (В. С. Славников и др.), Met A 4, 121618.
53. ?. G. Brame, Jr., etc., CA 51, 17447.
54. G. A. Wolff, etc., С А 54, 5262.
54b. V. V. Michailin, etc.,(?. В. Михайлин и др.), Met A 6, 320872.
55. /. Akasaki, etc., Met A 1, 151252.
55b. A. G. Gorbatov, etc. (А. Г. Горбатов и др.), СА 79, 108947J.
56. /. Edwards, etc., MA 1, 411.
56b. F. Karel, etc., Met A 6, 321082.
57. C. F. Cooper, etc., JIMMA 31, 617.
58. N. G. Coles, etc., Met A 2, 710540.
58b. M. Trontely, etc., Met A 6, 540296.
59. P. E. Evans, etc., JIMMA 32, 43.
60. С. M. Drum, MA 2, 15, 16.
61. B. S. Hickman, etc., Met A 2, 160192.
62. K. I. Portnoi, etc. (К. И. Портной и др.), Met A 3, 121280; 7, 120255.
63. Y. V. Zherdev., etc. (Ю. В. Жердев и др.), Met A 4, 221121.
63b. F. N.Tavadze, etc. (Ф. H. Тавадзе и др.), Met A 6, 312886.
64. G. V. Berezhkova, etc. (Г. В. Бережкова и др.), Met A 5, 120177
65. F. Fichter, etc., CA 17, 667.
66. B. Neumann, etc., С А 26, 3433.
67. S. Sato, CA 30, 2093, 3709.
68. /. L. Margrave, etc., JIMMA 25. 247.
69. P. Schissel, etc., Bull. Am. Phys. Soc, 1959, v. 4, p. 139
70. A. D. Mah, CA 55, 18510.
71. L. H. Dreger, etc., JIMMA 30, 587.
72. D. L. Hildebrand, etc., JIMMA 31, 819.
73. M. P. Borom, etc., Met A 6, 320358.
74. R. A. Svahia, CA 57, 79.
74b. 5. A. Kutolin, etc., Met A 6, 321254.
75. E. Wiberg., etc., Z. Naturforsch., 1954, Bd 9B, S. 493.
76. G. A. Walker, etc., Met A 4, 120952.
77. B. O. W. L. Jjunggren, JIMMA 7, 436.
78. P. Lafitte, etc., JIMMA 2, 209; 3, 633.
79. /. Obinata, etc., JIMMA 22, 859.
80. N. Dudzinski, JIMMA 22, 1025.
Al — Na
Натрий вводили в алюминиевые спла-вы как раскислитель, однако про-
промышленное применение он нашел только как модификатор сплавов Al—Si
(см. систему А1—Na—Р—Si).
Растворимость натрия в жидком алюминии незначительна: при монотек-
тической температуре F59°С) она составляет 0,15% [1, 2], при 777°С — по-
повышается до 0,25% [2]. Растворимость натрия в твердом алюминии состав-
составляет примерно 0,002—0,003% при монотектической температуре [1—3]
(,рис. 40). Натрий стремится быстро выйти .из расплавов: при выдержке рас-
расплава ~\\ ч содержание «атрия снижается на порядок [3—7].
Добавки натрия могут увеличить вязкость расплавов в 15 раз, уменьшить
поверхностное натяжение примерно на 25% [5, 8]. Механические свойства
алюминия, содержащего натрий, существенно не отличаются от свойств алю-
алюминия, не содержащего натрий: наблюдается небольшое понижение пластич-
112

Nar%fam.)
01 0,2 0.3
woo —
800
600
mo
t;c
727
527
327
127
Al
OJ 0,2
Na;% (no масс в)
0.3
Рис. 40. Диаграмма состояния А1—Na
ности и ударной вязкости и незначительное повышение твердости [9].
Однако содержание менее чем 0,01% Na сильно повышает горячеломкость
алюминия [9, 10] и значительно снижает коррозионную стойкость [11—14].
Незначительное влияние на свойства обнаружено при обычном содержании
натрия в алюминии @,00.1 —0,003%), даже когда широкое использование
флюсов из солей натрия повышает содержание «атрия до максимума @,005%
Na) [15]. Добавки 0,5% Na (номинальные) в сплавы системы Al—Si
@,5—1,5% Si), Al—Си и Al—Си—Mg незначительно изменяют их механиче-
механические свойства i[16], но у сплавов системы Al—Mg даже намного меньшие ко-
количества натрия снижают прочность ж особенно пластичность [17]. Изучены
поверхностная диффузия натрия в алюминиевых гранулах [18], адсорбция
натрия на поверхности алюминия [19].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. L. Fink, etc., JIMMA 15, 565; 17, 488.
2. С. Е. Ransley, etc., JIMMA 18, 93.
3. E. Schulz, JIMMA 16, 486.
4. E. Scheuer, JIM 53, 616.
5. G. Akimov (Г. В. Акимов), JIMMA 14, 44.
6. L. D. Margolis, etc. (Л. Д. Марголис и др.), JIMMA 32, 419.
7. G. S. Makarov (Г. С. Макаров), Met A 4, 440218.
8. V. L. Davies, etc., J. Inst. Metals, 1963/64, v. 92, p. 208.
9. /. Obinata, etc., JIMMA 22, 859.
10. M. Tournaire, etc., JIMMA 27, 301.
11. Baxeres de Alzugaray, CA 6, 3258.
12. G. Hr Bailey, CA 7, 1895.
8 Зак. 218
\\'\

13. /. Scott, Met. Ind., N. Y., 1915, v. 13, p. 105. ТГЖЯЖ/1А о лоп А C/IC
14. B. F. Grashchenko, etc., (Б. Ф. Гращенко и др.), JIMMA 3, 439; 4, 545.
15. W. Jander, etc., С А 32, 8899.
16. W. Kroll, JIM 36, 432. x A n
17. V. A. Zasypkin, etc. E. Л. Засыпкин и др.), Met A 2, 310821.
18 V. /. Borodenko (В. И. Бороденко), Met A 2, 130385.
19. /. O. Porteus, WAA 7, 640074.
Al - Nb
Растворимость ниобия в твердом алюминии составляет 0,22% при пери-
тактической температуре и снижается до менее чем 0,1% при 327°С [1, 2j.
При закалке оплава из жидкого состояния может быть достигнута более
высокая растворимость ниобия в твердом состоянии [2Ь]. Несмотря на то
что имеются сообщения о существовании эвтектики при концентрации 1%
Nb при 656 или 627—637°С [3-4], превращение на диаграмме состояния со
стороны алюминия перитектическое при ~662—663°С с жидкостью состава
0,1—0,15% Nb, резко повышающегося до 5% Nb при 1327°С [1, 2, 5—8J
(рис 41) Фаза NbAl3 E3,4% Nb) находится в равновесии с алюминием, она
"Nb,%fam.J
L/C
Г52Г
1127
727
AL
20 40
Nb,%(no массе]
60
Рис. 41. Диаграмма состояния Al—Nb
имеет тетрагональную решетку (пространственная группа 1\\ттт, 8 атомов
в элементарной ячейке) с параметрами решетки a=3,845-f-3,854 А, с=8,58ч-
ч-8,732 А [9—12]; y = 4,54 г/см3; HV 4900—5100 МН/м2 [13]. Высказано
предположение, что эта фаза кубическая с параметром а = 3,753 А, однако
область гомогенности не сообщается [10]. NbAl3 формируется непосредствен-
непосредственно из расплава при 1657°С и образует эвтектику с NbAl2 [3]. В работе [14]
предложено применять соединение NbAl3 как жаропрочный материал. Изуче-
114

ны сплавы, богатые ниобием [15—17]; электронная структура NbAl3 [18—
20] <и окисление NbAl3 [21].
По мере увеличения концентрации ниобия изменений параметра решетки
алюминия не наблюдается [2, 9], электросопротивление повышается незначи-
незначительно [22]. Твердость алюминия повышается до 280 НМ/м2 при 2% Nb
[1] и до 450^500 МН/м2 при 20% Nb [3], тогда как прочность меняется
незначительно [22, 23]. Более высокие свойства могут быть получены, если
кристаллизация контролируется таким образом, что образуются тонкодиспер-
гированные частицы NbAl3 [24]. Добавки примерно 0,10% Nb или более
имеют модифицирующее влияние, но не слишком выраженное [35, 25—28].
Изучена скорость растворения ниобия в алюминиевых расплавах [29]. Пред-
Представлены данные по диффузии ниобия в алюминии и образовании соедине-
соединений посредством диффузии в биметаллической паре Nb—А1 [30, 31].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. М. Glazov, etc. (В. М. Глазов и др.), С А 54, 9589.
2. Я. A. Wilhelm, etc., US AEC IS, 17, 1959, 86; IS 193, I960, 41.
2b. V. Dobatkin (В. И. Добаткин и др.), Met A 7, EU0264.
3. V. V. Baron, etc., Russ. J. Inorg. Chem., 1961, 6, 90 (В. В. Барон и др. — ЖНХ,
1961, № 6, с. 90).
4. М. J. Richards, JIMMA 30, 790.
5. М. D. Eborall, JIMMA 17, 914.
6. G. С. Gould, M. S. Thesis. 111. Inst. Tech., Chicago, 1958.
7. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 2, 110183.
8. С. E. Lundin, etc., (С. Е. Л ундин и др.), МА 2, 1335.
8b. A. Wicker, etc., Met A 6, 110027.
9. G. Brauer, JIMMA 5, 681, 6, 409.
10. P. M. Arzhany, etc., JIMMA 29, 98.
11. M. M. Potzschke, etc., JIMMA 31, 65.
lib. R. R. Malinovsky (P. P. Малиновский), Met A 1, 510054.
12. V. S. Sinelnikova, etc. (В. С. Синельникова), JIMMA 32, 651; MA 1, 1575.
13. N. A. Nedumov, etc., CA 56, 1252.
14. R. M. Paine, etc., JIMMA 27, 506.
15. Hansen, 1958.
16. Elliott, 1965.
17. Shunk, 1969.
18. K. Schubert, JIMMA 22, 327.
19. V. V. Nemoshkalenko, etc. (В. В. Немошкаленко и др.), Met A 1, 320726.
20. A. Neckel, etc., Met A 2, 151137.
21. G. RaCsson, etc., Met A 5, 350019.
22. Y. M. Krupotkin, etc. (Ю. М. Крупоткин и др.), JIMMA 32, 1125.
23. H. Kimura, etc., Met A 4, 121791, 311299.
24. G. Beghi, etc., Met A 1, 460076; 3, 310116, 620137.
25. H. Bernstein, etc., JIMMA 16, 11, 588; 19, 517.
26. W. Grebe, etc., Met A 1, 120281.
27. G. V. Samsonov, etc. (Г. В. Самсонов и др.), МА 2, 325.
28. L. К. Lamikhov, etc., (Л. /С Ламихов и др.), JIMMA 32, 393, 577.
29. P. F. Shulenok (П. Ф. Ш у ленок), Met A 3, 110637.
30. 5. Steeb, etc., Met A 3, 130380.
31. G. Slama, etc., Met A 6, 130171.
Al - Nd
На диаграмме Ai—Nd со стороны алюминия образуется эвтектика
Al+Nd3Alib отвечающая концентрации ~30'% Nd и 637°С. Соединение
Nd3Aln образуется по перитактической реакции из NdAl2 при 1227°С [1, 2]
(рис. 42). Растворимость неодима в твердом алюминии составляет 0,4)%
при эвтектической температуре, снижается до 0,02% при 627°С и до 0,005%
при 527°С [3]. Соединение Nd3Alu E9,3% Nd) [4], также обозначаемое как
NdAl4 E7,2% Nd), имеет две аллотропические формы: а(Ш3А1ц) при
<927°С с орторомбической решеткой (пространственная группа Imma,
Imm2 или Immm, 28 атомов в элементарной ячейке) с параметрами
а = 4,359 А, 6=12,924 А, с= 10,017 А [1, 5]. Вторая форма имеет тетраго-
тетрагональную решетку (пространственная группа IAmmm, 10 атомов в элементарной
ячейке), с параметрами а = 4,33ч-4„34 A, c = 9,996-MQ,Q3 A [6, 7]; 6ТетР =
= /з^орт; HV 3500 МН/м2 [2]. Магнитные свойства изучены в работе [8].
115

Nd, %fam.)
W 20
woo
40 60
Nd; % f/?o массе)
80
Рис. 42. Диаграмма состояния Al—Nd
О ip-фазе (Nd3Aln) данных нет: попытки закалить ее оказались безуспешными
[1]. О соединениях, богатых неодимом, сообщается в работах [9—16].
По мере увеличения концентрации неодима (до 0,5%) электросопротив-
электросопротивление меняется незначительно в то время как твердость повышается заметно:
у сплава с 30% -Nd HV 160O МН/м2. Сплав с 5% Nd имеет ав = 100 МН/м2,
aOi2=6O МН/м2, а относительное удлинение практически такое же, как у
чистого алюминия. Тот же сплав при 327°С имеет ав = 33 МН/м2, ао>2=='
= 28 МН/м2, a 6 = ЗД% [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Н. /. Buschow, etc., MA 1, 641, 1017.
2. Е. М. Savitsky (Е. М. Савицкий и др.), ЛММА 28, 842.
3. М. Е. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 2, 110294.
4. А. Н. Gomes, de Mesquita, etc., Acta Cryst., 1969, v. 22, p. 497.
5. /. /. Zalutsky, etc. (И. И. Залуцкий и др.), МА 2, 1340, 1520.
6. A. Iandelli, JIMMA 27, 178.
7. P. I. Kripyakevich, etc. (Я. И. Крипякевич и др.), JIMMA 29, 634.
8. A. M. van Diepen, etc., Met A 3, 150448.
9. H arisen, 1958.
10. /. H. N. Van Vucht, etc., JIMMA 32, 1196.
11. Elliott, 1965.
12. V. A. Podergin (В. А. Подергин), MA 1, 1809.
13. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
14. A. Meyer, Met A 2, 210209.
15. Af. ?. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 2, 110183.
16. Shunk, 1969.
Al - Ni
Никель вводят в некоторые сплавы Al—Си с целью повышения ^жаро-
прочности. Совместно с железом его добавляют для увеличения стойкости
к коррозии в атмосфере пара высокого давления. Совсем недавно возник
интерес к эвтектике Al—NiAl3, получаемой методом направленной кристал-
кристаллизации, как к композиционному материалу, особенно в случае использова-
использования его при высоких температурах.
116

Эвтектика Al—NiAl3 соответствует примерно 6% Ni и 640°С '[1]
(рис. 43). Если эвтектика состоит из волокон NiAl3, распределенных в алю-
алюминиевой матрице, ориентационное соотношение следующее:
@01)niai8 IIC31)ai; [010]niais II'[H0]ai i[2—4]. В то же время при образо-
образовании зародышей алюминиевого твердого раствора на фазе NiAl3 соотно-
соотношение иное [5]: (i10)niai3 11@1 l)Ai; [ПТ]ша18 II[H0]ai. Предельная ра-
растворимость никеля при эвтектической температуре равна ~0,05%,
Т. К
Ni, °/o(am.)
20 30
50
t,°c
1127
Al 20 40
Nif%(no массе)
Рис. 43. Диаграмма состояния Al—Ni
снижаясь до 0,03% Ni при 627°С и до 0,006 Ni при 527°С [1, 6]. При охлаж-
охлаждении методом набрызгивания на металлическую подложку удается зафик-
зафиксировать в твердом растворе до 15% Ni [7—9], однако наблюдается силь-
сильная ликвация никеля [10]. Термодинамические свойства сплавов описаны в
работе [10Ь].
В равновесии с алюминиевым твердым раствором находится соединение
NiAl3 D2% Ni;, имеющее орторомбическую решетку (пространственная
группа Рпта, 16 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=6,611 А°
? = 7,366 А, с=4,812°А; у=3,950 г/смз [Юс, 11]. Соединение NiAl3 образуется
примерно при 847 С по перитектической реакции между жидкостью, содер-
содержащей 28% Ni и соединением Ni2Al3. Имеется область гомогенности соеди-
соединения Ni2Al3 E9,2% Ni), расположенная в интервале 55—60% Ni. Решетка
1Ч1зА13 гексагональная (пространственная группа РЗ/л/, 5 атомов в элемен-
элементарной ячейке) с параметрами а=4,036 А, с=4,90 А [11]. Изучена элект-
электронная структура рассматриваемых соединений [12—17] и рост монокрис-
монокристаллов [17Ь]. Согласно данным [18], соединение NiAl3 при кристаллизации
в магнитном поле ориентируется в соответствии с направлением магнитного
потока. Твердость по Виккерсу NiAl3 составляет 7000—7700 МН/м2 оста-
^СЬП?ГЯННОЙ сПЖеРгН0 до -,327°С' а затем Уменьшается линейно до
"[22] П9-21]. При кристаллизации соединение NiAl3
Дпп^пп 5Й&Ч °блаДЛ^ ^^>ИО00 МН/м2, которая снижается
до 5000 МН/м2 при 577°С, а затем снижение носит более резкий
117

характер [21]. Оптические свойства NiAl3 описаны в работе [23], а его-
поведение при деформации в алюминиевой матрице — в работе '[24]. Тепло-
Теплота образования соединений следующая: NiAl3 40 кДж/моль; Ni2Al3
57 кДж/моль [25, 26]-. Изучено растворение никельсодержащих соединений
в NaOH и НС1 [27], а также их окисление [28]-.
Параметр решетки сплавов снижается примерно на 4% от каждого 1%
растворенного никеля {8, 8Ь]. Плотность растет линейно до значения
2,710 г/см3, соответствующего 0,58% Ni [29, 30]. Температурный коэффициент
линейного расширения понижается: при 20% Ni в интервале 27 127°С он
равен 18-Ю-6 м/(м.К)л а в интервале 27—327°С 19,5-10~6 м/(м-К) '[31, 32].
Усадка при кристаллизации также уменьшается линейно, в результате при
15% Ni она падает до ~1% [32]. Поверхностное натяжение алюминия
изменяется несущественно [32 Ь, 32 с]. Вязкость возрастает на 10—15% в
результате первых добавок никеля, вероятно, до предельной растворимости,
затем падает, возвращаясь к величине вязкости для чистого алюминия при
эвтектическом составе, и далее снова быстро увеличивается [33, 34], до-
достигая другого максимума при концентрации, соответствующей соединению
AINi [35]. Никель не оказывает ощутимого влияния на теплопроводность
алюминия [36]. Удельное электросопротивление сплавов растет линейно
примерно до 2,74-10~8 Ом-м, отвечая пределу растворимости @,04% Ni),
затем темп роста намного замедляется и р = 3-10~8 Ом-м при 1 % Ni [37—
42]. По данным [42 Ь], максимум электросопротивления соответствует
эвтектическому составу. Электросопротивление сплава при высоких темпе-
температурах и в жидком состоянии растет по мере роста концентрации никеля;
для сплава с 6% Ni у точки плавления оно составляет в твердом и жидком
состояниях соответственно 18-10~8 и 30-10—8 Ом-м [42 d]. Теоретические
аспекты удельного электросопротивления рассмотрены в работах [42 с,
42 d].
Магнитная восприимчивость снижается почти линейно, достигая мини-
минимума при 50% Ni, а затем вновь возрастает [43, 44]. Термоэлектродвижу-
Термоэлектродвижущая сила возрастает на — 42 • 10~9 В/К от каждого 0,1% вводимого никеля
[45]. Прочность повышается почти линейно и при 5% Ni ав= 130ч-
-Ы50 МН/м2, а0,2=5Оч-70 МН/м2, 6=10% и менее '[2, 40, 42, 46—49].
Каждый 1 % Ni t[50] увеличивает модуль упругости примерно на 1%. По-
Повышается сопротивление ползучести: согласно [51], наблюдается десяти-
десятикратное увеличение долговечности. Изучена ползучесть усов из NiAl3 [52].
Добавки натрия слабо влияют на свойства сплавов [52 Ь].
С помощью направленной кристаллизации эвтектики можно получить
ориентированные волокна NiAl3, причем расстояние между ними зависит
от скорости кристаллизации i[52c]. У подобного материала в направлении
роста волокон ав = 350-т-400 МН/м2 и 6=2% и более [2, 42, 48—49, 53—
56Ь]. Модуль упругости составляет ~85 ГН/м2 в осевом направлении и
<78 ГН/м2 под углом 35° или более {57]. Твердости также* свойствен
анизотропный характер [57 Ь]. Удельное электросопротивление резко воз-
возрастает по мере увеличения плотности волокон NiAl3 {57 с].
При высоких нагрузках усталостному разрушению подвергаются во-
волокна NiAl3, при малых нагрузках разрушается алюминиевая матрица, при
этом усталостная прочность практически такая же, как и у алюминия {58—
59]. Описана морфология изломов [59Ь]. Ударная вязкость не изменяется
при низких и повышенных температурах; она относительно нечувствительна
к надрезам [60]. Сопротивление ползучести хорошее у недеформированного
материала или при невысокой нагрузке, так как ориентационное соотноше-
соотношение между фазами отвечает минимуму энергии [2—3, 61—63]. В случае де-
деформации термическая стабильность материала низкая, и волокна ^ NiAl3
подвергаются сфероидизации, приводящей к существенной потере свойств в
осевом направлении [58, 62, 64—66]. Дополнительные данные о кристалли-
кристаллизации эвтектики приведены в работах [67—69]-, а о сверхпластичности
эвтектики —в работах {70, 71]. Добавки бария, церия и цезия изменяют
характер кристаллизации однонаправленной эвтектики А1—NiAl3 на денд-
дендритный [69]. Электродный потенциал соединения NiAl3 равен —0,73 В по
118

сравнению с —0,85 В для чистого алюминия) [72, 73]. Потенциал сплавов
Al—Ni медленно уменьшается от значения для чистого алюминия до зна-
значения для фазы №А1з, причем это снижение непостоянно [74]. Сопротивление
коррозии несколько уменьшается от введения никеля [40, 73, 75—82], но
добавки никеля или одновременно никеля и железа значительно повышают
стойкость к коррозии алюминия чистотой 99,99% и более, особенно в атмос-
атмосфере пара и воды при высокой температуре. В некоторых растворах для
анодирования соединение NiAl3 растворяется медленнее, чем алюминий, и ча-
частично остается в окисном покрытии [82Ь]. Даннные о воспламеняемости
порошков Al—Ni приведены в работе [82с].
Никель является слабым модификатором алюминия [83—85], так как
он в основном тормозит рост зерен, чем способствует их зарождению; для
зарождения алюминия на фазе NiAl3 необходимо переохлаждение на 5—
10°С [5]. Никель также очень слабо воздействует на рекристаллизацию:
повышение ее температуры находится в пределах ошибки эксперимента
[51, 86].
Образование соединений путем диффузии описано в работах [87—89].
Низкая энергия активации [90] объясняется присутствием дислокаций, об-
облегчающих диффузию i[91, 92]. Скорость растворения никеля в жидком алю-
алюминии (при ограниченном перемешивании) определяется диффузией и имеет
энергию активации 0,81 эВ [93, 94]. С повышением температуры диффузия
возрастает медленно, однако она ускоряется от добавок кремния, железа и
других диффузионно активных элементов [95]. Никель понижает диффу-
диффузию водорода [96].
Упрочнение при старении рассматриваемых сплавов — значительное,
учитывая очень малую растворимость никеля в твердом алюминии. Сплав
с 0,04% Ni обладает следующими свойствами: #V= 280-4-290 МН/м2, аь =
= 80-f-90 МН/м2, (Т0,2=50ч-60 МН/м2, 8 = 15-^20% [6, 37]. При старении
пересыщенных твердых растворов, полученных охлаждением при набрызги-
вании сплава на металлическую подложку, обнаружена переходная фаза
о о
[9], имеющая орторомбическую решетку с параметрами а=6,40 А, 6 = 7,56 А,
о
с=9,56 А. Небольшие присадки (до 0,10%) меди, магния, марганца, крем-
кремния, титана, цинка и циркония не влияют на старение, однако даже 0,01% Fe
может затормозить этот процесс [6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н arisen, 1958.
2. F. D. Lemkey, etc., MA 1, 651, 652.
3. W. К. Tice, etc., Met A 1, 210580.
3b. H. W. Kerr, Met A 4, 120377.
3c. M. N. Croker, etc., WAA 7, 530001.
4. G. Garmong, etc., Met A 6. 120905.
5. /. A. Marcantonio, etc., Met A 3, 120188.
6. H. Martinod, etc., JIMMA 26, 839; 27, 429,; 28, 789.
7. В. С Giessen, Met A 3, 110210.
8. /. Bletry, Met A 3, 121324.
8b. E. Babic, etc., Met A 7, 310486.
9. A. Toneje, etc., Met A 4, 120989, 121237.
10. E. Darfyge, etc., Met A 5, 121018.
10b. G. /. Batalin, etc. (Г. И. Баталии и др.), Met A 6, 151592.
10c. F. Honda, etc., Z. Anal. Chem., 1972, Bd. 262, S. 170.
11. A. J. Bradley, etc., JIMMA 4, 241, 388.
12. /. Farineau, JIMMA 6, 462.
13. K. Schubert, JIMMA 16, 337.
14. G. V. Raynor, etc., JIMMA 16, 266, 633.
15. 5. Storcheim, etc., JIMMA 21. 753.
16. G. Foex, etc., JIMMA 22, 293.
17. V. V. Nemoshkalenko, etc. (В. В. Немошкаленко и др.), Met 4, 151053.
17b. D. J. Barber, JIMMA 32, 1160.
18. К. Л. Osipov, etc. (К. А. Осипов и др.), JIMMA 17, 259.
19. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
20. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
21- E. R. Petty, JIMMA 28, 779.
22. T. Takase, JIMMA 6, 99.
119

23. /. Farran, JIMMA 13, 75.
24. F. Erdmann — Jesnitzer, etc., JIMMA 26, 52.
25. W. Oelsen, etc, JIMMA 5, 40.
26. V. Af. Sandokov, etc. (В. M. Сандоков и др.), Met A 4, 151732.
27. 5. Af. Aleikina, etc. (С. Af. Алейкина я др.), Met A 4, 340198; 6, 351582.
28. R. I. Nazarova (P. И. Назарова), JIMMA 32, 359.
29 D. E. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
30. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
31. L. M. Kempf, JIM 53, 181.
32. K. Hori, JIMMA 24, 559.
32b. A. Af. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 24, 673; 28, 713.
32c. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615.
33. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 20, 237.
34. 5. Feliu, etc., JIMMA 28, 753; 30, 815.
35. A. A. Vertman, etc., JIMMA 29, 459.
36. E. Grinkhs, etc., JIMMA 28, 581.
37. W. L. Fink, etc., JIMMA 1, 563.
38. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
39. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
40. M. Krupotkin, etc., (Af. Крупоткин и др.), MA 1, 1079, 1713; Met A 1, 351210; 2,
312291.
41. Af. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
42. R. G. Maier, Met A 2, 330936.
42b. R. Simoneau, etc., Met A 6, 331469.
42c. R. Krsnik, etc., Met A 6, 331828.
42d. A. V. Romanov, etc. (А. В. Романов и др.), Met A 6, 332111.
43. A. W. Smith, JIM 29, 647, 32, 516.
44. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
45. C. Crussard, etc., JIMMA 15, 561; 16, 5, 466.
46. A. A. Read, etc., J. Inst. Metals, 1915, v. 13, p. 100.
47. H. Schirmeister, JIM 16, 239.
48 K. V. Gorev, etc. (К. В. Горев и др.), Met A 2, 121452.
49. S. F. Dirnfeld, etc., Met A 3, 312180.
50. W. Dudzinski, JIMMA 20, 80; 22, 1025.
51. R. H. Harington, JIMMA 16, 265.
52. E. Breinan, etc., Met A 2, 620009.
52b. G. Shinoda, JIM 41, 441.
52c. В. К. Agrawal, etc., Met A 6, 152605.
53. R. W. Hertzberg, MA 1, 1145.
54. V. N. Golovin, etc. (В. H. Головин ,и др.), Met A 1, 121 ICG.
54b. /. D. Livingston, etc., Met A 3, 120931.
55. V. De Lange Davies, etc., Met A 4, 140364.
56. R. S. Barcley, etc., Met A 5, 110298.
56b. P. Ramakrishnan, etc., Met A 6, 210163.
57. /. V. Grabel, etc., Met A 5, 312152.
57b. У. P. Kurilo, etc., Met A 6, 312382.
57c. V. E. Semenenko, etc. (В. Е. Семененко и др.), Met A 6, 330982.
58. A. A. Baker, Met A 1, 620128.
58b. W. R. Hoover, etc., Met A 1, 310200; 2, 310973.
58c. E. E. Laufer, etc., Met A 6, 620194.
58d. C. Baromeo, etc., Met A 6, 312975.
58e. B. Cantor, etc., Met A 6, 313037.
59. G. J. May, etc., Met A 6, 310296.
59b. N. D. Broom, etc., Met A 7, 310296.
60. Af. /. Salkind, etc., Met A 1, 620122.
61. E. M. Breinan, etc., Met A 5, 120669, 311086.
62. Af. Salkind, etc., Met A 1, 120004.
62b. Y. C. Nakagawa, etc., Met A 6, 130003.
62c. У. P. Kurilo, etc., Met A 6, 140301.
63. D. Jaffrey, etc., Met A 3, 120105; 4, 120957.
64. Af. Salkind, etc., Met A 3, 620011.
65. H. B. Smartt, etc., Met A 5, 121291, 620014, 6, 120539.
66. G. C. Weatherly, etc., Met A 5, 120215.
67. 5. Ghosh, MA 2, 1913.
68. /. D. Verhoeven, etc., Met A 4, 120958.
69. P. K. Rohatgi, Met A 3, 120986.
70. А. Л. Presniyakov, etc. (Л. А. Пресняков и др.), JIMMA 27, 93.
71. G. Zwilling, etc., Met A 5, 121112.
72. G. V. Akimov, etc. (Л В. Акимов и др.), JIM 53, 632.
73. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
74. L. Kahlberg, etc., JIM 25, 467.
75. N. Izgarnishev, etc. (Я. Изгарнишев и др.), JIM 38, 435; 40, 537.
76. A. Jager, JIMMA 18, 607.
77. /. M. Bryan, JIMMA 20, 637.
78. P. Brenner, JIMMA 26, 897.
79. Af. Kawasaki, etc., JIMMA 29, 159, 236.
80 O. P. Arora, etc., JIMMA 30, 465.
81. H. Kuppersberg, MA 1, 1424.
82. K. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
120

82b. R. D. Guminski, etc., Met A 1, 570375.
82c. E. I. Popov, etc. (E. И. Попов и др.), Met A 6, 540445.
83. Т. Amitami, JIMMA 29, 170.
84. S. Terai, JIMMA 30, 399.
85. L. K. Lamikhov, etc. (Л. К. Ламиков и др.), JIMMA 32, 393, 577.
86. С. М. Libonatti, etc., JIMMA 30, 298.
87. L. S. Casteman, etc., JIMMA 25, 599; 26, 598.
88. C. L. Angermann, JIMMA 30, 22.
89. T. T. Bocharova, etc. (Т. Т. Бочарова и др.), Met A 4, 131053.
90. К. Hirano, etc., JIMMA 30, 641.
91. R. W. Balluffi, JIMMA 31, 334.
92. A. J. Mortlock, JIMMA 32, 787.
93. /. B. Darby, etc., JIMMA 31, 239.
94. P. К Gairola, etc., Met A 4, 321141.
95. K. Uemura, JIMMA 6, 137; 8, 81.
96. W. E. Tragert, JIMMA 27, 291.
Al — Np
В равновесии с алюминием находится фаза NpAU F8,7% Np), имею-
имеющая объемноцентрированную орторомбическую решетку (пространственная
о
группа Itnma, 20 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а = 4,42 А,
6 = 6,26 А, с= 13,71 A; y = 6,040 г/см3. Также обнаружены соединения NpAl^
G4,5% Np) и NpAI2 (81,5% Np) [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. /. С. Runnalls, JIMMA 21, 619.
Al — О
Данные о содержании кислорода в алюминии и его сплавах различны:
от низкого — нескольких частей на 1 млн. ч. [1, 2], среднего 0,01—0,1%
[3—8] и до максимального при особых условиях 0,3—0,9% [4, 5, 9]. Одна-
Однако большая часть этого кислорода присутствует в виде окисных включе-
включений, которые попали в расплав и остались в металле при литье и дальней-
дальнейшей обработке. Таким образом, растворимость кислорода в алюминии и в
жидком, и в твердом состоянии может быть принята равной менее 50 ч, на
1 млн. ч. и, вероятно, несколько частей на 1 млн. ч. Об этом свидетельст-
свидетельствует тот факт, что даже в вакууме порядка 104 Н/м2 образуются и растут
окисные пленки [10—13], так как количество присутствующего кислорода
превышает его предельную растворимость.
При отсутствии воды в равновесии с алюминием находится окись алю-
алюминия А12О3 D7,1% О), а при наличии воды — гидроокись А1НО2 E3,41% О;
1,67% Н) или А1(ОНK F1,6% О; 3,80% Н). Описывается около 10 раз-
различных кристаллических структур окиси алюминия и намного больше струк-
структур гидроокисей. Единственной стабильной модификацией окиси при всех
температурах служит а(А12Оз) (корунд), имеющий ромбоэдрическую ре-
решетку (пространственная группа R3c, 10 атомов в элементарной ячейке) с
о
параметром а=5,13 А; а=55°17' [14—18]. Если ее решетка индицируется
о о
как гексагональная, параметры следующие: а = 4,76 А, с= 12,99 А; 30 ато-
атомов в элементарной ячейке [19, 19Ь]. Атомные координаты описаны в ра-
работах [20, 21]. Плотность составляет 3,96—4,02 г/см3 при комнатной тем-
температуре, 3,01 г/см3 вблизи точки плавления и 2,50±0,1 г/см3 в расплавлен-
расплавленном состоянии [22, 23].
Точка плавления окиси алюминия колеблется в пределах 2037—2047°С
[24—28], температура кипения в пределах 2227—3527°С >[24, 25, 29, 30].
Теплота плавления равна ПО кДж/моль, теплота испарения 485 кДж/моль
[25], а = 6,58-10-6 м/(м-К) при 27—127°С ,[19, 19Ь, 30], усадка при кри-
кристаллизации 20% '[31]. Удельная теплоемкость может быть определена из
уравнения cv = 1,755- 10-3Г3+1,905-10~7 Р мДж/(моль-К) [3B, 33], что со-
121

гласуется с более ранними данными [34, 35]. Коэффициент теплопроводно-
теплопроводности составляет 27-10~5 Вт/(м-К) [36, 37], удельное электросопротивле-
электросопротивление — порядка 106 Ом-м при комнатной температуре, с повышением темпе-
температуры оно уменьшается [38, 39]. Твердость соответствует 1900—2000 ед.
по Кнуупу [40]; ?=404 ГН/м2, E=163 ГН/м2 [41]. Теплота образования
равна примерно 1600—1700 кДж/моль [42—45], а температура, развивае-
развиваемая при возгорании алюминия, составляет порядка 2527—3527°С [42, 46].
Данные о сжимаемости в жидком состоянии приведены в работе [47]. Хо-
Хотя а-фаза является единственной стабильной модификацией окиси алюми-
алюминия, она часто не обнаруживается, так как образуется только в случае
окисления алюминия при высоких температурах (>927°С) [48—50] или
при прокаливании других окислов, солей и гидроокислов [49, 51—55].
Наиболее распространенная окись алюминия отличается аморфным
строением и возникает на ранних стадиях окисления, в результате взрыва
в атмосфере [11, 56, 67] или при анодном оксидировании [11, 50, 68—80].
Атомы алюминия и кислорода в аморфной пленке упорядочены, что может
быть предпосылкой к образованию модификации j [81, 82]. (Свойства оки-
окиси см. в работе [83].) Окисная пленка образующаяся на алюминии в ре-
результате анодного оксидирования, характеризуется ячеистой структурой с
конической порой в центре ячейки, причем пора простирается от поверхно-
поверхности внутрь пленки. Непосредственно у поверхности металла пленка непро-
непроницаемая, без пор [84—98]. Размер пор, толщина перегородок между ячей-
ячейками и, следовательно, свойства пленки зависят от электролита и техноло-
технологии анодирования [88, 89, 91, 99—103]. Чем меньше растворимость окиси в
электролите, тем меньше ее пористость и толщина пленки. Детальное опи-
описание процесса анодирования дано в работах [104—121Ь].
В результате продолжительного оксидирования или отжига на воздухе
аморфная пленка может перейти, по крайней мере частично, в умодифика-
цию, если температура недостаточно высокая, чтобы образовалась а-моди-
фикация [49, 50, 122, 123].
При медленном нагреве алюминия и его сплавов у (А12Оз) зарождается
на алюминиевой поверхности; при этом происходит ее эпитаксиальный рост
[58, 124—130]. В случае быстрого нагрева она имеет разупорядоченную
структуру. При нагреве аморфных пленок в атмосфере пара или в кипя-
кипящей воде возможно возникновение гидроокисей типа бёмита [64, 77, 93,
131 —135]. Анодирование при высоком напряжении (;>100 В) [136] или в
борной кислоте и растворах боратов [74] может привести к образованию
сразу у-Фазы вместо полностью аморфной пленки, особенно в присутствии
на исходной поверхности бёмита ,[65, 137]. Согласно данным [138], для
зарождения модификации у (А12Оз) необходимо присутствие магния в ко-
количестве нескольких частей на 1 млн.; она не возникает в присутствии ме-
меди. Решетка у (А12Ол) кубическая (пространственная группа Fd3m, 45 ато-
атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 7,90 A; y^3,6 г/см3 [54],
точка плавления 1977°С, твердость 20000—21000 МН/м2 [139], р=1016 ОмХ
Хм .[140].
Описаны атомные координаты [141—143], форма кристаллов у (А12Оз)
[141—145], оптические, диэлектрические свойства [140, 146—147]. Модифи-
Модификация у (А12Оз) образуется в результате окисления при невысоких темпе-
температурах (<927°С) и, как упоминалось ранее, в результате анодного окси-
оксидирования. Она также является переходной модификацией к а (А12О3) при
обезвоживании гидроокисей наряду с модификациями у', ?, к, с, ц, г\, %у
8 [52, 53, 78, 133, 148—165]. В соответствии с данными [166], ^-модифи-
кация появляется в анодных пленках в результате анодирования в борной
кислоте при высоком напряжении (>100 В). Указанные модификации
обычно относятся к неравновесным, их описание дано в указанных выше
ссылках. То же самое относится к |3- и ^-модификациям, которые не служат
окислами, а являются алюминатами натрия, калия, кальция, магния [25,
150, 167—174] и лития [175, 176]. Обзор по кристаллической структуре
окислов алюминия содержится в работе [177].
122

В газообразном -состоянии устойчивы две субокиси — АЬО B2,85%
О) и АЮ C7,2% О) [30, 178—180], но при охлаждении ниже 1027 и
1627°С соответственно они распадаются на А1 и А12Оз. Теплота диссоциа-
диссоциации А12О составляет —400 кДж/моль [181], —580 кДж/моль [30] или
—130 кДж/моль [182]; теплота образования АЮ —1000 кДж/моль [30].
В работах [183, 184] описаны кристаллические структуры; более поздние
исследования |[185, 186] показали, что субокиси обладают структурами ти-
типа А14Сд и А1ТаО4 соответственно. Соединение А18О9 [187] также относится
к карбидному типу [185].
Известны три тригидрата и два моногидрата алюминия. Тригидрат
а (А12Оз-ЗН2О), называемый также гибситом и гидраргиллитом, имеет мо-
моноклинную решетку (пространственная группа Р2/п) с параметрами а =
=8,64 А 6 = 5,07 А, с=9,72 А, р = 85°30' i[51] или а = 8,62 А, 6 = 5,06 А,
г--=9,699 А; р = 85°26' {188]. Он обнаружен в бокситах [189] н может об-
образовываться при анодировании [77] в результате воздействия пара и во-
воды при высокой температуре [190]. Тригидрат р (А12Оз-ЗН2О), называемый
баеритом, является метастабильной фазой, не обнаруженной в природе
[170], но он может образовываться в присутствии воды при температуре
ниже 77°С [191, 192]. Решетка тригидрата гексагональная B8 атомов в
о о
элементарной ячейке) с параметрами а = 5,02 А, с = 4,77 А; плотность его
2,49 г/см3. В работе i[193] впервые сообщено о нордстрандите, также назы-
называемом баеритом II или рандомитом.
Моногидратами являются: бёмит .а(А12Оз*Н2О) и диаспор р(А12О3-Н2О).
Бёмиту свойственна орторомбическая решетка (пространственная группа
Стст, 32 атома в элементарной ячейке) с параметрами а = 2,865 А, 6=12,227
о о
А, с = 3,70 А; плотность его 3,070 г/см3 [19]. Эти данные согласуются с данны-
данными работ [194—198]. у-Излучение не влияет на теплопроводность бёмита [199].
В работе [200] описано расположение атомов. Бёмит найден во французских
бокситах [170]; он возникает также при уплотнении анодной пленки кипя-
кипящей водой [77, 132, 201—204]. Диаспор р (А12Оз-Н2О) (который предпочи-
предпочитают обозначать как НА1О2 или А1ЫО2 с целью показать отсутствие моле-
молекул воды [205]) также имеет орторомбическую решетку (пространственная
группа РЬпт, 32 атома в элементарной ячейке) с параметрами а = 4,396 А,
о о
? = 9,426 А, с=2,844 А; y=3,38 г/см3 i[19]. Несколько иные значения пара-
параметров приведены в работах [195, 205—207].
Кроме того, существует множество алюминатов, образование которых
возможно при контакте AI2O3 с другими металлами, например при плавке
алюминиевых сплавов [208]. Таким образом, при идентификации неметал-
неметаллических включений в алюминиевых сплавах следует иметь в виду не толь-
только окислы, но и алюминаты. Дополнительные сведения о механизме и ки-
кинетике образования окиси алюминия приведены .в работах [98, 209—243],
о теории окисления алюминия — в [210, 241, 244—253]. Горение алюми-
алюминия в атмосфере кислорода описано в работах [254—260].
Толщина окисной пленки, которая всегда присутствует на поверхности
алюминия, различается на несколько порядков в зависимости от условий ее
образования. Холоднодеформированный металл или металл, осажденный в
вакууме, обладает самой тонкой пленкой A—50 нм); длительная выдержка
на воздухе или кратковременный нагрев и горячее деформирование на воз-
воздухе способствуют утолщению пленки до 0,5 мкм. Толщина пленки, возни-
возникающей при литье, составляет 0,5—1 мкм; продолжительное погружение в
воду или защитные химические обработки в хроматах, фосфатах и других
растворах приводят к образованию пленок толщиной несколько микромет-
микрометров; анодная пленка может иметь толщину 5—50 мкм [7, 12, 13, 36, 49, 58, 59,
61—64, 66, 69, 71—76, 84, 88—91, 93, 94, 97, 104, 105, 111, 122, 209, 213;
214, 217—219, 230, 236, 241b, 242b, 245, 250, 251, 252с, 261-4275].
Степень влияния окисных включений на свойства алюминиевых сплавов
в сильной степени зависит от их размера, распределения и происхождения.
123

Естественно образовавшаяся окись при плавке попадает в литые заготовки
в виде крупных A мм и более) пористых частиц, оказывая вредное влия-
влияние. Окисные включения вызывают следующие отрицательные эффекты:
1) снижение механических свойств, особенно усталостной прочности; 2) сни-
снижение жидкотекучести расплавов; 3) ухудшение обрабатываемости резани-
резанием; 4) появление склонности к трещинообразованию при операциях формо-
формообразования; 5) вспучивание при закалке; 6) образование полосчатости на
поверхности деформированных полуфабрикатов, особенно различимой после
поверхностных обработок (полирования, анодирования и т. д.).
Надежные количественные оценки указанных изменений свойств отсут-
отсутствуют, так как очень трудно определить влияние включений, обладающих
различной природой, неравномерным распределением и размерами. Вместе
с тем установлено, что если частицы окиси очень малы A0~3—10~5 мм),
равномерно распределены и находятся в эпитаксиальной связи с алюмини-
алюминием, то они приводят к упрочнению, особенно при повышенных температурах,
о чем свидетельствуют обширные исследования свойств САПа.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Schmitt, etc., JIMMA 24, 855.,
2. D. Gibbons, etc., MA 2, 1766.
3. /. Czochralski, JIM 31, 362.
4. R. Sterner — Reiner, etc., JIM 50, 209.
5. H. Loewenstein, JIM 47, 577.
6. L. Tronstead, JIMMA 3, 67, 203, 534.
7. B. Grashchenko, etc. (Б. Гращенло и др.), JIMMA 3, 573.
8. Af. Tournaire, JIMMA 17, 32.
9. T. Harada, Mem. Fac. Eng. Kyoto Imp. Univ., Chikashige Ann. Vol., 1930, p. 237.
10. /. Trillat, etc., CA 31, 640, 3841.
11. G. Hass, etc., JIMMA 9, 47; 10, 49.
12. G. Dorey, Met A 5, 320311.
13. F. Jona, etc., Met A 5, 340560.
14. E. A. Harrington, Am. J. Sci., 1927, v. 13, p. 467.
15. W. H. Zachariasen. Kgl. Norske Videnskab. Selskabs. Skrifter, 1928, 4.
16. A H. Jay, etc., Mineralog. Mag., 1944, v. 27, p. 56.
17. С Panseri, L'Alluminio e le sue Leghe. Vol. 1, Tomo 1, 117, Hoeplu, Milano, 1945.
18. G. Shinoda, etc., X Rays Studies, Polymorphism Japan, 1950, Vol. 6, 7.
19. H. E. Swanson, etc., US Nat. Bur. Stds., Circ, 539, 1953; Vol. 11, 1954, 38, 41.
19b. B. Yates, etc., Met A 6, 320200.
20. L. Pauling, etc., J. Am. Chem. Soc, 1925, v. 47, p. 781.
21. A. Saalfeld, CA 44, 11993.
22. H. von Wartenberg, etc., CA 31, 6072.
23. /. /. Rasmussen, etc., Met A 5, 320040.
24. O. Ruff, etc., JIM 26, 661.
25. G. W. Morey, Bull. Am. Ceram. Soc, 1934, v. 13, p. 79.
26. R. F. Geller, etc., CA 39, 2916.
27. R. J. Corruccini, US Nat. Bur. Stds., J. Res., 1949, v. 43, p. 133.,
28. R. N. McNally, etc., J. Am. Ceram. Soc, 1961, v. 44, p. 491.
29. O. Ruff, etc., CA 21. 681.
30. L. Brewer, etc, JIMMA 18, 82; 19, 498.
31. P. Tyrolerova, etc, Met A 2, 320455.
32. R. O. Fugate, etc, Met A 3, 320031.
33. E. H. Buyco, Met A 1, 220618.
34. W. D. Treadwell, etc, С А 28, 403.
35. D. C. Ginnis, etc, CA 41, 7223.
36. /. C. Griess, etc, JIMMA 28, 599; 29, 160.
37. Af. Hoch, etc, Met A 1, 320616.
38. P. T. Oreshkin (П. Т. Орешкин), JIMMA 24, 248.
39. N. Baba, etc., Met A 3, 340318.
40. N. G. Schrewelius, J. Am. Ceram. Soc, 1948, v. 31, p. 170.
41. D. H. Chung, etc, Met A 1, 311789; 2, 310396.
42. A. DeBiran, JIM 42, 391; 43, 392.
43. A. Meichsner, etc, CA 28, 2257; 34, 1905.
44. P. E. Snyder, etc., CA 39, 2249.
45. С. Е. Holley, etc., JIMMA 19, 101, 628.
46. /. CuUleron, etc., JIMMA 16, 529.
47. O. D. Slagle, etc., Met A 4, 320371.
48. 5. Yamaguchi, JIMMA 8, 61, 337; 10, 179.
49. R. T. Phelps, etc., JIMMA 14, 10.
50. 5. Tajima, etc., JIMMA 30, 521.
51. V. Montoro, etc., Ricerca Sci Progr. Techn. Econ. Naz., Ш42, v. 13, T. 186, p. 565.
52. H. C. Stumpf., etc., CA 44, 7640.
53. R. Tertian, etc. Compt. Rend., 1953, v. 236, p. 1565, 1668; 1954, v. 238, p. 98; Bull.
Soc. Chim. France, 1958, p. 1301.
54. A. M. Kalinina (A. M. Калинина), CA 54, 10481.
124

55. D. J. Barber, MA 1. 488.
56. W. 0. Burgers, etc., JIM 50, 289.
57^ G. D. Preston, etc., JIMMA 3, 488.
58. K. Tanaka, etc., JIMMA 5, 155.
59. H. Mahl, CA 37, 3648. r йХЙА 1п n^A
60. P. D. Dankov, etc. (Я. Д. Данков и др.), JIMMA 12, 274.
61. G. Hass, JIMMA 17, 446; 18, 607.
62. Af. Halfawy, JIMMA 19, 444. „ft tnnn
63. Af. V. Maltsev, etc. (Af. В. Мальцев и др.), СА 50, 16634.
64. R. К. Hart, JIMMA 29, 883.
65. K. Thomas, etc., JIMMA 28, 876.
66. P. E. Dohertu, MA 1, 106.
66b. /. Fridrich, Met A 4, 351280.
67. C. A. Grove, etc., Met A 6, 350029.
68. E. Schmid, etc., JIM 53, 84, 309.
69. E. Belwe, JIMMA 3, 251.
70. W. Baumann, JIMMA 7, 22.
71. A. Roth, CA 35, 2762.
72. R. A. Harrington, etc., JIMMA 7, 253.
73. V. Montoro, CA 38, 4519; 43, 2481.
74. A. J. Dekker, etc., JIMMA 17, 941; 20, 421.
75. F. Keller, etc., JIMMA 16, 207, 343.
76. /. /. Trillat, etc., JIMMA 17, 707; 21, 1024.
77. G. Tolyley, JIMMA 18, 607.
78. D. V. Ignatov (Д. В. Игнатов), JIMMA 25, 855.
79. Af. J. Dignam, etc., MA 2, 100, 101.
79b. 5. Kawai, etc., Met A 5, 570011.
80. Af. Badi, Met A 6, 350890.
81. H. G. F. Wilsdorf, JIMMA 19, 593
82. D. V. Ignatov (Д. В. Игнатов), JIMMA 25, 855.
83. H. Katto, etc., Met A 5, 330279.
84. /. D. Edwards, etc., JIMMA 8, 305, 339.
85. K. Huber, etc., JIMMA 15, 186; 17, 26.
86. G. S. Vozdvizhensky, etc. (Г. С. Воздвиженский и др.), JIMMA 19, 455.
87. О. Kubaschewski, etc., JIMMA 21, 353.
88. F. Keller, etc., JIMMA 21, 435; 22, 1166.
89. С /. L. Booker, etc., JIMMA 23, 437; 25, 602.
90. R. W. Franklin, JIMMA 25, 785.
91. Af. Paganelli, JIMMA 26, 53, 171.
92. F. P. Zalivalov, etc. (Ф. П. Заливалов и др.), JIMMA 27, 560.
93. E. Lickhtenberger, JIMMA 29, 893.
94. H. Ginsburg, etc., JIMMA 31, 239, 511.
95. R. W. Franklin, etc., JIMMA 32, 667.
96. Af. Tachihara, etc., Met A 1, 220351.
97. A. I. Volfson, etc. (А. И. Вольфсон и др.), Met A 2, 570115.
97b. H. O. Ali, etc., Met A 6, 120258.
97c. /. E. Klein, etc., Met A 5, 340359.
98. /. Zahavi, etc., Met A 6, 570113.
99. N. A. Ignatev etc. (H. А. Игнатьев и др.), Met A 5, 340279.
99b. Af. A. Barrett, etc., JIMMA 31, 623.
100. /. A. Davies, etc., MA 1, 98.
101. G. A. Dorsey, Jr., MA 1, 1754.
102. G. A. Dorsey, Jr., Met A 2, 120894.
102b. A. W. Smith, CA 79, 15089u.
103. /. 5. L. Leach, etc., Met A 2, 570404.
104. A. H. Jenny, The Anodic Oxidation of Aluminium and its Alloys, 2nd impr., Griffin,
1952.
105. /. Herenguel, etc., JIMMA 13, 52, 53, 54.
106. H. W. L. Phillips, JIMMA 20, 863.
107. W. G. Hubner, etc., JIMMA 24, 541, 767.
108. Af. Daguenet, etc., JIMMA 32, 17.
109. A. Dekker, etc., Met A 1, 351187; 3, 570395.
110. A. L. Vecchia, etc., Met A 1, 570289.
111. P. Czokan, Met A 1, 570301; 3, 570120; 6, 570338.
112. D. A. Jones, Met A 2, 351223.
113. 5. Eguchi, Met A 2, 570501; 3, 340105.
114. L. F. Spencer, Met A 2, 570237.
115. L. V. Andreeva, etc. (Л. В. Андреева и др.), Met A 4, 340158.
116. V. I. Bolgov, etc., (В. И. Болгов и др.), Met A 3, 570388.
117. /. Yahalom, etc., Met A 4, 340117.
118. N. D. Tomashov, etc. (Я. Д. Томашов и др.), Met A 4, 340334.
119. /. Siejka, etc., Met A 4, 351254.
120. V. T. Belov (В. Т. Белов), Met A 5, 350389.
120b. A. F. Bogoyavlensky (А. Ф. Богоявленский и др.), Met A 5, 570370.
121. Af. Nagayama, etc., Met A 5, 340430.
121b. /. Vrba, etc., Met A 5, 350889.
22. 5. Yamaguchi, etc., JIMMA 7, 115; 20, 266.
loo * 5' Veufeld> etc., Met A 6, 120223, 570314.
оГ n ? Gr?lkin> etc. (Г. И. Галкин и др.), Met A 2, 121491; 3, 570387.
124. P. E. Doherty, etc., JIMMA 31, 903.
125

125. R. К. Hart, etc., MA 1, 106.
126. P. Bodson, etc., MA 2, 426.
127. /. Jona, Met A 1, 340092.
128. H. A. Francis, MA 2, 1530.
129. S. M. Bedair, etc., Met A 5, 330080.
129b. M. J. Pry or, Met A 5, 130598.
130. P. Czokan, Met A 6, 350919.
131. S. Yosida, JIMMA 19, 715.
132 Я. Neunzig, JIMMA 22, 447.
133. D. Altenpohl, JIMMA 23, 56.
134. R. С Spooner, JIMMA 24, 647.
135. H. Ginsberg, etc., JIMMA 29, 471.
136. C. S. Taylor, etc., JIMMA 13, 86; 14, 206.
137. W. C. Van Geel. etc., JIMMA 26, 327.
138. M. /. Dignam, JIMMA 30, 37.
139. N. E. Filomenko, etc. (H. E. Филоненко и др.), СА 52, 4376.
140. L. Я. Hall, etc., Met A 5, 330280.
141 G. Hagg, etc., Nature, 1935, v. 135, p. 874; Z. Physik. Chem., 1935, Bd. B29, S. 68.
142. E. /. W. Verwey, JIMMA 3, 251.
143. R. Tertian, Sompl. Rend., 1950, v. 230, p. 1677.
144. E. Suito, etc., MA 2, 1636.
145. /. A. Champiom, Met A 2, 120828.
146. A. /. Brock, Met A 3, 331654.
146b. /. A. Richardson, etc., Met A 6, 340788, 340789.
147. 5. H. A. Begemann, etc., Met A 6, 330670.
148. N. Parravano, etc., Atti, Accad. Naz., 1928, v. 7, t. 885.
149. W. C. Burgers, etc., Z. Physik, 1932, Bd. 84, S. 593.
150. A. Steinheil, Ann. Phys. 1935, v. 19, p. 465.
151. A. Boettcher, CA 37, 3649.
152. M. H. Jellinek, etc., CA 39, 1341.
153. F. C. Frary, Ind. Eng. Chem., 1946, v. 38, p. 129.
154. H. Konig, С А 44, 2320.
155. A. Unmack, С А 44, 10271.
156. L. F. Vereskagin, etc. (Л. Ф. Верещагин и др.), «Известия АН СССР, Химия»,
1951, с. 809.
157. L. М. Foster, etc., J. Am. Chem. Soc, 1951, v. 73, p. 1590.
158. G.Ervin, Jr., Acta Cryst., 1952, v. 5, p. 103.
159. S. Tezak, Arkiv Kemi, 1952, v. 24, p. 45.
160. R. Roy. etc., J. Am. Chem. Soc. 1952, v. 74, p. 719; J. Am. Ceram. Soc, 1952, v. 35,
p. 135; Ind. Eng. Chem., 1953, v. 45, p. 819.
161. /. F. Brown, etc., J. Chem. Soc, 1953, v. 1, p. 84.
162. /. M. Cowley, Acta Cryst., 1953, v. 6, p. 846.
1163. B. Imelik, etc., Compt. Rend., 1953, v. 236, p. 1278.
164. /. A. Kohn, etc, Am. Mineral., 1957, v. 42, p. 398.
165. A. L. Dragoo, etc, Met A 1, 110095.
166. D. J. Stirland, etc., JIMMA 27, 43.
167. G. A. Rankin, etc, J. Am. Chem. Soc. 1916, v. 38. p. 568.
168. S. B. Hendricks, etc, Z. Krist., 1927, Bd 64, S. 303.
169. W. L. Bragg, etc., Z. Krist., 1931, Bd. 77, S. 255.
170. /. D. Edwards, etc, J. Phys. Chem., 1933, v. 37, p. 483.
171. R. R. Ridgway, etc., Tr. Electrochem. Soc, 1936, v. 70, p. 71.
172. C. A. Beevers, etc, Z. Krist, 1937, Bd. A97, S. 59.
173. D. S. Belyankin, etc. (Д. С. Белянкин и др.), С А 41, 7315.
174. М. Harata, Met A 4, 121495.
175. Я. В. Barlett, J. Am. Ceram. Soc, 1932, v. 15, p. 361.
176. E. Kordes, Z. Krist., 1935, Bd. A91, S. 193.
177. /. W. Newsome, etc, Alcoa Res. Labs. Techn. Paper, 10, 1960.
178. G. Grube, etc., Z. Anorg. Chem., 1949, Bd. 260, S. 120.
179. C. N. Cochran, J. Am. Chem. Soc, 1955, v. 77, p. 2190.
180. Y. M. Pinchuk, etc (Ю. М. Пинчук и др.), Met A 4, 440119.
181. E. Zintl, etc, Z. Anorg. Allgem. Chem., 1940, Bd. 245, S. 8.
182. D. R. Rao, etc., Met A 4, 320537.
183. M. S. Belesky, etc (M. С. Белецкий и др.), JIMMA 21, 783.
184. М. Hoch, etc., J. Am. Chem. Soc, 1954, Bd 76, S. 2560.
185. H. Yanagida, etc, Met A 2, 110388.
186. V. K. Kulifeev., etc (В. К. Калифеев и др.), Met A 2, 110556.
187. E. Baur, etc, Z. Elektrochem., 1934, Bd 40, S. 154.
188. F. Asselmeyer, CA 43, 3319.
189. W. C. Hansen, etc., Am. J. Sci., 1928, v. 15, p. 225.
190. /. C. Griess, etc., JIMMA 30, 129
191. Я. Ginsberg, etc, JIMMA 29, 471.
192. G. Ho, etc., JIMMA 30, 547.
193. R, A. Van Nordstrand., etc., Nature, 1956, v. 177, p. 713.
194. S. Goldsztaub. Bull., Soc. Franc. Miner, 1936, v. 59, p. 348.
195. T. Takeuti, Tohoku Daigaku Senko Seiren Kenkyusho Iho, 1943, v. 2, p. 3; J. Jap
Ass. Miner., 1942, v. 27, p. 240.
196. P. P. Reichertz, etc., J. Chem. Phys., 1946, v. 14, p. 495.
197. Я. Bosnians, etc., JIMMA 27, 444.
198. H. Yamada, etc, Met A 5, 350580, 350581, 350582, 350583.
126

199. /. С. Griess, etc., JIMMA 32, 717.
200. W. Hoppe, Z. Krist., 1940, Bd. 103, S. 73; 1942, Bd 104, S. 11.
201 R. K. Hart, JIMMA 22, 311.
202. D. Altenpohl, JIMMA 24, 876.
203. A. Domony, JIMMA 29, 889.
204. /. H. Greenblatt, JIMMA 30, 609.
205. F. J. Ewing, J. Chem. Phys., 1935, v. 3, p. 203.
206. Af. Deflandre, Bull. Soc. Franc. Miner., 1932, v. 55, p. 140.
207 /. Goni, Bull. Soc. Franc, Miner., 1953, v. 76, p. 315.
208. Af. Bardot, etc., JIMMA 15, 182; 16, 829.
209. L. Tronstad., etc., JIMMA 2, 655.
210. N. F. Mott, JIMMA 6, 523.
211. У. Yamamoto, JIMMA 7, 353.
212. S. Anderson, JIMMA 15. 177. гло
213. E. A. Gulbransen, etc., JIMMA 16, 326; 17, 423, 502; 19, 779-
214. N. K. Andrushchenko, etc. (Я. К. Андрющенко и др.), JIMMA 20, 1017.
215. G. Ellsner, etc., JIMMA 16, 803.
216. /. M. Bryan, etc., JIMMA 18, 114.
217. W. Machu, etc., JIMMA 22, 353.
218. R. K. Hart, JIMMA 24, 967; 25, 613.
219 P E. Blackburn, etc., JIMMA 28, 885.
220.' R. K. Hart., etc., JIMMA 29, 235, 883.
221. K. F. Lor king, etc., JIMMA 29, 359.
222. /. E. Draley, etc., JIMMA 31, 99, 279.
223. /. H. Greenblatt, etc., JIMMA 31, 7, 386; 32, 497.
224. M. Kewasaki, etc., JIMMA 31, 732.
225. R. W. Bartlett, JIMMA 32, 824.
226. Y. D. Chistyakov, etc. (Ю. Д. Чистяков и др.), MA 1, 274.
227. P. Csokan, MA 1, 933.
228. /. L. Roikh, etc., JIMMA 32, 1151.
229. Af. /. Tsypin, etc., MA 1, 1603.
230. /. E. Boggio, etc., MA 1, 1604.
231. A, F. Bogoyavlensky, etc. (А. Ф. Богоявленский и др.), МА 2, 1830.
232. У. D. Chictyakov, etc. (Ю. Д. Чистяков и др.), МА 2, 1637.
233. H. P. Godard, etc., Met A 1, 350519.
234. N. D. Tomashov, etc. (H. Д. Томашсв и др.), Met A 1, 340142.
235. К. Е. Heusler, MA 2, 1454.
236. 5. Af. Bedair, etc., Met A 2, 210016.
237. 5. R. J. Saunders, etc., Met A 2, 350083.
238. H. P. Godard, etc., Met A 3, 350779.
239. G. L. Hunt, etc., Met A 4, 350384; 5, 350913.
240. R. S. Maslovskaya, etc. (P. С. Масловская и др.), Met A 4, 340362.
241. V. P. Elyutin, etc., (В. П. Елютин и др.), Met A 4, 350200; 5, 350290, 350291.
241b. У. Murata, etc., Met A 5, 351184.
242. R. K. Nigam, etc., Met A 5, 340079.
242b. W. H. Krueger, etc., Met A 6, 340045, 340046.
242c. R. L. Wells, etc., Met A 6, 340209.
242d. /. A. Ammar, etc., Met A 6, 340232.
242e. L. E. Lyons, etc., Met A 6, 350451.
242f. A. Kloska, Met A 6, 340628.
243. T. Farrell, etc., Met A 6, 351649.
244. N. Cabrera, etc., JIMMA 13, 81; 15, 137; 16, 280.
245. L. de Brouckere, JIMMA 12, 398.
246. O. Kubaschewski, JIMMA 16, 482.
247. Af. W. Roberts, etc., Met A 1, 340116.
248. C. T. Kirk, Jr., etc., Met A 1, 340146.
249. Af. /. Dignam, etc., Met A 1, 330849, 330850.
250. H. E. Klei, etc., Met A 1, 351168.
251. A. S. Goralnik, Met A 1, 340606.
252. K. Videm, Met A 3, 350590.
252b. V. P. Severdenko, etc. (В. П. Северденко и др.), Met A 6, 350060.
252c. 0. A. Dorsey, Jr., Met A 6, 220506.
253. R. K. Hart, etc., Met A 3, 121191.
254. F. E. Weston, etc., CA 3, 389.
255. Anon., JIMMA 18, 791.
oeS- T- w- Rfwtenberg, etc., JIMMA 28, 769.
Wo , Y- Zndanova, etc. (Л. В. Жданова и др.), Met A 1, 320285.
orn J-L- Prentice, etc., Met A 1, 320715.
2f9. M. Moskovits, Met A 6, 350571.
259b. R. Bouriannes, etc., Met A 6, 351511, 351789; 7, 34016.
260. A. J. Brock, etc., Met A 6, 340613.
261. W. C. Van Geel, CA 28. 4986.
262. T. Rummel, CA 30. 4408.
263. / D. Edwards, JIMMA 7, 355; 8, 163.
264. N. F. Mott, CA 33. 9097; 34, 4328.
265. H. Mahl, JIMMA 14, 318.
of?' ш °n 4?nko?> etc- (Я. Д. Данков и др.), JIMMA 12; 358, 15, 186.
Ill' w' о' T/Ueadwell- etc., JIMMA 12, 186.
268. H. Racther, CA 44, 8268
127

269. 5. /. Basinka, etc., JIMMA 22, 118.
270. M. S. Hunter, etc., JIMMA 24, 581.
271. M. Persach, etc., MA 2, 1757.
272. W. C. Cochran, Met A 1, 220163.
273. К. С Tripathi, etc., Met A 6, 351162; 7, 350105.
274. F. Dugain, etc., CA 79, 1285780.
275. R. S. Alwitt, etc., Met A 7, 120217.
Al - Os
В равновесии с алюминием находится соединение Osi4Al13 F8,5% Os),
решетка которого моноклинная (пространственная группа С/2т, 34 атома
о о о
в элементарной ячейке) с параметрами а= 17,64 А, 6 = 4,228 А, с=7,773 А;
р= 115,15° [1]. Соединение обладает сверхпроводимостью вплоть до—267,5°С
[2, 3]. Описание других соединений, более богатых осмием, содержится в
работах [4, 5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. L. Е. Edshamnar, Acta Chim. Scand., 1965, v. 18, p. 2294.
2. В. Т. Matthias, etc., Phys. Chem. Solids, 1961, v. 19, p. 130.
3. /. Muller, etc., Met A 2, 330652.
4. Elliott, 1965.
5. Shunk, 1969.
Al — P
Фосфор — очень незначительная примесь в алюминии A—10 ч. Р на
1 млн. ч. А1), вносимая из фосфатов, содержащихся в бокситах. Он также
добавляется в заэвтектические сплавы Al—Si, вызывая образование заро-
зародышей первичного крем.ния, измельчение и более равномерное распределе-
распределение кристаллов кремния (см. систему алюминий — натрий — фосфор —
кремний).
Полагают, что растворимость фосфора в алюминии в твердом состоя-
состоянии может составлять порядка нескольких частей на 1 млн. ч. Со сторо-
стороны алюминия, вероятно, происходит эвтектическое превращение, причем
состав и точка плавления эвтектики очень близки к алюминию [1]. Раство-
Растворимость фосфора в жидком алюминии, по данным [2, 3], составляет 0,015%
при 660сС, 0,10% при 727°С, 0,25% при 927°С и 0,45,% при 1527°С. В со-
соответствии с работой [4], значения растворимости намного меньше. В равнове-
равновесии с алюминием находится фаза А1Р E3,5% Р), имеющая кубическую решетку
(пространственная группа F43mt 8 атомов в элементарной ячейке) с пара-
о
метром а=5,43-^5,47 А [5—7] и плотностью 2,85 г/ом3. Исследованы
оптические свойства i[8], расположение атомов и электронная структура
[9—12], получение монокристаллов i[3].
Вплоть до концентрации 0,1% фосфор мало влияет на свойства алюми-
алюминия и спла!вов А1—Ag, но улучшает свойства сплавов А1—Си, действуя, по-
видимому, как раскислитель; в больших количествах (до 0,7%) фосфор
ухудшает свойства сплавов [13]. При добавке 0,17% Р отмечено повыше-
повышение на 60°С температуры начала рекристаллизации и возможное пониже-
понижение на 20°С температуры конца рекристаллизации [14]. Предлагается вво-
вводить фосфор для облегчения удаления железа и кремния в процессе зонной
очистки [15].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. E. Whitte, etc., JIMMA 13, 45.
2. /. Е. Tutov (И. Е. Титов), JIMMA 4, 665; 5, 224; 6, 428.
3. 5. Z. Beer, Met A 1, 210491, 210492.
4. G. M. Kuznetsov, etc., (Г. М. Кузнецов и др.). —«Изв. АН СССР. Неорганические
материалы», 1971, № 7, с. 831.
5. Е. Montignie, CA 40, 6357.
6. A. Addamiano, С А 54, 15045; 56, 5473.
7. С. С. Wang, etc., J. Phys. Chem. Solids, 1963, v. 24, p. 953; J. Inorg. Nucl. Chem.
1963, 25, 326.
8. H. G. Grimmeiss, etc.. Met A 4, 320924.
128

9. М. V. Siackelberz, CA 29, 657.
10. Я. Welker, С А 55, 9061.
П. М. R. Lorenz, etc., Met A 3, 151000.
12. В. Monemar, WAA 7, 55031.
13. L. Losana, JIM 23, 471. ч мд i i«9i
14. У. D. Vishnyakov, etc. (#. Д. Вишняков и др.), ^Т^*8Д21Д,> ,
15. У. ЛГ. Vigdorovich, etc. (В. Я. Вигдорович и др.), ЛММА <М, 41/.
А1 - РЬ
Свинец добавляют в-небольших количествах в некоторые алюминиевые
сплавы с целью улучшения обрабатываемости резанием. Как правило его
вводят совместно с висмутом, так как объем этих двух металлов не изме-
изменяется при расплавлении в такой мере, чтобы вызвать при закалке образо-
образование трещин и вытекание жидкой фазы на поверхность. Авторы ![1— Ь\
пытались использовать сплавы, содержащие до 10% РЬ в качестве подшип-
подшипниковых материалов.
На диаграмме состояния наблюдается область несмешиваемости в жид-
жидком состоянии: монотектическая точка лежит при 1,5% РЬ и 658,3 С, об-
область распространяется до 99,85% РЬ. Растворимость свинца в жидком
алюминии увеличивается с температурой и достигает примерно 4,5 А РЬ
при 827°С и 26% РЬ при 1227°С; критическая точка соответствует 93% РЬ
и 1427°С. Растворимость в твердом состоянии ограниченна; она составляет
порядка 0,15—0,20% РЬ при монотектической температуре, снижаясь по
мере уменьшения температуры [6—9]. Эвтектическая точка со стороны
свинца отвечает 99,99% РЬ и 327°С [8—13]. Растворимость алюминия в
твердом свинце ничтожна (рис. 44).
Ультразвуковая обработка перед или в процессе кристаллизации может
существенно усилить расслоение в жидком состоянии [10, И], сохраняюще-
сохраняющееся даже после переплавки [12]. Закалка из жидкого состояния оказалась
неэффективной; не обнаружено метастабильных фаз, и практически не на-
Т.К
1400
50 70
20
40 60
РЬ;% (по массе)
Рис. 44. Диаграмма состояния А1-РЬ
5 Зак. 218
327
РЬ
129

блюдается рост растворимости в твердом состоянии [14]. Термодинамиче-
Термодинамические свойства описаны в работах [8, 13, 15—18].
Параметр решетки несколько снижается от добавок свинца [19] к
равен 4,04885 А для сплава с 0,13% РЬ [20]. Поверхностное натяжение
уменьшается [21—22Ь], жидкотекучесть растет [22Ь]. Удельное электро-
электросопротивление закаленных сплавов быстро увеличивается до 2,77-10~8
Ом-м, соответствуя концентрации предела растворимости, а затем остается
практически без изменения вплоть до 20% РЬ [23—25]. Небольшие при-
присадки свинца слабо влияют на электросопротивление расплавленного алю-
алюминия [26]. Малые добавки свинца несущественно сказываются на механи-
механических свойствах [27]; возможен небольшой прирост твердости до концент-
концентрации свинца, отвечающей предельной растворимости, выше которой свой-
свойства падают [28, 29]. Высокое электрическое перенапряжение свинца
снижает склонность сплавов к коррозии до такой степени, что они почти не
корродируют в кислотах [30, 31]; в некоторых щелочных растворах кор-
коррозионная стойкость улучшается [32].
При концентрации свинца менее 1% наблюдается несущественное ухуд-
ухудшение обрабатываемости давлением в горячем и холодном состояниях [33].
Свинец не влияет на процесс старения сплавов А1—Си [34], но значительно
улучшает их обрабатываемость резанием [33, 35], понижая необходимое
усилие резанием и расширяя допустимые пределы скоростей резания и уг-
углов инструмента i[36]. Наибольший эффект улучшения обрабатываемости
резанием от добавок свинца достигается в сплавах с относительно твердой
(>800 МН/м2) матрицей; основная часть этого эффекта теряется у спла-
сплавов, содержащих значительные количества магния.
Сообщается об удалении свинца из алюминиевых сплавов методом
дистилляции [37, 38], о сфероидизации вкраплений свинца в твердом алю-
алюминии [39], о производстве высокосвинцовистых сплавов способом прес-
прессования порошков [40].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Claus, JIMMA 4, 4.
2. A. Rapp, etc., JIMMA 10, 361.
3. P. Т. Holligan, С А 41, 4748.
4. R. E. Eppick, etc., Met A 3, 160055.
5. Anon., Met A 4, 610171.
6. Hansen, 1958.
7. Shunk, 1969.
8. B. Predel, etc., Met A 2, 110690.
9. Y. A. Rassadin (Ю. А. Рассадин). MA 2, 1110.
10. H. J. Seemann, JIMMA 4. 14.
11. G. Schmid, etc., JIMMA 4, 663.
12. W. Becker, JIMMA, 11, 28.
13. T. R. A. Davey, Phys. Chem. of Process Met.: AIME Conf. New York, Vol. 7, 581,
Interscience, 1961.
14 R. Ricci — BUti, etc., Met A 3, 210117.
15. F. F. Wittig, etc., JIMMA 32, 395.
16. C. F. Obenchain, etc., MA 1, 578.
17. V. N. Danilin. etc. (В. H. Данилин и др.), Met A 3, 150348.
17b. N. A. Gokcen, etc., Met A 5, 110687.
18. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 6, 151592, 152236.
19. G. Venturello, etc., JIMMA 20, 845.
20. E. A. Owen, etc., JIMMA 16, 1, 465.
21. A. M. Korolkov (A. M. Корольков), JIMMA 24, 673; 28, 713.
22. Z. A. Mushkudiani, etc., Met A 3, 710391.
22b. G. Lang, Met 6, 510399, 510615, 510643.
23. L. W. Kempf, etc., JIMMA 6, 44, 350.
24. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
25. K. R. Vassel, JIMMA 25, 897; 26, 514.
26. L. A. Koledov (Л. А. Коледов). JIMMA 31, 886.
27. T. Morinaga, JIMMA 6, 45; 7, 469.
28. A. N. Campbell, etc., JIMMA 7, 507.
29. D. P. Chatterjее, JIMMA 10, 69.
30. P. 1. Fischer, JIMMA 5, 802.
31. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
32. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 17, 439.
33. M. Hansen, etc., JIM 50, 151; 53, 120.
130

34 К. Н. Hardy, JIMMA 18, 163; 23, 1081.
35. Н. Kdstner,' JIMMA 4, 138, 464.
36. L. W. Kempf, etc., JIMMA 2, 396; 4, 64.
37. K. Schneider, JIMMA 17, 107. ^оллсо
38. ?. ?. Lukashenko, etc. (?. ?. Лукашенко и др.)» Met A 4, 430058.
39. M AfcLean, Met A 6, 152080.
40. G. A. Mudrenko, etc. (Г. А. Мудренко и др.), WAA, 7, 430020.
Al - Pd
Растворимость палладия в алюминии в твердом состоянии ничтожна;
методом закалки из жидкого состояния ее можно повысить до 20—25% Pd
[1]. Эвтектика Al—PdAl3 содержит 23% РЬ и плавится при 615 С. В рав-
равновесии с алюминиевым твердым раствором находится фаза РdAU Eb,9 А>
Pd), образующаяся по перитектической реакции при 785 С: Ж E07о Pd) +
+Pd2Al4 ^PdAb (рис. 45). Решетка фазы PdAh орторомбическая (лро-
т
20
50
1200
woo
800
927
Al
20 40 60
Pd j % (па массе)
727
- 527
80
Рис. 45. Диаграмма состояния Al—Pd
странственная группа Рппт или Рпп2, вероятно, 16 атомов в элементарной
ячейке) с параметрами: а = 7,085 А, Ь = 7,531 А, с=5,087 А. В работах
[2, 6] описана ее электронная структура, магнитная восприимчивость. Со-
Соединение Pd2Al3 G9,8% Pd), также образующееся в результате перитекти-
перитектической реакции при 937°С с участием соединения PdAl, имеет гексагональ-
гексагональную решетку (пространственная группа РЗт/, 5 атомов в элементарной
о о
ячейке) с параметрами а=4,216 А и с=5,166 А [3, 4]. Фаза PdAl4 изоморфна
фазе RhAl4 [5], но ее существование очень сомнительно. Соединения, богатые
палладием, описаны также в работе [6].
Изменений параметра решетки от добавок палладия не наблюдалось [7]
В эвтектике, полученной методом направленной кристаллизации, обнаруже-
обнаружено соединение Pd2Al3, а не PdAh. При правильной ориентировке этих со-
соединений в эвтектике возможно достижение высокой прочности сплавов
при повышенных температурах.
5* Зак. 218
131

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. В. С. Giesseh, Met A 3, 110210.
lb. О. 5. Кароог, Met A 6, 151444.
2. V. I. Nedeklo, etc., Met A 3, 151296.
3. Н arisen, 1958.
4. Shunk, 1969.
5. A. Magneli, etc., JIMMA 32, 261.
6. Elliott, 1965.
7. Pearson, 1 and 2.
8. R. Kossowsky, etc., Met A 2, 121609.
Al - Pr
Данная диаграмма состояния очень близка к диаграммам состояния
алюминия с другими редкоземельными элементами. При 654°С протекает
эвтектическое превращение: Ж-*-А1+РгА14, эвтектическая точка соответст-
соответствует примерно 12% Рг. Растворимость в твердом состоянии составляет
при 637°С 0,05% Рг, при 597° 0,02% Рг. Фаза РгАЦ E6,6% Рг) или, более
вероятно^ фаза Рг3А1ц E8,7% Рг) [1, 2] образуется по перитектической
реакции при 1237°С из соединения РгА12 и жидкости, содержащей 56% Рг
(рис. 46). Она испытывает аллотропическое превращение при 967°С. Низко-
20
40
Рг; % (по массе)
60
80
Рис. 46. Диаграмма состояния А1—Рг
температурная модификация а(РгАЦ) имеет орторомбическую ^решетку
(пространственная группа 1тт2, 30 атомов в элементарной ячейке или
28 атомов, если модификация отвечает формуле Рг3А1ц) с параметрами
а = 4,446А, Ь= 12,949А, с=10,005°А; Y=4,050 г/см3. Она изоморфна соеди-
соединению СеАЦ. Предполагается [3, 4], что тетрагональная решетка (простран-
(пространственная группа /4//П/П/П, 10 атомов в элементарной ячейке) с параметра-
параметрами а = 4,36-М,40 А, 6= 10,01-f-10,02 А, приписываемая ранее авторами работ
соединению РгАЦ, свойственна высокотемпературной модификации
132

Р(РгА14). Но более достоверно, что эта модификация имеет орторомбиче-
скую решетку. Теплота образования РгАЦ составляет 220 кДж/моль Г81
жит^Нф°РМаЦИЯ * ДРУГ^' об0Л,е,е1 б^гаТЫХ пРазеодимом соединениях содер-
содержится также в работах [4, 9-11]. Описаны магнитные свойства этих соеди-
соединении [12—15]. Изучены магнитные свойства соединения Cu0 iPr0 ззз АЬ ш
решетка которого кубическая (пространственная группа РйЪт) с парамет-
параметром а= 7,989 А [16]. Более вероятно, что этим соединением является
FrAl2, a медь частично замещает алюминий и сжимает решетку РгА12, па-
параметр которой а=8г025А°
Пола™. что растворимость платины в твердом алюминии очень мала
(<Q,10% Pt). Co стороны алюминия образуется эвтектика при 7% Pt и 657°С
[1, 2] или при 3,1% Pt и 655,4°С [3]. В равновесии с алюминиевым твео-
^оМооРаСТВОроМ нах°Дится Фаза p'tAl4 F4,3% Pt) или скорее РШ2\
F3,3% Pt) (рис. 47). Решетка этой фазы кубическая (пространственная
группа /43т, 416 атомов в элементарной ячейке) с параметром а= 19,226 А;
Т. К
1600
10
20
30
1200
800
Al 20 40
V\. }°/o(no массе)
Рис. 47. Диаграмма состояния А1—Pt
t,°C
1327
927
527
60
80
133
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Е. Driiz, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 2, 110294.
2. А. Н Gomez de Mesquita, etc., Acta Cryst., 1967, v. 22, p. 497.
3. /. H N Van Vucht etc., JIMMA 32, 1196; MA 1, 641, 1017; 2, 481.
4. /. /. Zalotsky, etc. (#. И. Залоцкий и др.), МА 2, 1340 11520
5. R. Grinthal, WADC Rep. TR 53—190, 1950.
6. A. Iandelli, JIMMA 27, 178.
7. V. A. Podergin (В. А. Подергин и др.), MA 1, 1809.
8. G. Canneri, etc., JIM 53, 124.
9. Harisen, 1958.
10. Elliott, 1965.
11. Shunk, 1969.
12. К. Н. J. Buschow, etc., MA 2, 1058
13. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
14. К. Н. Mader, etc., Met A 2, 330312.
15. A. M. van Diepen, etc., Met A 3, 150448.
16. H. Oesterreicher, Met A 5, 331604.
Al — Pt

Y — 5,700 г/ом3. Она образуется в результате перитектического превращения
при 807 С между жидкостью и соединением PtAl3 G3,3% Pt) i[2]. В рабо-
работах [4—6] приведено описание других фаз, более богатых платиной.
.Плотность алюминия увеличивается почти линейно от введения плати-
платины |2]; повышаются твердость и сопротивление коррозии [1, 7, 8]. В работе
[9] сообщается об алюминировании платины.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Chouriguine, JIM 8, 323; 9, 213.
2. R. Much, etc., Thesis Muster, 1961; Z. Anorg. Allgem. Chtm.. 1964, Bd. 329 S 123
3. E. H.Wright, etc., Alcoa Res. Labs., Tech. Pap 15 1960
4. И arisen, 1958.
5. Elliott, 1965.
6. Shunk, 1969.
7. P. Z. Fischer, JIMMA 5, 802.
8. M. E. Straumanis, etc.. JIMMA 16, 647; 17, 175, 439
9. P. M. Arzhany, etc., Met A 4, 560390.
Al — Pu
Данные сплавы в основном применяют в качестве топлива в ядерных
реакторах. Растворимость плутония в твердом состоянии составляет поряд-
порядка 0,06% при температуре эвтектики (~ 651°С), уменьшаясь приблизитель-
приблизительно до 0,02—0,03% при 427°С [1—3]. Эвтектическое превращение Ж~>А1+
+PuAl4 происходит при 650—653°С, эвтектическая точка отвечает примерно
13% Pu [4—10] (рис. 48). Соединение РиАЦ F9,2% Ри) или, более пра-
правильно, Рио.эАЦ F6,66 Ри) [9] имеет орторомбическую решетку (простран-
(пространственная группа Imma, 20 узлов в элементарной ячейке, два из которых не
заняты) с параметрами а = 4,39-^-4,42 А, Ь = 6„26-^6,29 А, с= 13,79 A; Y=
= 5,68 г/см3 [9, 11, 12]. При 645°С это соединение претерпевает превраще-
превращение, которое не изменяет типа решетки, но вызывает, вероятно, перестройку
вакансий [9]. Соединение РиАЦ образуется при ~917°С по перитектиче-
ской реакции между жидкостью и соединением РиА13 [4—7]. Для соедине-
соединения РиА13 G7,4% Pu) характерно несколько аллотропических модификаций.
Ри,% (am.)
5 10
20
20 40 -S0
Pu, % (по массе)
80
Рис. 48. Диаграмма состояния Al—Pu
134

Данные о PuAl3 и других соединениях приведены в работах [9, 13—15].
Плотность рассматриваемых сплавов повышается почти линейно с уве-
увеличением количества РиАЦ [10, 16]. Плотность облученных сплавов А1—Ри
снижается после отжига при температурах выше 627°С, но увеличивается
после отжига при более низких температурах [17]. Однако отжиг при 627°С
не устраняет упрочнение, возникающее в результате облучения [10]. Тепло-
Тепловое расширение слабо уменьшается [18]; теплопроводность сплавов при
концентрации плутония до 12% примерно аналогична теплопроводности
сплавов с соответствующим содержанием алюминия [19, 20]. В литом со-
состоянии HV 500 МН/м2 при 12% Ри и 750 МН/м2 при 40% Ри, ав состав-
составляет 160 МН/м2, ао,2 40 МН/м2 при 12% Ри; для отожженного сплава ха-
характерны несколько меньшие значения этих свойств [5, 10, 16]; в работе
[10] ставится под сомнение состав испытанных сплавов. Легирование плу-
плутонием повышает стойкость к коррозии в перегретой воде ,[21]: коррозион-
коррозионная стойкость сплава с 20% Ри во много раз выше, чем сплава
с 5% Ри [10].
Коэффициент диффузии плутония в алюминии при 597—627°С состав-
составляет Ю-8—Ю-9 см2/с [2, 3, 20].
Самое важное свойство данных сплавов при использовании в качестве
топлива в атомных реакторах —их низкая степень распухания при выгора-
выгорании вследствие абсорбции расщепленного газа вакансиями, содержащимися
в решетке соединения РиА14.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. R. Roy, JIMMA 32, 815.
2. N. Housseau, etc., Met A 1, 130827; 4, 110881.
3. А. Е. Hall, JIMMA 29, 823.
4. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), Peaceful Uses of Atomic Energy: Proc.
UN 2nd Intern. Conf. Geneva, 1958, v. 6, p. 184 (Доклады советских ученых, т. 2.
Ядерное горючее и реакторные металлы. Атомиздат, 11959, с. 376).
5. R. Abramson, etc., JIMMA 28, 934.
6. F. W. Schonfeld, etc., Progr. Nucl. Energy, Ser. V2, p. 579, 1959.
7. O. /. C. Runnalls, in The Metal Plutonium, Univ. of Chicago Press, 1961.
8. A. S. Coffinberry, etc., The Metal Plutonium, Univ. of Chicago Press, 1961.
9. O. J. С Runnalls, etc., MA 1, 7, 1649.
10. T. I. Jones, JIMMA 28, 25; 30, 190, 499, 732.
11. A. S. Coffinberry, etc., JIMMA 24, 359.
12. O. J. C. Runnalls, JIMMA 25, 21.
13. Hansen, 1958.
14. Elliott, 1965.
15. Shunk, 1969.
16. H. R. Gardner, etc., Peaceful User of Atomic Energy: Proc. UN 2nd Intern. Conf.,
Geneva, 1958, v. 6, p. 686.
17. B. A. Loomis, JIMMA 32, 11.
18. /. D. Thomas, etc., JIMMA 30, 499.
19. /. M. Taylor, см. ссылку [18].
20. R. B. Gibney, см. ссылку [18].
21. H. С. Bowen, JIMMA 29, 889.
Al - Ra
В единственной работе по этой системе [1] сообщается, что на радио-
радиоактивность алюминия, содержащего радий или его изотопы (составы не
указываются), влияет нагрев и холодная деформация.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. Werner, Z. Metallkunde, 1934, Bd 12, S. 265.
Al - Rb
Рубидий, подобно другим щелочным металлам, модифицирует сплавы
Al—Si, хотя менее эффективно, чем натрий.
Ограниченные исследования этой диаграммы [1] свидетельствуют о том,
что область расслоения в жидком состоянии очень мала, монотектическая
135

точка соответствует 0,05% Rb, растворимость в жидком состоянии увеличи-
увеличивается с ростом температуры. Растворимости в твердом состоянии не об-
обнаружено [1].
Добавки рубидия слабо влияют на свойства сплавов А1—Си или
А1—Mg2Si [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Czochralski, etc., JIMMA 4, 85, 494; 5, 838* 8 1
2. W. Kroll, JIM 36, 432. ' '
Al — Re
Сообщается об эвтектическом превращении OK-^Al+ReAli2) при 597°С
и 10% Re [1, 2]. Предельная растворимость рения при эвтектической тем-
температуре составляет порядка 0,1%, а при 477°С 0,03% [3]. Фаза ReAli2
образуется в результате перитектического превращения при температуре
ниже 727°С с участием фазы ReAl6. Фаза ReAl6 также образуется по пе-
ритектической реакции при ~927°С с участием фазы ReAl4 [1, 2] (рис. 49).
При кристаллизации со скоростью около 106°С/с в твердый раствор можно
ввести более чем 2% Re, а также возможно образование метастабильных
Сое;
Уединению ReAli2 C6,4% Re) свойственна объемноцентрированная
кубическая решетка (пространственная группа 7/пЗ, 26 атомов в элемен-
элементарной ячейке) с параметром а = 7,528А [2, 5]„ HV 3600 МН/м2 [1]. Ре-
Решетка соединения ReAl6 E3,2% Re) орторомбическая (пространственная
Т. К
1200
WO0
20 40
Re,% (по массе)
Рис. 49. Диаграмма состояния А1—Re
136

группа Стст, 28 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=6,59Аг
о о
Ь = 7,61А, с = 9,02 А \[2]. Оно изоструктурно соединению МпА16. Данные о
соединениях, богатых рением, приведены в работах [6, 7].
Добавки рения упрочняют алюминий: при 1,5% Re твердость составляет
около 330 МН/м2 [*1]. Рений практически не измельчает зерно при литье
алюминия и его сплавов [8].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. М. Savitski, etc (Е M Савицкий и др.), Неорганическая химия, 1961, 6, 1003.
2. L. M. D'Alta de Veiga, JIMMA 30, 279; 31, 193.
3. N. I. Turkina, etc. (H. И. Туркина и др.), СА 79, 8871m.
4. A. N. Varich, etc. (A. H. Варич и др.), Met A 6, 121230, 121231.
5. P. /. Kripyakevich, etc. (Я. И. Крипякевич и др.), JIMMA 31, 197.
6. Elliott, 1965.
7. Shunk, 1969.
8. L. K. Lamikhov, etc. (Л. К. Ламиков и др.), JIMMA 32, 393, 577; MA 2, 325.
Al — Rh
Co стороны алюминия образуется эвтектика Al—RI12AI9 при 657,3°С и
концентрации родия 1,1% [1, 2]. Предполагается, что растворимость родия
в твердом состоянии мала (<0,2%). В равновесии с алюминиевым твердым
раствором находится фаза Rh2Al9 D5,8% Rh), а согласно работе [3] —
фаза RhAl4 D8,7% Rh). Решетка фазы относится к моноклинной системе
(пространственная группа P2i[c, 22 атома в элементарной ячейке) с пара-
параметрами а=6,352 А, 6 = 6,428 А, с=8,721 А; Р = 94,8Г; она изоморфна
фазам 1г2А19 и Со2А!9 [4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Н. Wright, etc., Alcoa Res. Labs. Tech. Rep. 16, 1960.
2. R. Ferro, etc., Atti Accad. Naz. Lincei. Cl. Sci. Fis. Mat. Nat., 1964, 36, 491.
3. A. Magneli, etc., Final Techn. Rep 1, Contract DA 91-591-EUC-2734 (AD 426927),
1963.
4. L. Edshammar, Met A 2, 120721.
Al — Ru
Данная диаграмма состояния аналогична диаграмме состояния алю-
алюминий — железо. При эвтектической температуре равновесная предельная
концентрация рутения равна 0,1%, в результате закалки из жидкого со-
состояния со скоростью 106°С/с она может быть увеличена до 11% и более
[1]. Эвтектическая точка отвечает примерно 2% Ru с температурой, близкой
к точке плавления алюминия [2]. В равновесии с алюминиевым твердым
раствором находится соединение Ru4Al13 E3,9% Ru), решетка которого мо-
о
ноклинная (пространственная группа С2/т) с параметрами а= 15,86 А, Ь =
= 8,188 А, с= 12,74 А; р=107°80'; оно изоморфно соединению Fe4Ali3
(FeAl3). Другое соединение, RuAl6 C8,6% Ru), неравновесное, может по-
появиться в процессе отжига при 627°С и закалки [3] либо в результате
быстрой закалки из жидкого состояния [»1]. Его решетка орторомбическая
(пространственная группа Cmcm, 28 атомов в элементарной ячейке) с па-
о о
раметрами а=6,5559 А, 6 = 7,4882 А, с = 8,9605 А; оно изоморфно соеди-
соединениям FeAl6 и МпА16 [3]. Соединение RuAli2 B3,7% Ru) имеет сложную
о
кубическую решетку с параметром а = 8,12 А [2], по-видимому, оно изо-
изоморфно соединению WAI12; другие исследователи это соединение не наблю-
наблюдали. Сведения о соединениях, обогащенных рутением, приведены в [4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. А. N. Varich, etc. {A. H. Варич и др.), Met A 6, 120932.
2. W. Obrowski, JIMMA 31, 674.
3. L. E. Edshammar, MA 1, 849; Met A 2, 120401.
4. Shunk, 1969.
137

Al — S
Сера — незначительная примесь в алюминии, попадающая из электродов,
применяемых в электролизерах, и из топлив, используемых при плавке.
Обычное количество присутствующей серы (несколько частей на 1 млн.)
слабо влияет на свойства, однако в сплавах с железом, никелем, марганцем
и другими элементами, повышенные количества серы ведут к ее локализации
в соединениях, содержащих эти элементы. Это обусловливает склонность
сплавов к интенсивной коррозии [1, 2]. Подобный эффект наиболее ярко
проявляется в лигатурах, где разрыхление интерметаллических соединений
приводит к полному разрушению сплавов. Выполнены исследования, каса-
касающиеся использования серы в целях удаления магния из алюминиевых
сплавов [3, 4].
При эвтектической температуре растворимость серы в твердом алюми-
алюминии составляет < 1 ч. на 1 млн. ч. [5]. Эвтектика соответствует 0,05—
0,06% S и приблизительно 659°С [6, 7] (рис. 50). Ниже 827°С в равновесии
с алюминием находится модификация a(Al2S3); выше 927°С, вероятно, сое-
соединение A1S или модификация у(АЬ5з). Область несмешиваемости в жидком
состоянии расположена выше 1077°С и распространяется от 15 до 50% S
[8] либо от 0,05 до 64% S [6]. Решетка фазы a(Al2S3) F4,07% S) гекса-
гексагональная (пространственная группа Рб^тс, 30 атомов в элементарной
ячейке) с параметрами а = 6,423 А, с= 17,83 А при 63,2% S; у=
=2,320 г/см3 [9].
Высокотемпературная модификация у(АЬ5з), которая может быть так-
также соединением A1S E4,3% S), имеет ромбоэдрическую решетку с пара-
о
метрами а = 6,86 A; a = 56,18°. Решетка третьей модификации P(A12S3)
гексагональная (пространственная группа Р6з//я/пс или Рбзтс, 10 атомов в
о о
элементарной ячейке) с параметрами а=6,20 А, с=5,829 А; у = 2,550 г/см3.
Модификация P(A12S3) появляется только при высокой температуре и в
присутствии С3А14 [9]. Субсульфид A12S C7,3% S) образуется при высокой
г, к
то
WOO
800
10
20 30
40
Al
20
40
S, % (no массе)
Рис. 50. Диаграмма состояния Al—S
50 60
t.°c
927
727
527
60
138

температуре (~1527°С), стабилен только в газообразном состоянии [10]
или выше 927°С [11]. Термодинамические свойства соединений описаны в.
работе [12—14].
Влияние серы на физические или механические свойства сплавов очень
слабое [15, 16], однако она оказывает существенное воздействие на корро-
коррозионную стойкость; включения сульфидов служат источниками сильного пит-
тингообразования [17].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Tammann, etc., JIMMA 3, 6.
2. /. Е. Tutov (И. Е. Титов), ЛММА 7, 57.
3. К. Schneider, etc., JIMMA 18, 52.
4. A. Domony, etc., JIMMA 19, 867; 20, 361.
5. H. Schraitt, etc., JIMMA 24, 855.
6. R. Vogel, etc., JIMMA 13, 206.
7. E H. Wright, etc., Alcoa Res. Labs., Tech. Pap. 15, 1960.
8. E. J. Kohlmeyer, etc., JIMMA 20, 81.
9. /. Flahaut, Compt. Rend., 1951, v. 232, p. 334, 2100; Ann. Chim. Paris, 1952, v. 7, p. 632.
10. W. Klemm, etc. Z. Anorg. Chem., 1948, Bd. 255, S. 287.
11. L. A. Firsanova (Л. А. Фирсанова), Цветные металлы, 1935, № 10, с. 1.
12- D. Papousek, CA 55, 26634b.
13. P. J. Ficalora, etc., Met A 1, 340361.
14. О. M. Uy, etc., Met A 4, 151643.
15. /. Czochralski, Z. Metallkunde, 1923, Bd. 15, S. 277.
16. T. Murakami, etc., JIMMA 8, 35; 17, 936.
17. L. Tronstad, JIMMA 3, 67, 203, 534.
Al — Sb
В течение некоторого времени сурьму добавляли в сплавы Al—Mg,
потому что ее окисная пленка обеспечивала превосходное сопротивление
коррозии морской воде ([\—3]; сплавы, содержащие 4—6% сурьмы совмест-
совместно с магнием, используют в качестве подшипниковых материалов [4,. 5].
Определенный интерес возник к соединению SbAl, имеющему свойства полу-
полупроводников.
При эвтектической температуре растворимость в твердом состоянии
составляет менее чем 0,10% Sb i[6, 7]. Эвтектика Al—SbAl образуется при
657°С и ~l%Sb [7—9] (рис. 51). В работе [10] изучалась направленная
кристаллизация этой эвтектики. Маловероятно существование соединения
SbAl9 [11], нестабильного ниже 227°С [12].
Решетка соединения SbAl (81,9% Sb) кубическая (пространственная
группа F43m, 8 атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 6,0959-т-
4-6,1361 А [13—19]. При давлениях свыше 12 ГН/м2 кубическая решетка
переходит в тетрагональную (пространственная группа /4/amrf, 4 атома в
о о
элементарной ячейке) с параметрами а=5,375 А, с=2,892 А. Сверхпрово-
Сверхпроводимость соединения SbAl проявляется при температуре ниже 270,4°С [19Ь],
точка его плавления 1077°С [20], плотность 4,250 г/см3 [21]. HV~
~3000 МН/м2 ,[22], хотя в работе [23] приведено исключительно высокое зна-
значение 15000 МН/м2. Имеются данные о термодинамических свойствах SbAl
[24—32], электронных и магнитных свойствах [33—49], производстве моно-
монокристаллов ,[21, 50—53], тепловом расширении [54], стабильности в вакууме
[55], дислокационной структуре [56], упругих константах [57]. Изучена
сегрегация серы при росте кристаллов SbAl из серусодержащего расплава
[58]. На свойства SbAl почти не влияют малые присадки селена [40]; ра-
растворимость SbAl в HgTe очень ограниченна [40 Ь].
Добавки сурьмы вызывают уменьшение параметра решетки, достигаю-
о
щего минимальных значений 4,04 А, при насыщении твердого раствора [61;
плотность возрастает линейно, достигая плотности соединения SbAl ![59].
Удельное электросопротивление увеличивается линейно до величины
2-Ю-2 Омм, соответствующей соединению SbAl. Магнитная восприимчи-
восприимчивость также растет до диамагнитного значения 15-10 мм3/моль дЛя чистой
сурьмы [60]. Поверхностное натяжение жидкого алюминия снижается.
139

Sb,%(am.J
10 20 30
50 70 90
1200
WOO
8D0
927
- 727
527
Al
20
40
SO
массе]
80
Sb
Рис. 51. Диаграмма состояния Al—Sb
Прочность мало изменяется, но удлинение сильно понижается [61—651
Уменьшается скорость коррозии в щелочных растворах [66—68], однако
усиливается образование питтингов в кислых растворах [69, 70]. Согласно
работе [71], соединение SbAl при контакте с влагой может превратиться
в порошок.
Добавки сурьмы могут вызвать укрупненные зерна при литье [72]. Не
обнаружено упрочнения сплавов при старении [7, 64]; сурьма не оказывает
какого-либо заметного воздействия на старение сплавов А1—Си [73].
Энергия активации диффузии алюминия и сурьмы в SbAl равна QA\=
= 1,78 эВ, Qsb=l,53 эВ [6]. Исследованы образование соединения SbAl
путем диффузии [74, 75], ускорение диффузии в результате облучения
сплавов [76] и диффузия по границам зерен [77].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. Sterner — Reiner, JIMMA 38, 409; 47, 19.
2. A. W. Bonaretti, JIM 47, 516; 49, 661.
3. M. P. Slavlnski, etc. (M. H. Славинский и др.), JIMMA 4, 243.
4. G. Vasilca, etc., Met A 2, 311151.
5. A. A. Ershov, etc. (А. А. Ершов и др.), Met A 3, 620130.
6. В. Y. Pines, etc., JIMMA 28, 121.
7. E. H. Dix, Jr., etc., JIM 47, 9, 578.
8. ?. Loofs — Rassow, JIM 47, 479.
9. W. Guertler, etc., JIM 53, 343.
10. G. Beghi, etc., Met A 4, 121543.
11. W. Campbell, etc., J. Am. Chem., Soc, 1902, v. 24, p 259
12. M. V. Kot, etc., JIMMA 26, 461.
13. R. F. Blunt, etc., JIMMA 22, 648.
14. R. K. Willardson, etc., JIMMA 22, 1150.
15. A. R. Regel, etc., JIMMA 23, 413.
16. P. Michel, JIMMA 25, 19.
17. G. Giesecke, etc., JIMMA 26, 472.
18. W. P. Allred, etc., JIMMA 25, 697; 28, 26.
19. /. С Jamieson, Science, 1963, v. 139, p. 845.
19b /. Wittig, MA 2, 1809.
20. V. M Glazov, etc. (В. М. Глазов и др.), JIMMA 26, 379; 27, 19; 28, 945
21. И. A. Schell, JIMMA 23, 337; 26, 239.
22. /. E. Miller, etc., CA 54, 18258.
23. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
140

24. V. M. Glazov, etc. (В. M. Глазов и др.), ЛММА 31, 66.
25. U. Piesbergen, JINN A 31, 828.
26. A. A. Vecher, etc., JIMMA 31, 878; MA I, 198.
27. А. V. Sandulova, etc. (А. В. Сандулова и др.), Met A 1, 150312.
28. V. Af. Glazov, etc. (В. М. Глазов и др.), Met A 2, 320214.
29. V. V. Samokhval, etc. (В. В. Самохвал и др.), Met A 1, 150721.
30. В. D. Lichter, etc., Met A 2, 320399.
31. В. Predel, etc., Met A 2, 150993.
32. V. N. Vigdorovich etc. (В. H. Вигдорович и др.), Met A 4, 320632.
33. H. Welker, Z. Naturforsch., 1953, Bd, 8A, S. 249.
34. G. Zialasek, JIMMA 21, 607.
35. G. Busch, etc., JIMMA 22, 1163.
36. E. Justi, etc., JIMMA 23, 877.
37. W. Sasaki, etc., JIMMA 22, 751.
38. D. N. Nasledev etc (Д. H. Наследов и др.), JIMMA 26, 29; 28, 26.
39. У. V. Ilisavsky, (Ю. В. Илисавский), JIMMA 26, 301.
40. A. Herczog, etc, JIMMA 26, 392.
40b. /. /. Burdiyan, etc., CA 78, 63462h.
41. W. J. Turner, etc., JIMMA 28, 568; 31, 83.
42. H. Piller, etc., JIMMA 31, 23.
43. T. E. Fischer, MA 1, 400.
44. R. J. Stirn, etc., MA 1, 1218; 2, 564, 1190.
45. T. Ahlburn, etc., MA 2, 392; Met A 2, 151282; 3, 330859.
46. M. Car dona, etc., MA 1, 1841.
47. К. М. Ghanekar, .etc., Ma 2, 564.
48. Y. A. Ugai, etc., Met A 1, 150049.
48b N. N. Sirota, etc. (Я. H. Сирота и др.), Met A 6, 320634.
48c. Y. Agaev, etc. Met A 6, 330440.
48d. N. J. Shevchik, etc., CA 78, 63937s.
49. M. Cardona, etc., Met A 2, 150726; 3, 330008, 151129; 6, 151433.
50. /. E. Johnson, MA 1, 699.
51. M. S. Mirgaloskaya, etc. (Af. С. Миргаловская и др.), МА 2, 648.
52. A. A. Pavlyuk, etc. (А. А. Павлюк и др.), Met A 2, 20190, 210578.
53. D. N. Khudokormov, etc. (Д. Н. Худокормов и др.), Met A 5, 120160.
54. 5. /. Novikova, etc. (С. И. Новикова и др.), ЛММА 31, 495.
55. К. Е. Mironov, etc. (К. Е. Миронов и др.), Met A 1, 110430.
56. L. S. Milevsky, etc., Met A 3, 130585.
57. D. I. Bole], etc., JIMMA 28, 860.
58. M. S. Mirgalovskaya, etc. (Af. С. Миргаловская и др.), ЛММА 32, 63.
59. F. Sauerwald, JIM 29, 625; 30, 492.
60. A. W. Smith, JIM 29, 647; 32, 516.
61. Л. M. Korolkov (A. M. Корольков), JIMMA 24, 673; 28, 713.
62. H. Schirmeister, JIM 16, 239.
63. T. Morinaga, JIMMA 6, 45; 7, 469.
64. D. P. Chatterjee, JIMMA 19, 177.
65. Af. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.), МА 1, 254.
66. W. Kronig, JIM 47, 579.
67. P. Z. Fischer, JIMMA 5, 802.
68. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 17, 439.
69. A. I. Golubev, etc. (В. И. Голубев и др.), JIMMA 32, 1151; Met A 1, 350257.
70. L. E. Tsygankova, etc. (Л. Е. Цыганкова и др.), МА 2, 915.
71. G. Tammann, etc., JIMMA 3, 6.
72. H. G. Bowen, Jr., JIMMA 16, 11.
73. К. Н. Hardy, JIMMA 18, 163.
74. /. E. Lyttle, etc., Met A 4, 120968.
75. N. Grado, etc., Met A 5, 120343.
76. P. A. Thackery, etc., Met A 5, 120727.
77. P. P. Kuzmenko, etc. (Я. Я. Кузьменко и да.). JIMMA 31, 501.
Al - Sc
Согласно первой опубликованной диаграмме [1], со стороны алюминия
протекает перитектическое превращение JK+ScAl3-^Al при 665°С, а ра-
растворимость скандия в твердом алюминии при комнатной температуре (!)
равна 0,83%. В соответствии с более достоверной диаграммой [2], проис-
происходит эвтектическое превращение )K-^Al+ScAl3 при 655°С, эвтектическая
точка отвечает 0,5—0,6% Sc, растворимость скандия в твердом состоянии
равна 0,27% при 655°С, 0,20% при 627аС и 0,07% при 527°С.
В равновесии с алюминиевым твердым раствором находится фаза
ScAl3 C5,7% Sc), которая образуется по перитектической реакции при
1427°С с участием соединения ScAl2 [1]. Для ScAl3 характерна кубическая
решетка (пространственная группа РпгЗпг, 4 атома в элементарной ячейке)
с параметром а = 4,106 А [3, 41; #м=2550 МН/м2 [1]. Описана электрон-
электронная структура соединений [5, 6], другие более богатые скандием фазы [7, 8].
141

Присадки скандия увеличивают прочность сплавов, но при повышенных
температурах происходит быстрое разупрочнение, и при 327°С свойства
данных сплавов и алюминия очень близки [1]. Скандий служит прекрасным
модификатором алюминия [9].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. P. Naumkin, etc. (О. П. Наумкин и др.), МА 1, 161.
2. М. Е. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 6, 110989.
3. V. A. Podergin (В. А. Подергин), МА 1, 1809.
4. О. /. Zalutskaya, etc. (О. И. Залуцкая и др.), Met A 2, 110423.
5. V. I. Chechernikov, etc. (В. И. Чечерников и др.), Met A 1, 151312.
6. С. Berthier, etc., Met A 6, 152078.
7. Elliott, 1965.
8. Shunk, 1969.
9. G. V. Samsonov, etc. (Г. В. Самсонов и др.), JIMMA 32, 393; MA 2, 325.
Al - Se
Предложено использовать селен так же, как бром, ртуть и другие
элементы, для модифицирования сплавов Al—Si [1]; некоторый промыш-
промышленный интерес могут представлять электронные свойства соединения Al2Se3.
Со стороны алюминия наблюдается эвтектическая реакция Ж~>А1+
+Al2Se3 при температуре, близкой к 660°С, точка эвтектики расположена
при концентрации селена < 0,1% [21 (рис. 52). Первоначально считали, что
э, % (am.)
20 30
327
20 40 60
Ser%(no'массеJ
Рис. 52. Диаграмма состояния Al—Se
80
Se
решетка соединения Al2Se3 (81,6% Se) гексагональная [3], однако сейчас
установлено, что она относится к моноклинной системе (пространственная
о
группа Сс, 20 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а= 11,68 А,
6 = 6,733 А, с = 7,239 А; Р= 121,12°. Плотность соединения у=3,910 г/см3
[4], теплота образования 050 кДж/моль [3], точка плавления >927°С [5];
оно проявляет свойства полупроводников. Исследовано удельное электро-
электросопротивление тонких пленок [6]. Имеются сведения о существовании сое-
соединения Ai2Se, которое устойчиво только в парообразном состоянии [71.
Термодинамические данные о соединениях приведены в работах [8, 9].
Сплавы Al—Se во влажном воздухе превращаются в порошок [2].
142

СПИСОК ЛИТЕРАТУР^
1. Anon., JIMMA 2, 147.
2. М. Chikashige, etc., JIM 19, 251.
3. A. Schneider, etc., JIMMA 23, 281.
4. G. A. Steigmann, MA 2, 809. \
5. V. P. Mushinsky (В. П. Мушинский), JIMMA 27, 493, 717.
6. 5. /. Konyaev, etc. (С. И. Коняев к др.), Met A 2, 330375.
7. W7. Klemm, etc., Z. Anorg. Chem., 1948, Bd 255, S. 287.
8. P. /. Ficalora, etc., Met A 1, 340361.
9. О. М. Uy, etc., Met A 4, 151643.
Al - Si
Кремний — вторая наиболее распространенная примесь алюминия, вно-
вносимая из кремнезема или силикатов, имеющихся в бокситах. Он также
является одной из легирующих добавок алюминиевых сплавов, повышаю-
повышающих их жидкотекучесть при литье и сварке и способствующих жаро-
жаропрочности.
Диаграмма состояния Al—Si относится к эвтектическому типу — в рав-
равновесии находятся твердый раствор кремния в алюминии и твердый
раствор алюминия в кремнии (рис. 53). Сообщается о тенденции образо-
образования кластеров в жидком состоянии [1—2].
20
Si; %(am.J
40 60
80
mo
woo
600
t,°c
1127
727
327
AL
2д
80
40 60
Si t % (па массе)
Рис. 53. Диаграмма состояния Al—Si
Растворимость кремния в твердом алюминии приведена ниже [2 Ь—6]:
Температура, °С . . 577 552 527 477 427 377 327 277 227
Растворимость Si в А1:
% (по массе) . .1,65 1,30 1,10 0,70 0,45 0,25 0,10 0,04 0,01
% (ат.) .... 1,58 1,25 1,05 0,67 0,44 0,24 0,10 0,04 0,01
Быстрое охлаждение из жидкого состояния повышает растворимость
кремния до 16% [7—9] и смещает эвтектическую точку до 17% Si l[10].
143

Данные о растворимости алюминия в кремнии в твердом состоянии несколь-
несколько противоречивы; она составляет от 0,01% при 1327°С до 1,2% при 997°С
[11-—J7]. В основном принята эвтектическая температура 577°С (или
576,8°С), однако состав эвтектической точки колеблется от 11,7 до
14,5% Si [3]; наиболее вероятное значение 12,5% Si [18—21]. Данные о
структуре эвтектики и модифицировании приведены в системе алюминий —
натрий — фосфор — кремний.
Фаза Si имеет кубическую решетку алмаза (пространственная группа
Fd3m, 8 атомов в элементарной ячейке) с параметром а=5,4285 А, если
она находится в равновесии с алюминием [22]; у = 2,6 г/см3, HV 8700—
13500 МН/м2 [23—25], последняя постоянна до 327°С и уменьшается до
3000 МН/м2 при 627°С [26]. При температуре ниже 627°С имеет место
очень небольшая деформация в кремнии и вследствие этого разрушение на
границе раздела между алюминием и крупными частицами кремния [27, 28].
Давление порядка 3 ГН/м2 смещает эвтектическую точку до концентра-
концентрации выше 25% Si, повышает эвтектическую температуру до 1027°С и уве-
увеличивает предельную растворимость кремния до 7% [29—30]. Структура
сплавов вблизи эвтектического состава зависит в большей степени от ско-
скорости охлаждения, чем от содержания кремния: быстрое охлаждение спо-
способствует образованию первичного кремния, медленное увеличивает
количество эвтектики [31, 32]. Сообщается об эпитаксиальном росте крем-
кремния по плоскостям алюминия (НО) и A11), а не по плоскости A00) [33].
Исследованы структуры, полученные направленной кристаллизацией {ЗЗЬ,
34], влияние на них меди и железа [34 Ь] и рост кремния на алюминиевой
подложке [34 с].
Параметр решетки а уменьшается линейно, достигая 4,0478 А при
о
1 % Si [35, 36] и 4,0365 А при 11% Si (в случае охлаждения методом на-
брызгивания на металлическую подложку) [7]. Плотность несколько уве-
увеличивается до 2,705 г/см3, соответствуя сплаву с 1,2% Si (если кремний
входит в твердый раствор), а затем уменьшается до 2,670 г/см3 при 10% Si.
В отожженных сплавах это снижение носит линейный характер; при 10% Si
Y=2,655 г/см3, а при 15% Si 2,630 г/см3 [37—39]. Температурный коэф-
коэффициент линейного расширения заметно снижается: уменьшение более резкое,
чем при линейной зависимости; в интервале 27—327°С а=25-10-6 м/(м-К)
при 10% Si и 12-10 м/(м-К) при 4Qi% Si [при J25-10-6 м/(м-К) для чисто-
чистого алюминия]. Подобное снижение характерно и для коэффициентов, соот-
соответствующих другим температурным интервалам [40—43]. Из-за различия
в величинах коэффициентов линейного расширения в двухфазных сплавах
возникают термические напряжения, которые могут превышать предел те-
текучести [44—46] и приводить к разрушениям вследствие термической
усталости [47].
Изменение объема при кристаллизации по мере увеличения содержания
кремния снижается линейно и прекращается при 25% Si. Вязкость при по-
постоянной температуре растет, достигая максимума в сплаве, отвечающем
предельной растворимости Si A,65%), а затем снижается (даже для соста-
составов за эвтектической точкой), несмотря на рост температуры ликвидуса
[48—56]. Поведение сплавов, содержащих натрий, аналогично, но они
имеют значительно большую вязкость (до 40 раз), максимальные значения
которой соответствуют идеальной модифицированной структуре [52, 57,
57 Ь]. Ультразвук и другие виды вибрации увеличивают жидкотекучесть
[58]. Термодинамические характеристики описаны в работах [59—63]. До-
Добавки кремния не влияют заметно на поверхностное натяжение алюминия
[57 Ь, 64—67]. Изучены энергии у межфазных границ А1 и Si в твердом
состоянии [68]. Теплопроводность при легировании кремнием снижается
примерно на 20—30% [69—73]. Число Лоренца у сплава с 20% Si состав-
составляет 3,3-10~8 Вт-Ом/град2 при —186°С, увеличиваясь до 3,46-10~8 ВтХ
ХОм/град2 при 227°С. Тепловое излучение зависит в большей степени от
состояния поверхности, чем от состава, и снижается с увеличением темпе-
температуры ввиду утолщения окисной пленки ([73Ь].
144

800
Удельное электросопротивление увеличивается линейно до значения
3,7—3,8-Ю~8 Омм, соответствующего предельной концентрации кремния
[74—82] для закаленного состояния, до 2,92-10~8 Ом-м для отожженного
состояния [83], а затем до 5,8-10~8 Ом-м для сплава с 20% Si. Удельное
электросопротивление в жидком состоянии при 727°С быстро растет до
максимума 32—33-10~8 Ом-м при 2—5% Si, затем падает до минимума
27-Ю-8 Ом-м при 7% Si и вновь поднимается до 40-Ю"8 Ом-м при
10% Si [84—85]. В доэвтектических сплавах кривые зависимости электро-
электросопротивления от температуры имеют разрывы у линий солидуса и ликви-
ликвидуса [86]. Температурный коэффициент электросопротивления медленно
уменьшается до 3,2-10~12 Ом-м/К, соответствуя сплаву с 80% Si [87].
Магнитная восприимчивость несколько снижается до 15-10 мм3/моль; от-
отвечая 1V55% Si {88, 89]. Магнитоакустические эффекты рассмотрены в ра-
работе [90]. Постоянная Холла при 527°С сплава с 0,59% Si составляет
—3,44-Ю-11 м3/°С [82]. Т.э.д.с. равна ~20—ЗО-Ю"8 В/°С [91—93]
вплоть до 40—50% Si, после чего она
быстро увеличивается [87]. Сообщается
о воспламеняемости порошков [94].
Твердость по Виккерсу растет почти
линейно, достигая 500—700 МН/м2 при
15% Si [32, 69, 95, 96] и 1000 МН/м2
при 60% Si [87]. Механические
свойства бинарных сплавов в мень-
меньшей степени зависят от состава,
чем от распределения и формы кристал-
кристаллов кремния. Небольшие, округлые,
равномерно распределенные частицы
(эвтектические или избыточные) приво-
приводят к высокой пластичности и относи-
относительно высокой прочности; граненые
игольчатые кристаллы несколько повы-
повышают прочность, но существенно сни*
жают пластичность, сопротивление уда-
удару и усталости. Разрушение возникает
около частиц кремния, после чего дефор-
деформируется матрица [97]. Можно повы-
повысить прочность на 60—70% с помощью
электроннолучевой плавки и последую-
последующей быстрой кристаллизации [98]. На
рис. 54 показано изменение свойств в
зависимости от содержания кремния.
Более детально этот вопрос рассмотрен
в ч. II. Закалка мало влияет на
свойства: наблюдается некоторый при-
прирост прочности, но меньший, чем в
результате холодной деформации [99—105]. Сплавы Al—Si очень быстро
разупрочняются с увеличением температуры. Удлинение достигает максиму-
максимума примерно при температуре солидуса и потом быстро снижается [106,
107]. Увеличение модуля упругости носит линейный характер, при 30% Si
он равен 90 ГН/м2. Не наблюдается различия в модуле упругости модифи-
модифицированных и немодифицированных сплавов [38,108—111]. Скорость ульт-
ультразвука немного увеличивается [38], а демпфирующая способность умень-
уменьшается по мере роста содержания кремния [111b, 112].
Увеличение сопротивления ползучести с увеличением концентрации крем-
кремния несущественное [113—115]; вместе с тем важное значение имеет исход-
исходная структура и чистота сплавов [116, 117]. Энергия активации ползучести
в интервале 227—327°С составляет 1,55 эВ [118]. Сопротивление усталости
низкое, особенно при наличии первичных кристаллов кремния или если он
находится в немодифицированной форме. Подробно этот вопрос освещен в
ч. II. В сплавах с 1 % Si и менее наибольшее сопротивление усталости соот-
20
Si, % (по массе)
Рис. 54. Механические свойства спла-
сплавов Al—Si в зависимости от содержа-
содержания кремния
145

ветствует закаленному состоянию; искусственное старение увеличивает
предел прочности, но уменьшает усталостную прочность [118 Ь].
Электродный потенциал кремния составляет —0,26 В, а у сплава с
1% Si (входящего в твердый раствор) —0,81В при потенциале алюминия
—0,85 В [119—120 Ь]. Большое различие в потенциалах этих двух фаз
должно приводить к быстрой коррозии. Однако кремний инертен в боль-
большинстве коррозионных сред, поэтому сопротивление коррозии сплавов
с кремнием одинаковое или лучшее, чем у алюминия [121—134], хотя
имеются данные {135, 136], что в ряде щелочных растворов может проис-
происходить небольшое снижение коррозионной стойкости. Согласно данным [137,
138], небольшое количество кремния в твердом растворе снижает химиче-
химическую активность сплава более интенсивно, чем то же количество кремния,
присутствующего в виде вторичной фазы. При сернокислотном анодировании
кремний покрывается тонкой пленкой окиси, и дальнейшая реакция не про-
происходит [139—141].
Кремний практически не оказывает модифицирующего действия при
кристаллизации алюминия [142, 143], но заметно влияет на горячеломкость
при литье и сварке. Горячеломкость достигает максимума при концентра-
концентрации, отвечающей пределу растворимости в твердом состоянии в области
максимального интервала между солидусом и ликвидусом. Далее она
снижается до минимума при эвтектическом составе [106, 107, 144—148].
Данные о неравновесной кристаллизации и ликвации приведены в работах
[148—155]. Сообщается [156], что иод и ртуть уменьшают ликвацию пер-
первичных кристаллов кремния.
Кремний снижает пластичность алюминия. Выше 427°С сплавы сверх-
сверхпластичны [26, 156 Ь, 157]. Это явление, вероятно, связано со сфероидиза-
цией и коагуляцией кремния, которые наблюдаются при повышенных тем-
температурах [158, 159]. Данные о влиянии кремния на рекристаллизацию
различны [159—162J, по-видимому, по причине его взаимодействия с другими
элементами. Взаимодействие кремния с дефектами решетки описано в рабо-
работах [152, 163—166], деформационное разупрочнение — в работе [1671 и де-
деформационное упрочнение — в работе [167 Ь].
Диффузия кремния в алюминии при 527°С протекает очень медленно
[168]. Магний существенно замедляет диффузию кремния, другие элементы
оказывают небольшое влияние [169, 170]. Диффузия вдоль дислокаций
происходит очень быстро, ее энергия активации составляет 0,85 эВ [170 Ь]
(в целом Q= 1,3-7-1,6 эВ). Константы диффузии кремния в жидком алюми-
алюминии следующие: ZH=0,22-10"" см2/с или 2,08-10~3 см2/с и Q=0,55 эВ или
0,22 эВ [18, 171—175]. Радиоактивное облучение усиливает диффузию алю-
алюминия в кремнии [176].
При старении из-за большого несоответствия между выделениями и мат-
матрицей очень рано теряется когерентность, и упрочняющий эффект невелик.
Высокие температуры закалки и скорости охлаждения приводят к опреде-
определенному ускорению ранних стадий старения и измельчению выделений
[177—180]; но сплавы, закаленные из жидкого состояния, старятся замедлен-
замедленно [180 Ь]. Нерастворенные частицы кремния влияют незначительно или не
влияют совсем на процесс старения i[181]. Зоны ГП, образовавшиеся на
кластерах из избыточных вакансий [182—184], мало растут по достижении
диаметра 15—20 А; после этого они заменяются пластинчатыми выделения-
выделениями в плоскостях матрицы A11) или A00) [185] или округлыми беспоря-
беспорядочно ориентированными выделениями [186, 187]. Дислокации, которые на
ранних стадиях проходят через когерентные зоны, теперь огибают их [188].
Параметр решетки непрерывно растет по мере старения, причем тем быстрее,
чем выше температура; при повышенных температурах возможно превышение
равновесной величины, после чего решетка сжимается до значения, отве-
отвечающего равновесному состоянию [7]. Почти такой же характер претерпе-
претерпевает изменение длины [177, 189, 190]. Удельное электросопротивление
изменяется от 3,7-10~8 Ом-м для закаленного сплава с 1,2% Si до ЗХ
XIО""8 Ом-м для полностью состаренного сплава по режиму: 227°С, 20 ч
или 327°С, 10 мин [105, 191]. Максимумы твердости и предела прочности
146

совпадают: после старения при 227°С в течение 5 ч НV=400-4-500 МН/м2,
ав = 180-4-200 МН/м2, а после старения при 427°С в течение 1 мин HV=
= 350 МН/м2 [102, 105]. Поведение термоэлектродвижущей силы очень
близко к поведению удельного электросопротивления [105]. Внутреннее
трение достигает максимума в процессе распада твердого раствора [1041.
Коррозионная стойкость самая высокая в свежезакаленном состоянии [137]
и самая плохая в состоянии наивысшей твердости, что соответствует струк-
структуре с максимальной дисперсностью выделений [102]. Энергия активации,
отвечающая указанному изменению свойств, составляет 1,2—1,3 эВ и очень
близка к величине энергии активации диффузии, равной 1,3 эВ [105, 187].
Влияние содержания кремния, скорости охлаждения при закалке, холодной
деформации на процесс старения обычное: чем выше содержание кремния,
выше скорость закалки и больше искажение решетки в результате дефор-
деформации, тем быстрее протекает процесс старения [101, 177—178, 190, 192—
194]. Старение тонких пленок, полученных испарением, описано в работе
[170 Ь]. Добавки лантана существенно не влияют на процесс старения [195].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Af. Kuznetsov, etc. (Г. Af. Кузнецов и др.), Met A 5, 120438.
lb. М. Singh, etc., Met A 6, 120803.
lc. V. М. Klanichka, Met A 6, 110733.
2. V. A. Izmailov, etc. (В. А. Измайлов и др.), Met A 5, 120437.
2b. Elliott, 1965.
2c. Shunk, 1969.
3. Hansen, 1958.
4. E. Kovacs — Csetenyi, etc., MA 2, 858.
5. Af. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 1, 110237.
6. L . L. Myasnikov, etc. (Л. Л. Мясников и др.), MA 1, 1575; 2, 1384.
7. Af. Itagaki,etc, Met A 1, 120931.
7b. 5. K. Bose, etc., WAA 7, 530089.
8. A. K. Kushnereva, etc., Met A 3, 121221; 4, 110268.
8b. С Suryanarayana, Met A 4, 121372.
9. P. H. Shingu, etc., Met A 6, 110885.
10. /. Miura, etc., Met A 4, 140062.
11. V. Af. Glazov, etc. (В. M. Глазов и др.), JIMMA 28, 954.
12. V. Af. Kozlovskaya, etc. (B. Af. Козловская и др.), «Известия АН СССР, серия
Механика твердого тела», 1962, № 3, с. 2434.
13. N. К Abrikosov, etc. (Н. К. Абрикосов и др.), ЛММА 31, 97.
14. V. Gottardi, JIMMA 25, 776.
15. R. С. Miller, etc., JIMMA 25, 327.
16. D. Navon, etc., JIMMA 25, 659.
17. V. N. Lozovsky, etc. (В. Н. Лозовский и др.), Met A 1, 110363.
18. С. М. Craighead, etc., JIMMA 22, 924.
19. L. A. Willey, JIMMA 23, 1035.
20. R. A. Meussner, JIMMA 27, 533.
21. O. Berthon, etc., Met A 2, 151333.
22. G. Phragmen, J. Inst. Metals, 1950/51, v. 77, p. 489.
23. F. Schultz, etc., JIMMA 10, 361.
24. D. Gualandi, etc., JIMMA 22, 145.
25. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
26. E. R. Petty, JIMMA 30, 717.
27. A. Gangulee, etc., JIMMA 32, 881.
28. E. Mencarelli, etc., MA 1, 174.
29. G. Welter, JIM 47, 573.
29b. A. Y. Shinyaev, etc. (A. #. Шиняев и др.), Met A 6, 110453.
30. /. Fujishiro, etc., Met A 5, 110360.
31. Y. Serita, etc., Met A 3, 110518.
32. P. A. Parkhutik, etc. (П. А. Пархутик и др.), Met A 4, 311504, 510614.
33. F. Jona, Met A 4, 151789.
33b. S. V. Kapustnikova, etc. (С. В. Капустникова и др.), Met A 6, 121224.
34. G. Zwilling, etc., Met A 5, 121112.
34b. /. Miura, etc., Met A 6, 120841, 311981.
34c. H. Sankur, etc., Met A 6, 120729.
35. H. J. Axon, ets., JIMMA 16, 121.
36. A. P. Gulyaev, etc. (А. П. Гуляев и др.), СА 44, 9207.
37. D. E. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
38. L. L. Rokhlin (Л. Л. Рохлин), Met A 3, 320068, 320147.
39. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
40. A. A. Fahmy, etc., Met A 4, 320491.
41. W. Hume — Rothery, etc., JIMMA 16, 632.
42. P. Hidnert, etc., JIMMA 20, 331.
42b. /. Burke, etc., Met A 3, 151355.
43. H. Af. Skelly, etc., Metal Progr., 1968, v. 94, № 5, p. Й03.
147

44. /. P. Nielsen, etc., JIMMA 18, 513.
45. C. T. Liu, etc., MA 1, 1367.
46. W. Epprecht, Met A 1, 130269.
47. N. Iguchi, etc., Met A 4, 320653.
48. D. Saito, etc., JIM 53, 435.
49. E. V. Polyak, etc. (?. В. Поляк и др.), JIMMA 8, 129; 10, 201.
50. W. Sicha, etc., JIMMA 17, 207.
51. V. Kondic, etc., JIMMA 17, 852.
52. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 20, 237.
53. E. Gebhardt, etc., JIMMA 28, 24.
54. Af. R. Sheshradri, etc., MA 2, 125.
55. /. Vignau, Met A 1, 320459, 510551.
56. F. Lihl, etc., Met A 1, 320376; 2, 320759.
57. G. V. Akimov (Г. В. Акимов), JIMMA 14, 44.
57b. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615, 510643.
58. G. Angelov, Met A 2, 510728.
59. Af. Genot, JIMMA 28, 717.
60. 5. Engler, CA 57, 7986d.
60b. V. A. Izmailov (В. А. Измайлов), Met A 6, 110055.
61. /. C. Mathieu, etc., Met A 1, 151233, 151237.
62. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 4, 151087; 5, 150408; 6, 151592.
63. 5. Т. Rostovtsev, etc. (С. Т. Ростовцев и др.), Met A 4, 151097.
64. A. M. Korolkov (A. M. Корольков), JIMMA 24, 673; 28, 713.
65. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
66. W. L. Davies, etc., JIMMA 31, 629, 827.
67. P. Bastian, JIMMA 7, 200; 10, 43; 12, 143, 395.
68. A. I. Vilyak, Met A 5, 320727.
69. L. Guillet, JIM 31, 515; 34, 420.
70. W. Mannchen, JIM 50, 10, 425.
71. G. Euringer, etc., JIMMA 2, 462; 4, 44.
72. W. Bungardt, etc., JIMMA 18, 503; 20, 129.
73. R. W. Powell, etc., MA 2, 243; Met A 1, 720082; 2, 320152, 720046; 4, 320153, 320170,
720030.
73b. E. Schmidt, JIM 47, 1.
74. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
75. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
76. Af. Bosshard, etc., JIMMA 5, 105.
77. T. Morinaga, JIMMA 6, 45; 7, 469.
78. W. Syz, JIMMA 23, 215.
79. H. Zoller, JIMMA 25, 130.
80. K. R. V ass el, JIMMA 25, 897.
81. Af. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
82. Т. Matsuda, etc., MA 2, 250.
83. H. Bohner, Z. Metallkunde, 1927, Bd 19, S. 288.
84. A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), «Известия АН СССР, серия Ме-
Металлургия и топливо», 1962, № 4, с. 49.
84b. A. V. Romanov, etc. (А. В. Романов и др.), Met A 6, 332111.
85. L. A. Koledov (Л. А. Коледов), JIMMA 31, 886.
86. G. V. Samsonov, etc. (Г. В. Самсонов и др.), Met A 3, 330635.
87. W. Broniewski, etc., JIM 53, 10, 490.
88. Н. Т. Blythe, etc., MA 1, 561.
89. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
90. L. L. Myasnikov, etc. (Л. Л. Мясников и др.), Met A 1, 320166.
91. /. Galibourg, JIM 35, 516.
92. A. Durer, JIMMA 8, 294.
93. C. Crussard, etc., JIMMA 15, 561; 16, 5, 466.
94. V. G. Poyarkov, etc. (В. Г. Поярков и др.), Met A 3, 540372.
95. /. D. Grogan, CA 20, 3423.
96. R. S. Archer, etc., JIM 35, 539; 37, 453; 38, 411.
97. /. Gurland, etc., WAA 7, 610039.
98. B. Low, etc., Met A 4, 121450.
99. R. S. Archer, etc., JIM 38, 411; 41, 439; 42, 437.
100. A. von Zeerleder, etc., JIM 39, 608.
101. Af. /. Zakharova (M. И. Захарова), JIMMA 2, 570, 671.
102. W. Helling, JIMMA 4, 138.
103. H. Schiek, etc., JIMMA 5, 525.
104. У. Kidani, etc., JIMMA 7, 472.
105. W. Koster, etc., JIMMA 23, 180.
106. A. R. E. Singer, etc., JIMMA 15, 264.
107. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 16, 702; 17, 425, 800.
108. W. Koster, Z. Metallkunde, 1940, Bd 32, S. 282.
109. N. Dudzinski, etc., JIMMA 16, 701.
110. C. Mascre, etc., JIMMA 26, 1021.
111. /. Arima, etc., Met A 4, 311913.
1Mb. T. Federighi, JIMMA 25, 897.
112. M. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 5, 310685.
113. К. Wellinger, etc., JIMMA 19, 578; 20, 817.
114. H. H. Bleakney, JIMMA 31, 349.
115. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265, 775.
148

116. R. Chevigny, etc., JIMMA 17, 334.
117. V. A. Mirzoeva (В. А. Мирзоева), Met A 3, 311749.
118. T. Endo, etc., Met A 2, 311427; 3, 310375.
118b. L. P. Karjalainen, С А 78, 7087c.
119. G. B. Clark, etc., JIMMA 10, 182; 11, 371; 15, 516.
120. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
120b. K. Ahmad, Met A 6, 330495.
121. G. Tammann, etc., JIM 50, 740.
122. M. Straumanis, JIMMA 5, 155.
123. E. Kuhnrich, JIMMA 5, 277, 486.
124. R. Gadeau, JIMMA 6, 462.
125. B. I. Rimmer, etc., JIMMA 10, 177.
126. R. Schnell, JIMMA 17, 481.
127. /. M. Bryan, JIMMA 20, 637.
128. G. Missier, JIMMA 19, 625.
129. H. Kostron, JIMMA 20, 706.
130. P. Brenner, etc., JIMMA 24, 101.
131. G. Ito, JIMMA 27, 105.
132. M. Kawasaki, etc., JIMMA 29, 159, 236.
133. O. P. Aurora, etc., JIMMA 30, 465.
134. K. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
135. A. Von Zeerleder, etc., JIMMA 5, 461, 565; 7, 164.
136. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 17, 439.
137. H. Rohrig, etc., JIM 33, 295.
138. E. Maass, JIM 38, 434; 39, 509.
139. H. Ginsberg, JIMMA 27, 484.
140. N. D. Tomashov, etc. (Я. Д. Томашов), Met A 1, 340142.
141. /. Cote, etc., Met A 3, 570372.
142. F. Lihl, etc., JIMMA 29, 140.
143. 5. Terai, JIMMA 30, 399, 877.
144. /. Vero, JIMMA 5, 678.
145. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 10, 346; 13, 288, 347, 351, 367.
146. 5. V. Avakayan, etc. (С. В. Авакян и др.), JIMMA 21, 686.
147. С. Mascre, JIMMA 25, 290.
148. R. A. Bakhtiarov (P. А. Бахтиаров), JIMMA 28, 286, 287.
149. A. M. Kats, MA 1, 1820; 2, 167.
150. M. Ibaraki, etc., MA 2, 488, 1529.
151. S. Oya, etc., Met A 1, 120701.
152. D. E. Ovsienko, etc. (Д. Е. Овсиенко и др.), Met A 1, 120048, 130918.
153. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 1, 110359.
154. К. Kobayashi, etc., Met A 4, 310132, 120077.
155. L. S. Ball, etc., Met A 4, 120466.
156. Anon., JIMMA 2, 147.
156b. A. S. Tikhonov (А. С. Тихонов), Met A 6, 310110, 311427.
157. A. A. Presnyakov, etc. (А. А. Пресняков и др.), JIMMA 27, 93.
158. H. Rohrig, etc., JIMMA 8, 292.
159. W. Timmerhoff, etc., JIMMA 9, 222; 10, 366.
159b. N. Kawashima, etc., JIMMA 20, 406; 22, 1165.
160. E. Kratz., JIMMA 5, 33.
161. /. C. Blade, JIMMA 25, 513; 26, 921; 27, 559; 28, 499.
162. M. Sundberg, etc., Met A 4, 121045.
163. 5. Ceresara, etc., MA 1, 1057.
164. B. Sprusil, etc., Met A 1, 130074.
165. K. D. Prince, etc., Met A 2, 140239.
166. A. Hegazi, etc., Met A 2, 130763.
167. S. Terai, etc., JIMMA 32, 793, 831.
167b. K. Matsuura, etc., Met A 6, 140496.
168. C. Schaarwachter, JIM 53, 695.
169. H. R. Freche, JIMMA 3, 296, 649.
170. W. Roth, JIMMA 28, 929
170b. G. J. van Gurp, Met A 6, 140429.
171. K. Uemura, JIMMA 6, 137; 8, 81.
172. /. H. Werniek, JIMMA 24, 956.
173. M. Kosaka, etc., Met A 2, 130959.
174. A. I. Udyanskaya, Met A 1, 120836.
175. M. Petrescu, Met A 3, 121211, 130628.
176. T. Itoh, etc., Met A 3, 160185.
177. L. K. letter, etc., JIMMA 10, 45, 383.
178. R. D. Barer, etc., JIMMA 17, 158.
179. H. Bohm, JIMMA 31, 481.
179b. M. F. Komarova, etc. (M. Ф. Комарова и др.), Met A 7, 140129.
180. W. Koster, etc., MA 2, 1542.
180b. S. С Agarwal, etc., CA 79, 8790j.
181. Af. V. Heimandahl, Met A 1, 140144.
182. A. Saulnier, JIMMA 28, 859.
183. E. Ozawa, etc., Met A 4, 140067; 5, 130339.
184. G. W. Lorimer, Met A 4, 120998.
185. H. Nishimura, etc., JIMMA 22, 291.
186. R. E. Marburger, etc., JIMMA 26, 28.
149

187. H. S. Rosenbaum, etc., JIMMA 26, 536; 27, 507.
188. M. Nemoto, etc., MA 1, 1170, 1171.
189. P. Chevenard, etc., JIM 44, 487.
190. H. Jolivet, etc., JIMMA 19, 16, 108.
И». Q- /v van Gurp, Met A 5, 140619.
192. N. N. Buinov, etc. (#. H. Буйное и др.), JIMMA 21, 604, 605; Met A 6, 140462.
193. K. Nishino, JIMMA 32, 534.
194. C. Renon, etc., Met A 4, 140178.
195. W. Kroll, JIM 36, 432.
Al — Sm
Co стороны алюминия образуется эвтектика между Al и SmAl3 при
633°С и 15% Sm. При высокой температуре также присутствует фаза SmAl4>
которая распадается на SmAl3 и жидкость при охлаждении ниже 1077°С
fl, 2] (рис. 55). Предполагается, что растворимость самария в твердом
алюминии мала (<0,10%). Соединение SmAl4 E8,1% Sm) имеет две ал-
аллотропические модификации. Модификации a (SmAl4) свойственна объемно-
центрированная тетрагональная решетка (пространственная группа 14/ттт,
о о
10 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=4,28 А, с=9,90 А; она
изоморфна соединению ВаА14. Решетка модификации р (SmAl4) орторомби-
ческая (пространственная группа Imma, 20 атомов в элементарной ячейке)
о о о
с параметрами а=4,44 А, 6 = 6,38 А, с= 13,62 А; соединение изоморфно
соединению UA14 A]; по-видимому, модификация p(SmAl4) метастабильна
[2]. Решетка соединения SmAl3 F4,9% Sm) гексагональная (пространствен-
(пространственная группа Рбз/mmc, 8 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=
= 6,35—6,38 А, с=4,57~4,597 А [3, 4]; y=4,730-^4,810 г/см3 [5].
Данные о сплавах, богатых самарием, приведены в работах [6, 7].
Т.К
N00
$mt°/o (am.)
10
20
W00
600
t;c
-1227° С
-SmAl4+SmAl2
1127
SmAl3+SmAl2
- 727
527
20
40
o массе)
60
Рис. 55. Диаграмма состояния Al—Sm
150

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. Casteels, Met A 1, 110033.
2. К .Н. J. Buschow, etc., MA 1, 641, 1017; Met A 1, 110032.
3. A. Iandelli, JIMMA 27 178.
4. /. H. N. Van Vucht, etc., Philips Res. Rep., 1964, v. 1964, 19, p. 319.
5. V. A. Podergin (В. А. Подергин), MA 1, 1809.
6. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
7. Shunk, 1969.
Al - Sn
Олово относится к второстепенным легирующим добавкам алюминиевых
сплавов: вначале его вводили для повышения жидкотекучести литейных
сплавов; в настоящее время добавляют в сплавы для изготовления под-
подшипников.
Точка эвтектики B28—229°С и 99,5% Sn) очень близка к стороне олова
и его температуре плавления (рис. 56). Растворимость олова в твердом
Al
20
40 ВО
$n,%fno массе)
Sn
Рис. 56. Диаграмма состояния Al—Sn
алюминии составляет 0,10% при ~627°С, снижаясь, вероятно, до 0,05—
0,07% при эвтектической температуре и до намного меньших значений при
более низких температурах [4—6]. Методом закалки из жидкого состояния
удается ввести в твердый раствор до 1 % Sn, а способом осаждения из па-
парообразного состояния — до 5% Sn [7]. В жидких расплавах атомы олова
склонны к образованию кластеров [8—10]. Приводятся данные о термоди-
термодинамических свойствах сплавов [11—22], электролизе жидких расплавов
[23], зародышеобразовании [24—27], ликвации при кристаллизации и форме
первичных кристаллов [28—32].
о
Параметр решетки растет до 4,0498 А при 0,098% Sn [4, 33] и до
о
4,050 А для закаленного сплава с 1,1% Sn в твердом растворе [33 Ь]. Каж-
Каждые 0,1% Sn увеличивают плотность на ~0,06% [34, 35]. Удельная тепло-
теплоемкость сплава в жидком состоянии быстро увеличивается, достигая мак-
151

симума 37 кДж/моль при ~20% Sn, а затем резко снижается до величины
28 кДж/моль, соответствующей удельной теплоемкости чистого олова [21]..
Поверхностное натяжение на границе раздела жидкость — газ, а также от-
отношение натяжения на границе раздела твердая фаза — жидкость к натя-
натяжению на границе раздела твердая фаза — твердая фаза понижаются, что
оказывает влияние на форму фазовых составляющих [36—40]. Жидкотеку-
честь сильно снижается [41], наблюдается уменьшение электропроводности
[42—44]. Температурный коэффициент электросопротивления быстро падает
до минимума, равного 2,5-10~12 Ом-м/К при 10% Sn, а затем медленно
растет до величины 3,4-10~12 Ом-м/К, отвечающей температурному коэф-
коэффициенту чистого олова [43]. Удельное электросопротивление сплава
в жидком состоянии при 414°С изменяется почти линейно от 27-10~8 Ом-м
для чистого алюминия до 60-10—8 Ом-м для чистого олова [10, 45, 46].
Теоретические расчеты описаны в работе [46 Ь]. Магнитная восприимчивость
снижается линейно от 19-10~3 мм3/моль для чистого алюминия да
8-10—3 мм3/моль для чистого олова [47—48]. Данные о возможности тун-
туннельных переходов приведены в работе [49]. Т.э.д.с. достигает максималь-
максимального значения — 0,54 мкВ/К в интервале 20—60% Sn [43].
От добавок олова практически не изменяются твердость, прочность к
удлинение алюминия технической чистоты [44, 50—52]; высокочистый алю-
алюминий слегка упрочняется [4]. Прочность и особенно удлинение быстра
падают с температурой: при 227°С прочность сплава с 10% Sn уменьшается
вдвое, а удлинение снижается с 60% при комнатной температуре до менее
чем 5% [4]; при 627°С данным сплавам свойственна хрупкость [53]. Плас-
Пластическая деформация, разрушающая сетку фазы Sn, и последующий отжиг,,
сфероидизирующий эту фазу, улучшают свойства [54]. Коэффициент трения
зависит в некоторой степени от присутствия других элементов [55], на
практически равен нулю при эвтектической температуре, что свидетельству-
свидетельствует о наличии на поверхности трения жидкой эвтектики [56].
Электродный потенциал уменьшается до —1,8 В [33, 43], хотя потен-
потенциал олова (—0,49 В) относительно каломельного электрода ниже потен-
потенциала алюминия (—0,85 В). Воздействие олова на коррозионную стойкость
незначительное: она несколько снижается в кислых и щелочных растворах
[57—59]. Изучено питтингообразование в растворах для анодирования [60,.
61]. Возврат сплавов, подвергнутых нейтронному облучению, уменьшается
в присутствии олова [62].
Эффект модифицирования алюминия от введения олова небольшой
[24, 63]. Упрочнение двойных сплавов при старении ограниченное, но по-
последовательность распада аналогична обычной схеме распада в сплавах
других систем. Решетка промежуточной фазы тетрагональная с параметра-
о о
ми а=5,92 А, с=3,23 А; ориентационное соотношение между этой фазой
и матрицей примерно следующее [64]: A00)snll (H 1)ai; [0~10]sn!l [112]Ai.
Олово в количестве 0,05—0,1% значительно влияет на эффект упрочне-
упрочнения при старении сплавов А1—Си (см. систему алюминий —медь — олово).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Нarisen, 1958.
2. Elliott, 1965.
3. Shunk, 1969.
4. А. Н. Sully, etc., JIMMA 17, 911.
5. К. Н. Hardy, JIMMA 19, 637.
fi. L. F. Samuels, JIMMA 23. 879.
7. D. Kunstelj, etc., Met A 4, 110501.
8. A. I. Bublik, etc. (А. И. Бублик и др.), Физика металлов и металлиьелечие, 1958,
т. 6, № 4, с. 111.
9. Steeb, etc., Met A 4, 120220, 120691; 6, 120682.
10. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 3, 331060; 4, 121151.
11. /. В. Cohen, etc., JIMMA 29, 801.
12. F. E. Wittig, etc., JIMMA 32, 395.
13. E. Bonnier, etc., JIMMA 32, 1245.
14. M. /. Pool, etc., JIMMA 32, 883.
15 A. A. Tikhomirov, etc. (А. А. Тихомиров и др.), МА 2, 26.
16. В. Jounel, etc., MA 2, 345, 673.
152

17. R. С. Sinvnal, etc., Met A 2, 150274.
18. G. I. Batalin, etc. (Г. /У. Баталии и др.), Met A 1, 151143.
19. Y. K. Lee, etc., Met A 2, 151067; 4, 320497.
20. P. S. Rudman, Met A 3, 110595.
21. G. I. Batalin, etc (Г Я Баталии и др.), Met A 5, 150403, 150408, 320161; 6, 151592;
7, 150353.
21b. M. R. Taylor, etc., Met A 4, 121696.
21c. /. Schmeidl, etc., WAA 6, 520064.
22. B. I. Sergin, etc. (В. И. Сергии и др.), Met A 6, 440296.
23. F. P. Golotyuk, etc. (Ф. П. Голотюк и др.), ЛММА 32, 911.
24. Н. G. Bowen, Jr., etc., JIMMA 16, 11.
25. С. С. Wang, etc., JIMMA 18, 164.
26. G. L. Foubert, etc., JIMMA 25, 393.
26b. W. V. Yodelis, etc., Met A 6. 110949.
27. В. E. Sundquist, etc., AIME Tr., 1961, v. 221, p. 157.
28. /. A .Vero, JIMMA 6, 307.
-29. W. Roth, MA 2, 499.
30. G. Drossel, Met A 3, 210366.
31. /. V. Salli, etc., Met A 3, 121394.
31b. A. Nagata, etc., Met A 4, 121159.
32. R. L. Eadle, etc., Met A 4, 140111.
33. D. S. Keir, etc., Met A 2, 340222.
33b. Л. Kirin, etc., Met A 4, 110500.
34. K. Kaneko, etc., JIM 36, 436.
.35. D. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
36. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
37. A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 24, 673; 28, 713.
38. С. S. Smith, etc., JIMMA 16, 138; 17, 803; 18, 422.
39. W. M. Williams, etc., JIMMA 20, 251.
39b. /. H. Roger son, etc., JIMMA 31, 783.
40. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615.
41. S. Feliu, etc., JIMMA 28, 753, 30, 815.
42. K. R. Vasset, JIMMA 25, 897.
43. W. Broniewski, JIM 7, 281.
44. T. Morinaga, JIMMA 6, 45; 7, 469.
45. L. A. Koledov (Л. А. Коледов и др.), JIMMA 31, 886.
46. Л. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), Сб. «Исследование металлов в твер-
твердо-жидком состоянии». М., Изд-во «Наука», 1964.
46b. L. N. Korochkina, etc. (Л. И. Корочкина и др.), Met A 6, 152579.
47. У. Shimizu, JIM 53, 186, 496.
48. /. F. Spencer, etc., JIM 38, 433.
49. ЛГ. Sacchetti, etc., MA 2, 1606.
50. A. Sapozhnikov (А. Сапожников), СА 3, 1000.
51. D. P. Chatterjee, JIMMA 19, 177.
52. M. V. Zakharov, etc. (Л1. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
53. N. A. Bushe, etc. (H. А. Буше и др.), Met A 2, 311044.
54. A. D. Kuritsyna, etc. (А. Д. Курицина и др.), JIMMA 32, 13.
55. A. G. Vinisky, etc. (А. Г. Виницкий и др.)в, Met A 3, 312226.
56. К. Umeda, etc., CA 43, 5273.
57. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 17, 439.
58. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
59. /. T. Reding, MA 2, 1636.
60. T. Sakano, etc., MA 2, 1636.
61. У. Hisamatsu, etc., Met A 3, 350190; 350191.
62. С 5. Ceresara, JIMMA 32, 1221; MA 1, 209.
C3. S. Terai, JIMMA 30, 399.
64. /. M. Silcock, JIMMA 23, 111.
Al - Sr
В настоящее время стронций применяют (раздельно или совместно с
натрием) только для модифицирования сплавов Al—Si [1, 2].
Ограниченная информация [3] свидетельствует о том, что рассматри-
рассматриваемая диаграмма состояния подобна диаграммам алюминий — барий и
алюминий — кальций. Согласно диаграмме имеется эвтектическое превра-
превращение Ж-^Al+SrAU, точка эвтектики расположена при концентрации
стронция менее чем 1%. Растворимость стронция в алюминии в твердом
состоянии очень мала. Соединение SrAl4 D4,8% Sr) имеет область гомоген-
гомогенности в интервале 35—52% Sr. Его решетка тетрагональная объемноцент-
рированная (пространственная группа I4[mmm, 10 атомов в элементарной
о о
ячейке) с параметрами а = 4,4б А, с= 11,07 А {3]; твердость 1500—
3000 МН/м2 .[4].
153

Изменение параметра решетки в результате добавок стронция невели-
невелико [5]; механические свойства существенно не изменяются [61; модуль
упругости снижается на 1400 МН/м2 при введении каждого 1% Sr [7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Czochralski, etc., JIMMA 4, 85, 494; 5, 838; 8, 1.
2. К. Alker, Met A 6, 430034.
3. Hansen, 1958.
4. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
5. H. Nowotny, etc., JIMMA 7, 104.
6. W. Kroll, JIM 36, 432.
7. N. Dudzinski, JIMMA 20. 80.
Al - Та
Предложено использовать соединение ТаА13 в качестве высокотемпера-
высокотемпературного материала [1, 2].
Перитектическая реакция Ж+ТаА13->А1 протекает при 662—668°С, пе-
ритектическая точка соответствует 0,25% Та. Растворимость тантала в твер-
твердом состоянии снижается с 0,25% при температуре перитектики до 0,16%
при 427°С [2Ь, 31 (рис. 57). Решетка фазы ТаА13 F9,1% Та) тетрагональ-
Рис. 57. Диаграмма состояния А1—Та
800
527
Al 0f2 0,4
Ча,%(по массе)
ная (пространственная группа 14[?птт\ 8 атомов в элементарной ячейке) с
"о о
параметрами а=3,84 А, с = 8,537-4-8,553 А. Фаза изоморфна фазе TiAl3
[4, 51, ее точка плавления равна 1227°С [6], 1277°С [2 Ь] или >1727°С
[7]. р=142.Ю-8 Ом-м, т.э.д.с.= — 2,23 мкВ/К, R= — 9,7-107 мм3/К, Я=
= 1,10-Ю-3 Вт/(м-К), в интервале 27—127°С а=11,8-10-6 м/(м-К), Н^ =
= 5350 МЦ/м2 [2, 8]. Описаны также другие соединения, богатые танталом
[2Ь, 9—13]. Данные о теплоте образования соединений приведены в ра-
работе [14].
Добавки тантала увеличивают HV, достигающую 380 МН/м2 при пре-
предельной растворимости [3], но прочность практически не изменяется с уве-
увеличением концентрации тантала до 3% [15, 16]. Исследовано удельное
электросопротивление при низких температурах [17], а также ядерный
магнитный резонанс [18]. Тантал измельчает зерно в алюминиевых сплавах,
причем эффект модифицирования близок к эффекту от присадок титана или
гафния [19—21]. Изучена направленная кристаллизация сплавов
с 0,06% Та [22].
154

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. M. Paine, etc., JIMMA 27, 506.
2. Е. Ryba, Met A 1, 710180.
2b. H. Kimura, etc., Met A 6, 110828. „„м* л. *,v,
3. V. M. Glazov, etc. (S. M. Глазов и др.), JIMMA 24, 697.
4. G. Brauer, JIMMA 5, 681; 6, 409.
5. H. Nowotny, etc., JIMMA 29, 331.
6. H. A. Wilhelm. etc., US AEC Rep. IS 500, 1962, M48.
7. W. W. Beaver, etc., Plansee Ber., 1964, 682.
8. V. S. Sinelnikova, etc. E. С. Синельникова и др.), JIMMA 32, 575, 651; MA 1, 1575;
Met A 1, 330036; 2, 150055.
9. Hansen, 1958.
10. Elliott, 1965.
11. A. Raman, MA 1, 8.
12. Shunk, 1969.
13. /C. Girgts, etc., Met A 3, 110614.
14. A. Neckel, etc., Met A 2, 151137.
15. H. Schirmeister, JIM 16, 239.
16. H. Kimura, etc., Met A 4, 121791, 311299.
17. /. Toth, Met A 1, 331374.
18. K. Tompa, etc., Met A 2, 150580.
19. V. De Pierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
20. L. K. Lamikhov, etc. (Л. К. Ламиков и др.), JIMMA 32, 393, 577.
21. W. Grebe, etc., Met A 1, 120281.
22. J. Forsten, etc., Met A 3, 121112, 4, 121165.
Al - Tb
Эвтектика Al—ТЬАЦ соответствует 10% Tb и 644°С. Фаза ТЬАЦ обра-
образуется в результате перитектического превращения при 397°С с участием
фазы ТЬА13 [1]. Предполагают, что растворимость тербия в твердом алю-
алюминии, как и всех остальных редкоземельных элементов, мала {рис. 58).
Решетка ТЬАЦ E9:5% Tb) объемноцентрированная орторомбическая
(пространственная группа Imma, 20 атомов в элементарной ячейке) с па-
параметрами а = 4,43 А, 6 = 6,261 А, с= 13,706 A; Y = 4,660 г/см3. Фазе ТЬА13
ТЪ,%(ат.)
5 10
20
1400
woo
600
t°c
112Г
727
ТЬА1Ч
JbAl3
527
Al
20 40
Tb; % (no массе)
Рис. 58. Диаграмма состояния Al—Tb
155

свойственна ромбоэдрическая решетка (пространственная группа /?3mr
о
12 атомов в элементарной ячейке) с параметром а=7,91 А; а = 46°. Когда
решетка ТЬА13 индицируется как гексагональная, она имеет 36 атомов в
элементарной ячейке и параметры а = 6,175-^-6,179 А, с=21,17—21,18 А
[1—4]. Приводятся магнитные свойства указанных соединений [5], а также
данные по другим фазам [6, 7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. /. Runnalls, etc., Met A 1, 110038.
2. /. И. Van Vucht, etc., MA 1, 641, 1017.
3. V. A. Podergin, etc. {В. А. Подергин и др.), MA 1, 1809.
4. О. /. Zalutskaya, etc. (О. И. Залуцкая и др.), Met A 2, 110423.
5. К. Н. J. Buschow, etc., MA 2, 1058.
6. /. Н. Wernick, etc., CA 55, 50.
7. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
Al — Tc
В равновесии с алюминиевым твердым раствором находится соединение
TcAli2 B3,4% Тс) [1], обладающее объемноцентрированной кубической
решеткой (пространственная группа /тЗ, 26 атомов в элементарной ячейке)
с параметром a=7,525-f-7,528 А; у=3,250 г/см3; оно изоморфно соедине-
соединению WAli2 [2—4]. Следующим является соединение ТсА1б C8,1% Тс), ре-
решетка которого орторомбическая (пространственная группа Стст, 28 ато-
атомов в элементарной ячейке) с параметрами а = 6,58А, Ь = 7,63А, с = 9,00 А,
Оно изоструктурно соединению MnAle [2]. Описываются другие соедине-
соединения, более богатые технецием [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. И. Simpson, JIMMA 32, 184.
2. L. M. D'Alte de Veiga, etc., JIMMA 30, 279, 795; 31, 193.
3. L. K. Waldorf, etc., JIMMA 32, 181.
4. /. B. Darby, etc., JIMMA 32, 1354.
5. Shunk, 1969.
Al — Те
Единственная публикация [1], касающаяся этой диаграммы, содержит
много сомнительных данных. Наиболее вероятно, что при ~62ГС проис-
происходит эвтектическое превращение: Ж->А1+А12Те3. Эвтектическая точка
лежит около 3% Те. Также сообщается о существовании соединения АЦТе
D8,6% Те), образующегося по перитектоидной реакции из А1+А12Те3
при 55ГС.
Решетка соединения А12Те3 (87,6% Те) гексагональная (пространствен-
(пространственная группа Р63/лс, 4 атома в элементарной ячейке) с параметрами а=
о о
= 4,08 А, с=6,94 А. Соединение относится к полупроводникам F-типа с
удельным электросопротивлением при комнатной температуре 5-10—3 Ом-м.
Быстрое охлаждение методом набрызгивания на металлическую подложку
незначительно влияет на свойства А12Те3 [2], однако активное взаимодейст-
взаимодействие с воздухом препятствует промышленному использованию этого соедине-
соединения [3]. Соединение ТеА12 G0,1% Те), стабильное в паровой фазе [5], не
обнаружено [4]. Данные о термодинамических свойствах соединений при-
приведены в работах .[6—8].
Добавки теллура несколько снижают механические свойства и корро-
коррозионную стойкость сплавов А1—Си [9, 10]. Имеются указания, что при крис-
кристаллизации сплавов Al—Si теллур действует аналогично фосфору, способ-
способствуя зарождению первичного кремния .[И].
156

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Chikashige, etc., JIM 19, 251.
2. /. Altmann, etc., Met A 4, 120988.
3. M. S. Mirgalovskaya, etc. (Af. С. Миргаловская и др.), JIMMA 27, 717.
4. №. Klemm, etc., Z. Anorg. Chem., 1948, Bd. 255, s. 287.
5. P. J. Ficalora, etc., Met A 1, 340361.
6. A. Yazawa, etc., Met A 4, 320497.
7. Y. K. Lee, Met A 5, 151111.
8. О. М. Uy, etc., Met A 4, 151643.
9. F. T. Sisco, etc., JIM 34, 419.
10. /. H. Ransom, etc., JIM 28, 598.
11. H. Koto, JIMMA 2, 278.
Al - Th
Co стороны алюминия при 627°С протекает эвтектическая реакция Ж-*-
->Al+ThAl3, эвтектической точке отвечает 22—25% Th [1—3]. Предельная
растворимость при температуре эвтектики, наиболее вероятно, соответству-
соответствует концентрации 0,7—0,8% Th [4—7] (рис. 59). Решетка фазы ThAl3
G4,15% Th) гексагональная (пространственная группа Рб^/ттс, 8 атомов
о о
в элементарной ячейке) с параметрами а = 6,499 А, с=4,626 А {8—10];
А1
20
80
1727
727
1Х\,°/о (по массе)
Рис. 59. Диаграмма состояния Al—Th
Y = 6,140 г/см3, HV 5200 МН/м2 [6]. Фаза ThAl3 образуется при 1127°С по
перитектической реакции с участием фазы ThAl2. Описаны магнитные свой-
свойства фаз [10Ь]. Фазе ThAl2 (81,2% Th) свойственна гексагональная решет-
решетка (йростраиственная группа Рб/ттт, 3 атома в элементарной ячейке) с
параметрами а = 4,388-^-4,393 А, с = 4,162-^4,164 A; Y = 6,850 г/см3 [9, 10],
HV 7300 МН/м2 |[6]. Фаза кристаллизуется непосредственно из расплава
при температуре выше 1527°С [6]. Имеется описание других соединений,
более богатых торием [1, 3].

Параметр решетки алюминиевого твердого раствора, пересыщенного (с
597°С) торием, а= 1,0458 А [8]. Сообщается о незначительном снижении
механических свойств и об отсутствии влияния на упрочнение при старении
[4]; однако это не согласуется с данными о HV 580 МН/м2 для сплава с
/,5% Th, закаленного с 607°С и состаренного при 347°С, 0,5 ч [11], и об
определенном приросте прочности алюминиевых сплавов без изменения кор-
коррозионной стойкости, полученном в работе [13].
Приводятся сведения о получении сплавов Al—Th методом соединения
ThO2 и алюминия ?14], о спиральном росте эвтектики Al—ThAl3 [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н arisen, 1958.
2. /. Н. N. Van Vucht, JIMMA 29, 830.
3. Elliott, 1965.
4. /. D. Grogan, etc., JIM 44, 488.
5. H. Buckle, Z. Metallkunde, 1946, Bd. 37, S. 43.
6. /. R. Murray, JIMMA 26, 832.
7. H. A. Sailer, etc., US AEC, Publ. BMI 1000, 1955; BMI 1300, 1958.
8. G. Brauer, JIMMA 5. 681; 6, 409.
9. P. B. Braun, etc., JIMMA 23, 37, 192.
10. /. R. Murray, J. Inst. Metals, 1955/56, v. 84, p. 91.
10b. V. P. Kalantaryan, etc. (В. П. Калантарян и др.), Met A 6, 331446.
11. G. Grube, etc., JIMMA 10, 243.
12. W. Guertler, JIMMA 10, 175.
13. К. Н. Hardy, JIMMA 18, 163.
14. /. D. Trani — Capocchi, etc., Met A 3, 460041.
Al - Ti
Титан —- обычная примесь алюминия, вносимая в сплавы из бокситов, со-
содержащих несколько процентов Т\Ог. Его также применяют в качестве при-
присадки во многие сплавы для модифицирования (см. систему алюминий —
бор — титан).
Со стороны алюминиевого края диаграммы протекает перитектическая
реакция при 665°С: Ж+Т1А13->А1, при этом жидкость содержит 0,12—0,15%
Ti, <а твердый (раствор на основе алюминия 1,2—1,4% Ti [1—6] (рис. 60).
Растворимость в твердом состоянии снижается до 0,2—0,3% Ti при 527°С, а
в жидком состоянии постепенно растет до il% Ti ири 927°С. Методом закал-
закалки из жидкого состояния в твердый раствор можно ввести до 5% Ti [7—10].
Фаза TiAl3 C7,2% Ti) имеет область гомогенности 36,5—37,5% Ti и об-
образуется по перитектической реакции при 1337°С с участием уФазы» пред-
представляющей собой твердый раствор алюминия в TiAl [11]. TiAl3 обладает
тетрагональной решеткой (пространственная группа 14/mmm, 8 атомов в эле-
о о
ментарной ячейке) с параметрами а=3,851 А*, с=8,608А; v=3,37 г/см3
[14—Л 6]. Согласно [1,5Ь], при температурах шже 577°С параметры решетки
о о
следующие: а = 3,875А, с=33,873А при 32 атомах в элементарной ячейке.
Твердость фазы TiAl3 составляет 4000—7000 МН/м2 [17, 18], теплота образо-
образования 35 кДж/моль i[19, .20], р= 1,6 мОм-м, температурный (коэффициент
электросопротивления равен 4,78-10~4 мОм-м/К, т.э.д.с. 4,5 мкВ/К, <х= 10,65 •
• 10~6 м/(м-К) при 27—877°С [18]. Рассмотрены данные о спектре рент-
рентгеновского .излучения фазы TiAl3 [21], об окислении [18], об электронной
структуре [22—24], об оптических свойствах [25]. Описаны сплавы, богатые
титаном [13, 26]. Сообщается о существовании соединений, содержащих 26%
Ti [26b], что маловероятно.
Параметр решетки алюминия уменьшается, причем каждый 1% Ti в ра-
растворе [7—'10] уменьшает его примерно на 0,0018 А. Коэффициент линейного
* Для этого параметра приводится иногда величина 5,43—5,45 А [12, 13], соответст-
соответствующая большей ячейке с а=а/2 , но не отвечающая указанной элементарной ре-
решетке или указанному числу атомов.
158

1227
1027
827
627
Al
10
30
20
Ti; % ^/70
Рис. 60. Диаграмма состояния А1—Т1
расширения снижается: при 5% Ti в интервале 27—227°С он чуть ниже 21X
ХЮ-в м/(м-К) [27]. Изменение объема при переходе из жидкого в твердое
состояние достигает минимума B,9%) при 0,4 Ti [28]. Плотность в жидком
состоянии сплава с 0,5% Ti равна 2,373 г/см3 при 827°С и 2,336 г/смз при
927°С [29]. Титан резко увеличивает вязкость сплавов [27, 29—31], но не
влияет на поверхностное натяжение на границе раздела жидкость — газ [32].
Удельное электросопротивление алюминия растет линейно до 6-Ш~8 Ом-м,
соответствуя 1,3% Ti в твердом растворе [4,33—38Ь], а т.э.д.с. повышается
на 200-10~9 В/К от введения каждого 0,1% Ti, растворимого в твердом
состоянии [39]. Температурная зависимость электросопротивления сплавов от
степени чистоты по примесям описана в работе [39Ь]. Прирост механических
свойств на 10—20% ,[1, 40—44], вызываемый легированием титаном, вероят-
вероятно, происходит вследствие измельчения зерна. У горячекатаных сплавов с 5%
Ti HV 360 МН/м2, о-в = 140 МН/м2, 6=15% [45]. Каждый 1% вводимого ти-
титана увеличивает модуль упругости на 2600 МН/м2 [46]. Коррозионная стой-
стойкость деформированных полуфабрикатов несколько уменьшается [47—48Ь],
в то же время в фасонных отливках эффект от измельчения зерна более чем
компенсирует это снижение [49-^52]. В щелочных растворах титан окисляет-
окисляется так же быстро, как алюминий [52Ь].
Титан .уменьшает и даже исключает двойникование в слитках непрерывно-
непрерывного литья [53], повышает температуру рекристаллизации и уменьшает размер
рекристаллизованных зерен [2, 41, 54—58]. Площадка текучести изучена 'в
159

работе [58b]. Согласно [59], в результате легирования увеличивается инку-
инкубационный период три старении медьсодержащих сплавов [59], другие дан-
данные это не подтверждают [60]. Изучен «крестообразный» рост фазы TiAl3 на
титане, погруженном в жидкий алюминий [61], и рост интерметаллических
слоев в биметаллических парах [15Ь].
Скорость растворения титана в жидком алюминии пропорциональна его
растворимости и контролируется диффузией при энергии активации ~ 1,1 эВ
[62. 63]. При >выделении фазы TiAl3 из пересыщенного раствора образуется
промежуточная фаза TiAl3, вероятно, подобная фазе ZrAl3'[38b]; авторы
[64] промежуточной фазы не наблюдали. Обнаружены три различных ориен-
тационных соотношения между выделениями и матрицей [64].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. //. Bohner, JIM 53, 694; JIMMA 2, 147.
2. Т. Harada, CA 32, 4494.
3. N. N. Glagoleva, etc. (Я. И. Глаголева и др.), JIMMA 25, 767.
4. G. С. Gould, Thesis, 111. Inst. Techn., Chicago, 1958.
5. E. H. Wright, etc., Alcoa Res. Labs., Tech. Pap. 15, 1960.
6. H. Nishimura, etc., JIMMA 8, 52.
7. G. Falkenhagen, etc., JIMMA 21, 531.
8. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин и др.), Met A 3, 120238, 120937.
9. /. Bletry, Met A 3, 121324.
9b. E. Babic, etc., Met A 7, 310486.
10. A. Tonejc, etc., Met A 2, 121325.
11. E. S. Bumps, etc., JIMMA 20, 93.
12. Harisen, 1958.
13. Shunk, 1969.
14. W. L. Fink, etc., JIM 47, 47, 199, 648.
15. G. Brauer, JIMMA 5, 681; 6, 409.
!5b. F. J. J. Van Loo, etc., Met A 6, 130387, 130388.
16. A Magneli, etc., Final Tech. Rep. I, Contract DA 91-591-EUC-2734 (AD
426927), 1963.
17. Y. V. Bok, etc., JIMMA 26, 823.
18. V. S. Sinelnikova, etc. (В. С. Синельникова и др.), JIMMA 31, 780; 32, 575, 651;
MA 1, 1575; Met A 1, 330036; 2, 150055.
19. O. Kubaschewski, etc., JIMMA 28, 41.
20. V. V. Samokhval, etc. (В. В. Самохвал и др.), Met A 5, 150430.
21. /С. M. Kolobova, etc. (/С. M. Колобова и др.), Met A 2, 320719.
22. /. Friedel, JIMMA 21, 614.
23. К. Schubert, JIMMA 22, 327.
24. М. Potzschke, etc., JIMMA 31, 65.
25. /. Far ran, JIMMA 13, 75.
26. Elliott, 1965.
26b. /. Cisse, etc., WAA 7, 530105.
27. K. Hori, JIMMA 23, 681, 1131; 24, 559.
28. H. Imai, etc., JIMMA 23, 583.
29. E. Gebhardt, etc., JIMMA 21, 323, 778, 977; 22, 292; 23, 865.
30. T. P. Yao, etc., JIMMA 20, 71.
31. G. Burger, etc., Met A 6, 510697.
32. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
33. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
34. С Panseri, etc., JIMMA 18, 689.
35. A. Domony, etc., JIMMA 24, 511.
36. H. Zoller, JIMMA 25, 130.
37. H, Ginsberg, JIMMA 27, 481.
38. M. V. Zakharov, etc. (Af. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
38b. Г. Ohashi, etc., CA 79, 44977J.
39. C. Crussard, etc., JIMMA 15, 561; 16, 5, 466.
39b. F. /. Kedves, etc., Met A 6, 151178.
40. Л V. Zeerleder, etc., JIM 39, 608.
41. H. Rohrig, JIM 47, 199.
42. H. Schiek, etc., JIMMA 5, 525.
43. H Buckle, JIMMA 15, 262.
44. M. B. Altman, etc. (M. Б. Альтман и др.), JIMMA 27, 755.
45. И. Schirmeisier, JIM 16, 239.
46. Л'. Dudzinski, JIMMA 20, 80.
47. W. O. Kroenig, etc. (В. О. Крениг и др.), JIMMA 3, 668.
48. A. I. Colubev, etc. (А. И. Голубев и др.), Met A 1, 350257.
48b. K. Sugimoto, etc., Met A 3, 351213.
49. E. V. Erkelns, JIM 30, 472.
50. R. Schnell, JIMMA 17, 481.
51. M. Gyenes — Hollo, JIMMA 24, 827.
52. A. Domony, JIMMA 26, 941.
160

52b. S. M. Aleikina etc. (С. М. Алейкина и др.), Met A 6, 351582.
53. W. Thury, JIMMA 23, 930; 24, 195.
54. Д. H. Harrington, JIMMA 16, 265, 775.
55. N. Kawashima, etc., JIMMA 20, 406; 22, 1165.
56. S. Kugasa, JIMMA 25, 854; 27, 727.
57. F. Lihl, etc., JIMMA 29, 140.
58. T. Amitami, JIMMA 29, 315.
58b. 5. Yano, etc., Met A 6, 311982.
59. A. K. and G. P. Chatterjee, JIMMA 26, 1023.
60. H. K. Hardy, JIMMA 18, 163.
61. /. Mackowiak, etc., JIMMA 24, 612; 28, 136; Met A 1, 151282.
62. /. B. Darby, etc., JIMMA 31, 239.
63. P. F. Shulenok, Met A 3, 110637.
64. K. Asboll, etc., Met A 7, 140055.
Al - Tl
Эта диаграмма относится к монотектическому типу с нонвариантной точ-
точкой со стороны алюминия около 3% Т1 и при 657°С [1, 2]. Область расслое-
расслоения расширяется с увеличением температуры примерно до 34% Т1 при 1127°С.
Полагают, что критическая точка находится при 1777°С, выше точки кипения
таллия. Со стороны таллия значения растворимости следующие: 0,7% А1 при
1227°С, 0,25% А1 ори 827°С, 0,1% А1 при 657°С; предельная растворимость
составляет 99,95% Т1 (цифра получена методом экстраполяции) у точки его
плавления, равной Э03°С [3]. Термодинамические свойства даны в работах
[3-5]
Добавки таллия существенно не влияют на поверхностное натяжение и
жидкотекучесть алюминия [6], а также на процесс старения сплавов
А1—Си [7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. Doerinkel, CZ 1906, 1, 535.
2. Е. Raub, etc., JIMMA 15, 396.
3. В. Predel, etc., Met A 3, 150071.
4. F. E. Wittig, etc., JIMMA 32, 395.
5. G. /. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 6, 151592.
6. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615.
7. К. Н. Hardy, JIMMA 18, 163.
Al — Tm
Растворимость туллия в твердом алюминии намного меньше, чем 0,10%.
Эвтектика А1—ТтА13 образуется при 10% Tm и 645°С. В равновесии с алю-
алюминиевым твердым раствором находится соединение ТтАЬ F7,6% Тт), ре-
решетка которого кубическая (пространственная группа РпгЗт, 4 атома в эле-
о
ментарной ячейке) с параметром а = 4,20 А; у = 5,600 г/см3 [1—4]. Следую-
Следующим соединением является ТтА12 G5,8% Тт), обладающее гранецентриро-
ванной кубической решеткой (пространственная группа FdStn, 24 атома в
о
элементарной ячейке) с параметром а = 7,77 А [1, 5]. Описываются магнитные
свойства фазы ТтА13 [6], использование метода анодирования для обнаруже-
обнаружения интерметаллических соединений [7]. Структура- сплавов, содержащих
20—40% Тт, состоит из. кристаллов избыточного ТтАЬ, распределенных з
эвтектике. Поэтому сплавы легко подвергаются прокатке [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. I. Jones, etc., JIMMA 31, 865.
2. К. H. J. Buschow, etc., MA 1, 647, 1017.
3. V. A. Podergin (В. А. Подергин), MA 1, 1809.
4. W. B. Pearson, Met A 1, 120344.
5. 5. E. Haszko, JIMMA 28, 974.
6. К. Н. /. Buschow, etc., MA 2, 1058; Met A 2, 330014.
7. A. Meyer, Met A 2, 210209.
6 Зак. 218 161

Al - U
Сплавы Al—U, а также смеси алюминия и 1)зО8 используют в качества
топлива в ядерных реакторах.
Растворимость урана в алюминии в твердом состоянии составляет — 0,06%
U при 647°С и 0,04% U при 347°С [1—6]. Наблюдается эвтектическое превра-
превращение Ж->А1+1)А14 при ~647°С; эвтектическая точка соответствует 13—14%
U [1, 2, 5, 7, 8]. Линия ликвидуса поднимается ступенчато [9] (рис. 61).
Т. К
U,%(am.)
5 10
20
W00
600 -
t,°c
112?
727
-327
Al
20
60
U, % (по массе)
Рис. 61. Диаграмма состояния Al—U
В соединении UA14 F8,8% U) из-за большого количества вакансий в ре-
решетке истинное содержание урана колеблется от 64,2 до 66,3% [10, И], что
отвечает формуле UeAUo- Эти вакансии абсорбируют дефекты решетки, по-
появившиеся в результате облучения, и уменьшают распухание при возникнове-
возникновении глубокого выгорания [11]. Решетка UA14 объемноцентрированная орто-
ром|бическая (пространственная группа Inima, 20 атомов в элементарной ячей-
ячейке) с параметрами а = 4,397А, 6 = 6,251 А, с=13,714А [12, 13]. Плотность
соединения, полученная расчетным путем, равна 6,060 г/см3, однако экспери-
экспериментально определенная у = 5,700 г/смз ,[1]. Твердости UA14 равна 5300
МН/м2, а= 16,5- Ю-6 м/(м-К) в интервале 27—527°С, р = 2-10-2 Ом-м,
Л,=0,16-10—2 Вт/(м-К) [il3]. Соединение UA14 образуется приблизительно при
727°С по перитектичеакой реакции с участием соединения UAU [1, 9]. Решет-
Решетка соединения UAb G4,6% U) кубическая (пространственная группа РтЗт,
о
4 атома в элементарной ячейке) с параметрам а = 4,287А, [1, 14]. Соединения
UA14 и UAb можно различить в поляризованном свете [15] или методом
162

травления [il6]. Соединение UA13 (возникает в результате перитектического
превращения при J347°C из жищкости, содержащей 63% U, и соединения
UA12 (81,5% U). Приводятся данные о тепловом расширении соединения
UAb [17], об окислении соединения UA14 [18], о термодинамических свойст-
свойствах соединений [19, 20], о сплавах, богатьпх ураном [21—23].
Кремний, титан, германий, олово, цирконий, гафний и эрбий вызывают
изменение фазового состава эвтежтики с A1+UA14 на Al+UAb [3, 24—30].
Этот сдвиг приводит к облегчению пластической деформации оысокоурановых
сплавов, так 'как количество соединения UA14 уменьшается; а фаза UAb бо-
более пластична [30].
Плотность сплавов растет пропорционально содержанию урана до вели-
величины 4,550 г/см3 при 50% (ат.) U [4] и 6,400 г/см3 при концентрации, отве-
отвечающей соединению UAb [1]. Температурный коэффициент линейного рас-
расширения уменьшается: для сплавов с 30% U в интервале 27—127°С
а=19,4-!0"-6 м/(м-К) [2]. Теплопроводность также снижается {2, 4]. Удель-
Удельное электросопротивление сплава с 15% U в жидком состоянии более чем
удваивается [7].
Твердость и прочность растут с увеличением содержания урана: у сплава
с 30% U а» ^180 МН/м2 и а0,2~100 МН/м2. Свойства при повышенных тем-
температурах также выше, чем чистого алюминия: при 327°С у сплава с 17% U
ав=52 МН/м2 при 6 = 45%. Скорость ползучести соответственно снижается
[2]. Уран понижает стойкость алюминия к коррозии \в перегретой воде [31 —
33]. Радиационные повреждения массивных образцов незначительны, так как
скорость отжига дефектов выше, чем скорость их образования при облучении
[34—37]. Однако эти дефекты обнаруживаются в тонких фольгак [38]. При-
Приготовление сплавов не вызывает слишком больших трудностей; наблюдается
некоторая склонность к ликвации вследствие различий в плотности компонен-
компонентов [39, 40], которая усиливается «в случае циклирования в интервале кри-
кристаллизации [41]. Сплавы с содержанием до <20—30% U поддаются обработ-
обработке давлением, если фаза UAU имеет округлую форму [42—44]. Фаза UA14 (в
случае присутствия в дисперсном виде) уменьшает преимущественную ориен-
ориентировку при холодной прокатке [45]. Изучалась реакция расплавов с водой
[46, 47].
Сообщается о применении давления в целях ускорения диффузии [48],
которое объясняется только улучшением контакта между поверхностями [27].
В результате диффузии на границе раздела между алюминием и ураном воз-
возникают слои из интерметаллических соединений, однако соединение UA14 ча-
часто не образуется или образуется в столь !М,алых количествах, что его не
удается обнаружить [49]. Слой (ванадия между алюминием и ураном суще-
существенно уменьшает диффузию алюминия в уране [50]. У сплава в жидком со-
состоянии при 727°С Д)=О,5-10-5 см2/с ори 877°С ?>0 = 4,5-10-5 CM2/C; q~
«1,45эВ [51].
В работе [52] содержится один из последних обзоров об уране и его
сплавах.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. Gordon, etc., JIMMA 17, 569.
2. Н. A. Sailer, etc., JIMMA 24, 349, 362
3. R. Boucher, JIMMA 27, 84.
4. T. I. Jones, etc., JIMMA 31, 221
5. P. R. Roy, JIMMA 32, 815.
G. N. Housseau, etc., Met A 4, 110881.
7. H. A. Sailer, etc., CA 55, 17433.
8. F. A. Rough, etc., US AEC Rep. BMI 1300, 195».
9. V. W. Storhok, etc., JIMMA 28, 779.
10. H. J. Eding, etc., JIMMA 29, 133.
11. O. /. C. Runnalls, etc., MA 1, 7, 1649
12. B. S. Borie, Jr., JIMMA 19, 380; 20, 103
13. A. Jesse, etc., Met A 4, 120665; 5, 540134.
14. R. E. Rundle, etc., JIMMA 17, 168, 348.
15. B. W. Mott, etc., J. Inst. Metals, 1931/52, v. 80, p. 629.
16. R. F. Hills, JIMMA 25, 856.
17. R. J. Pearce MA 1, 560.
6* Зак. 218

18. P. R. Openshaw, etc., JIMMA 32, 309.
19. H. L. Lakas, Met A 3. 150150.
20. P. Chiotti, etc., Met A 3, 150159.
21. A. R. Kaufmann, Nuclear Reactor Fuel Elements, Interscience, 1962.
22. Elliott, 1965.
23. Shunk, 1969.
24. L. S. DeLuca, etc., US AEC Rep. KAPL 1747, 1957.
25. D. Peckner, JIMMA 28, 173.
26. D. Gualandi, etc., JIMMA 27, 648.
27. L. S. Castleman, JIMMA 29, 694.
28. G. M. Adamson, etc., JIMMA 30, 623.
29. G. Petzow, etc., J. Nucl. Mater., 1968, v. 25, p. 1; J. Less Common Metals, 1968,
v. 14, p. 127.
30. H. E. Exner, etc., Met A 2, 110479, 110666.
31. T. 1. Jones, etc., AE Canada Ltd., Rep. CRED 810, 1958.
32. H. С Bowen, etc., JIMMA 29, 704.
33. H. Coriou, etc., JIMMA 29, 775.
34. /. 5. Nelles, etc., JIMMA 31, 262.
35. /. H. Kittelm etc., JIMMA 31, 261.
36. W. C. Francis, etc., JIMMA 31, 262.
37. E. A. Richt, etc., JIMMA 31, 261.
38. /. /. Kelsch, etc., JIMMA 31, 259.
39. W. Durrschnabel, etc., MA 2, 940.
40. B. L. Bramfitt, etc., Met A 2, 121195.
41. В. С Allen, etc., JIMMA 25, 441.
42. С. Е. Weber, etc., JIMMA 24, 363.
43. /. E. Cunningham, etc., JIMMA 24, 364.
44. E. F. Gentile, Met A 1, 210442.
45. W. C. Thurber, etc., JIMMA 28, 43.
46. W. F. Zelezny, JIMMA 29, 55.
47. A. Robertson, etc., MA 1, 274.
48. Y. Addam, etc., JIMMA 31, 141.
49. R. Kiessling, JIMMA 24, 364.
50. /. /. Huet, etc., MA 1, 859.
51. /. C. Hesson. etc., MA 1, 506.
52. Y. N. Sokursky, etc. (Ю. Н. Сокурский и др.), Met A 5, 710138.
Al - V
Ванадий — незначительная, примесь алюминия, которая вносится из бок-
бокситов или из углеродистых электродов, используемых при электролизе. Вана-
Ванадий обычно удаляют, (совместно с бором) из алюминия при применении по-
последнего для изготовления электропроводов. Вместе с тем ванадий добавляют
в некоторые алюминиевые сплавы, по-видимому, с целью измельчения зерен,
но, более вероятно, ,по патентным соображениям.
Со стороны алюминиевого края диаграммы при 660,6°С происходит пе-
ритектическая реакция Ж+УА1ю-^А1 [1—3] (рис. 62). Жидкость при этом
содержит '0,10% V [1]. Растворимость в твердом состоянии снижается от
0,37% V при температуре перитектики до <0,2% V при 527°С [3, 4]. Методом
быстрой закалки из жидкого состояния в твердый раствор можно ввести до
2,6% V [5-10].
Соединение VAli0 (il5,8% V) имеет область гомогенности, расположенную
от 16,1% .(V2AI21) до 15,9% V. Решетка его кубическая гранецентрированная
(пространственная группа Fd3m, 176 атомов в элементарной ячейке [11—13])
с параметром a =il4,492-7-14,586А [11, 13, 14]. Фаза VA11O образуется в ре-
результате перитектической реакции при 677°С [3] из жид-кости и фазы, кото-
которую можно обозначить как VA17 B1,2% V) или, правильнее, У7А145 B2,6% V).
Решетка фазы V7AI45 относится .к моноклинной системе (пространственная
о
группа С2/л, 104 атома в элементарной ячейке) с параметрами а=25,4 А,
Ъ = 7,59 А, с=,11,0А; р=127° [2, 13]. Она образуется по перитектической ре-
реакции при ~>687°С [3, И] с участием фазы VA16. Фаза VA16 B3,8% V),
также обозначаемая как V4A123 B4,7% V) [2], обладает гексагональной ре-
решеткой (пространственная группа Р631ттс, 54 или 56 атомов в элементарной
ячейке) с параметрами а=7,69-^7,718 А, с= 17,044-17,15 А [И, 12]. Фаза
VA16 появляется в результате леритектического превращения при 735°С с уча-
участием фазы VA16 {2, 3, .1.1]. Исследованы термодинамические свойства [15,
164

t.°c
727
627
527
Al W 20
Vf%(no массеJ
Рис. 62. Диаграмма состояния Al—V
16], электронная структура соединений [15, 17—19], магнитные свойства {20]
и соединения, богатые ванадием [21—25].
о
Параметр решетки уменьшается линейно до величины а = 4,0422А, отве-
отвечающей сплаву с 2,2% V [4—7, ;10, 26]. Ванадий не влияет на поверхностное
натяжение на границе раздела жидкость — газ [27]. Наблюдается увеличение
удельного электросопротивления в пределах области растворимости, причем
прирост составляет 0,4ч-0,5-10~8 Ом-м от каждого вводимого 0,1% V [28—
31]. Описана температурная зависимость электросопротивления [31b, cilc].
Магнитная восприимчивость при добавке в сплавы ~ 1% V уменьшается на
1,5% [32—-34]. Добавки ванадия или феррованадия существенно не повышают
механические свойства [35, 35Ь]: наблюдается небольшой прирост прочности
от малых присащок ванадия [28, 36], вероятно, вследствие измельчения зер-
зерна. Швышение жаропрочности [7] объясняется, по-видимому, присутствием
тонкодисперсной окиси. Каждый вводимый 1% V увеличивает модуль упру-
упругости на 2250 МН/м2 [37]. Ванадий слабо влияет на коррозионную стойкость
[38]; незначительный ее рост также можно отнести за счет измельчения зер-
зерна. В щелочных растворах ванадий окисляется так же быстро, «как алюминий
[38Ь]. Скорость растворения ванадия в жидком алюминии пропорциональна
его растворимости и определяется диффузией при Q=\ эВ [39].
По сравнению с танталом и цирг<онием ванадий менее эффективен как
модификатор [40—44]. Изучено образование зародышей алюминиевого твер-
твердого раствора на фазе УА1Ш [45]. Ванадий способствует повышению темпе-
температуры рекристаллизации [36]. Упрочняющее старение пересыщенных сплавов,
А1—V (полученных методам закалки из жидкого состояния) происходит толь-
только при повышенных температурах [6, 26, 46].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. P. Elliott, Thesis, 111, Inst. Techn , Chicago, 1953; см. также дискуссию в [11].
2. D. M. Bailey, etc., JIMMA 26, 657.
3. E. Gebhardt, etc., JIMMA 29, 875
4. A. Roth, JIMMA 8, 294.
165

о. G. Falkenhagen, etc., JIMMA 21. 531.
6. ЛЛ /. Varich, etc. (H. II. Варич и др.), JIMMA 31, 407.
7. M. Moss, etc., Met A 1, 140219; 2, 140370.
:8. L. M. Burov, etc. (Л. М. Бурое и др.), Met A 1, 110470; 4, 120061.
9. N. /. Varich, etc. (Я. Я. Яармч и др.), Met A 3, 110076.
9b. E. Babic, etc., Met A 7, 310486.
10. /. Bletry, Met A 3, 121324.
<». О. ЛГ. Carlson, etc., JIMMA 22, 292. 752; 23. 181.
12. Л. ?. Яш/, etc., JIMMA 25, 452, 670; 28, 584.
13. P. I. Brown, JIMMA 28, 659.
14. W. Rostoker, etc., ASM Tr., 1954, v. 46, p. 1136.
15. A. Neekel, etc., Met A 2, 151137.
16. V. V. Samokhval, etc. (В. В. Самохвал и др.), Met A 5, 150430.
17. G. Brauer, JIMMA 11. 333.
18. O. Kubaschewski, etc., Tr. Faraday Soc, 1960, v. 56, p. 473.
18b. V. Sinelnikova, etc. (В. Синельникова и др.), JIMMA 32, 575, 651 MA 1. 1575; Met A 1
330036; 2, 150055.
19. A. D. Caplin, etc. (А. Д. Каплин и др.), Met A 6, 152036.
20. /. F. Smith, etc., US AEC Rep. IS 193, 1960, 64.
21. Hansen, 1958.
22. Elliott, 1965.
23. Shunk, 1969.
24. A. Magneli, etc., JIMMA 32, 261.
21 I. I. Korwlov, etc. (И. И. Корнилов и др.), Met A 1, 210512.
2-. V. I. Dobatkin, etc., (В. И. Добаткин и др.), Met A 3, 120238. 120937.
¦2/. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
28. И. Bohner, JIM 53, 694; JIMMA 1. 168.
29. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
30. C. Panseri, etc., JIMMA 20, 397.
30b. T. Ohashi, etc., CA 79, 44977j.
31. A. Domony, etc., JIMMA 24, 511.
31b. F. J. Kedves, etc., Met A 6 151178.
31c. R. Krsnik, etc., Met A 6, 331S28.
32. R. Aoki, etc., Met A 2, 331378.
33. H. Borchers, etc., Met A 3. 330740.
•34. /. F. Sadoc, Met A 5, 331127.
35. tf. Schirmeister, JIM 16, 239.
:35b. K. A. Schreiber, JIM 30, 467."
35. H. Kimura, etc., Met A 4, 121791, 311299.
3". N. Dudzinski, JIMMA 20, 80.
38 K. Sugimoto, etc.. Met A 3, 351213.
38b. S. M. Aleikina, etc. (С. М. Алейкина и др.), Met A 6, 351582.
39. /. В. Darby, etc., JIMMA 31. 239.
40. H. G. Bowen, etc., JIMMA 16, 11.
41. M. D. Eborall, JIMMA 17. 914.
42. A. Cibula, JIMMA 17, 914.
43. L. K. Lamikhov, etc. (Л. /С. Ламиков и др.), JIMMA 32, 393, 577; MA 2, 325.
44. -W. Grebe, etc., Met A 1, 120281.
45. /. A. Marcantonio, etc., Met A 3, 120183.
46. Г. /. Sheiko, etc., (Т. И. Шейко и др.), Met A 5, 150374.
Al — W
Co стороны алюминиевого края диаграммы (рис. 63) при 660°С наблю
дается перитактическое превращение >K+WAli2—>-А1. При этом жидкость со-
содержит 0,06% W, а максимальная растворимость в твердом состоянии нахо-
находится между 0.16 и 0,20% W, уменьшаясь до 0,12% W при 5Й7°С и 0,07% W
при 427°С [1, 2]. Закалкой из жидкого состояния со скоростью 107—108 °С/с
предел растворимости может быть расширен [3—6] до 11,5%W [2]. Перитек-
тические реакции с образованием фаз WAli2 и WA15 могут быть подавлены
[7], и могут появиться метастабильные фазы [5, 5Ь].
Решетка фазы \VAli2 C6,2% W) объемноцентрированная кубическая
(пространственная группа 7/лЗ, 26 атомов в элементарной ячейке) с пара-
параметром а = 7,58 A; Y = 3,880 г/см3 [8]. Фаза появляется в результате пери-
тектической реакции при 697°С между фазой WA15 [91 и жидкостью,
содержащей 0,19% W. Фазе WAl5 E7,7% W) свойственна гексагональная
решетка (пространственная группа Рбз, 12 атомов в элементарной ячейке)
с параметрами ^ = 4,902 А, 6 = 8,857 А [8]. В работе [10] приводится опи-
описание фаз, более богатых вольфрамом. Предполагается, что фаза WA1!2
претерпевает распад при ~567°С .[9].

t °c
92?
727
- 521
Al
20
W; % (no массе)
Рис. 63. Диаграмма состояния Al—W
Параметр решетки сплавов уменьшается линейно по мере увеличения?
содержания вольфрама в твердом растворе [3, 5, 6] и достигает а—4,036 А
при 6,4% W [2]. Удельное электросопротивление резко возрастает с ростом
количества растворенного вольфрама [11]; приводятся данные об электро-
электросопротивлении при —271,5°С [12]. Вольфрам не влияет на поверхностное
натяжение алюминия на границе раздела жидкость — газ [13]. HV повы-
повышается до 400 МН/м2 у сплава с 1% W в твердом растворе [3, 11]. Если
вольфрам находится в нерастворенном виде, он практически не влияет на
механические свойства алюминия технической чистоты [14—16]. Модуль
упругости возрастает на 1000 МН/м2 при введении каждого 1%W [17].
Коррозионная стойкость несколько повышается ;[18], по-видимому, вслед-
вследствие измельчения зерна. Магнитная восприимчивость и т.э.д.с. достигают
максимальных значений, а именно 27-10—3 мм3/моль и 0,195 мВ/К соответ-
соответственно при 1 % W [3].
Как модификатор вольфрам менее эффективен, чем скандий, титан,
цирконий, гафний, тантал и ванадий [19—23]. Добазки вольфрама вызы-
вызывают повышение температуры рекристаллизации алюминия [16, 24] и ос-
ослабляют образование текстуры [25].
Старение пересыщенных сплавов при комнатной температуре не проис-
происходит, однако оно имеет место при сравнительно низкой температуре, по-
порядка 127°С [3—5]. Процесс старения ускоряется с повышением темпера-
температуры закалки расплава [4]. Удельное электросопротивление сплава с 6,4% W
после старения в течение 15—25 ч при 627°С максимально, а затем резко
падает до значений ниже исходных; параметр решетки начинает изменяться
позднее [4]. Обнаружены две промежуточные фазы [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
К37
1. V .N. Vigdarovich, etc. (В. Н. Вигдорович и др.), JIMMA 28, 213.
2. L. Af. Burov, etc. (Л. М. Буров и др.), Met A 1, 110470.
3. N. I. Varicb, etc. (Я. И. Варич и др.), JIMMA 31, 407.
4. L. F. Kolomoitseva, etc. (Л. Ф. Коломойцева и др.), Met A 3, 140135.

5. A. Tonejc, etc., Met A 3, 110016; 6, 110487.
5b. C. Surayanarayana, Met A 6, 110801.
6. A. F. Polesya, etc., Met A 4, 120636.
7. N. I. Varich, etc. (H. И. Варич и др.), Met A 3, 110494.
8. /. Adam, etc., JIMMA 22, 942; 23, 647.
9. W. D. Clark, С А 34, 7716.
10. /. A. Bland, etc., JIMMA 26, 469.
П. Л1. V. Zakharov, etc. (M. В. Захаров и др.), MA 1, 254.
12. О. M. Ignatiev, etc. (О. М. Игнатьев и др.), Met A 4, 331320.
13. L. Kubichek^JlMMA 27, 629.
14. Н. Schirmeister, JIM 16, 239.
15. Anon., JIM 35, 728, 729.
16. H. Kimura, etc., Met A 4, 121791, 311299.
17. N. Dudzinski', JIMMA 20, 80.
18. A. von Zeerleder, CA 12, 2533.
19. M. D. Eborall, JIMMA 17, 914.
20. V. De Pierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
21. F. A. Crossley, etc., JIMMA 19, 533; 20, 97, 696.
22. 5. Terai, JIMMA 30, 399.
23. G. V. Samsonov, etc. (Г. В. Самсонов и др.), МА 2, 325.
24. M. Nakamufu, etc., JIMMA 24, 147.
25. D. Merz, et<?, MA 2, 17.
Al — Xe
В ядерных реакторах алюминий пересыщается такими газами, как
ксенон, который в конечном итоге выделяется из твердого раствора. В ре-
результате этого процесса образуются поры, располагающиеся преимущест-
преимущественно по границам зерен и приводящие к распуханию металла [1—3]. При
температуре до 477°С диффузия ксенона отсутствует [4]. Приводятся све-
сведения о теплоте и энергии адсорбции ксенона алюминием [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Y. Dekhtyar, etc. (И. Ю. Дехтяр и др.), Met A 1, 331847; 3, 130632.
2. L. N. Larikov, etc. {Л. И. Лириков и др.), Met A 3, 320464.
3. 5. Kawasaki. Met A 1, 130793.
4. A. W. Castleman, etc., JlMMA 28, 705.
б. L. Л. Bruce, etc., Met АД 320543.
Al - Y
Co стороны алюминиевого края диаграммы образуется эвтектика между
алюминиевым твердым раствором и соединением YA13 при 627—647°С и 9—
10% Y [1—6]. Растворимость иттрия в твердом состоянии мала: 0,17% при
эвтектической температуре, 0,15% при 627°С и 0,08% при 527°С ,[1, 2, 6, 7]
(рис. 64). После охлаждения из жидкого состояния со скоростью
105—10е °С/с сплав с 9% Y является двухфазным [8].
В равновесии с алюминиевым твердым раствором находится, по-види-
по-видимому, фаза P(YA13) E2,4% Y). Ее решетка ромбоэдрическая (пространст-
(пространственная группа R3m, 12 атомов в элементарной ячейке) с параметром а—
о
= 7,90 А; а = 46°8'; у=3,600 г/см3. Когда решетка индицируется как гек-
гексагональная [1—4, 9—15] C6 атомов в элементарной ячейке), она обладает
о о
параметрами а=6,19~6,22 А, с=21,1284-21,3 А. Ромбоэдрическая струк-
структура стабильна только при температурах выше 627°С; ниже этого темпе-
температурного предела существует а = модификация с гексагональной решеткой
(пространственная группа Рбз/яшс, 8 атомов в элементарной ячейке) с па-
параметрами а=6,28 А, с=4,58 А [9, 15]. По-видимому, фаза YA13 образует-
образуется по перитектической реакции с участием фазы YA12 либо при 977°С ,[9],
либо при 1327—1377°С ,[1, 3—4]. Описана электронная структура соедине-
соединений [15Ь]. Решетка фазы YA14 D5,2% Y) тетрагональная (пространствен-
(пространственная группа /4//n/nm, 10 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=
= 4,17 А, с=9,77 A; Y = 3>820-f-3,940 г/см3; она изоморфна соединению
168

Al 20
Y, % (no м
Рис. 64. Диаграмма состояния Al—Y
ВаАЦ [16]. В соответствии с работой {1] в равновесии с алюминиевым
твердым раствором находится соединение Y2A15, что сомнительно. Описаны
сплавы, богатые иттрием [17, 18]. В целях определения вида соединения
использован процесс анодирования [19].
Добавки иттрия существенно не влияют на свойства алюминия [13, 20].
Упрочнение при старении происходит в ограниченных пределах: прирост HV
закаленного сплава cO,63%Y составляет лишь несколько единиц [6]. Со-
Сообщается о структуре [21] и свойствах [22] эвтектики Al—YA13, полученной
методом направленной кристаллизации.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
М. Savitsky, etc. (Е. М. Савицкий и др.), ЛММА 27, 169; 30, 517.
A. Wilhelm, etc., US AEC Rep. IS 17, 1959, 95; IS 193 1960. 46; AST Tr. 1961
54, p. 757.
A. McGurty, US AEC Rep. DC 59—5—210, 1959
E. Lundin, etc., CA 55, 18521.
Kuchar, Met A 2, 110069.
E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 2, 110294; 3, 1I0662
H. Spedding, etc., The Rare Earths, Wiley, 1961
Beghi, etc., Met A 1, 121030.
F. Smith, etc., US AEC Rep. IS 193, 1960, 74; IS 351, 1961 69
?tu?zorie> T,etc- Atti Accad. Naz. Lincei, Cl. Sci. FU Mat N*t., 1962 33 465
H. N. van Vucht, etc., Phillips Res. Rep., 1964, 19 319.
D.aSerhamm, etc., MA 1, 1829.
t 7 i,erugin (B- A- Подергин и др.), MA 1, 1809.
LXkTU\{l! ДР'Ь Met A 2'
2.
3.
4.
5.
6.
7.
8.
9.
10.
11.
12.
13.
14.
15.
Е.
Н.
V.
/.
С.
L.
М
F.
G.
/.
G.
Г.
0. '
D.
15b. V.
16.
Р.
l'mwkl№h' ?' ,(? Я" КыштаР™ и др.), Met A b, 331446.
i. iKnpyattevich, etc. (Я. И. Крипякевич и др.), ЛММА 29, 221, 634.
169

If. Elliott, 1965.
18. Schunk, 1969.
19. A. Meyer, Met A 2, 210209.
20. W. Kroll, JIM 36, 432; JIMMA 7, 50.
21. ЛЛ Д-. Street, etc., Met A 1, 120001.
22. R. Matera, etc., Met A 7, 620016.
Al — Yb
Согласно диаграмме, приведенной в работе [1], происходит эвтектиче-
эвтектическое превращение Ж->А1+1ЬА13 при 625°С; эвтектическая точка отвечает
~21%Yb. Растворимость иттербия в твердом состоянии при эвтектической
температуре составляет 0,2—0,3% Yb, уменьшаясь с понижением температу-
температуры [2, 3]. Решетка фазы YbAl3 F8,13% Yb) кубическая (пространственная
группа РтЗт, 4 агома в элементарной ячейке) с параметром a = 4,20-f-
о
4-4,203 А [1—6]. Она образуется по перитектической реакции при 977°С с
участием фазы YbAl2 [1]. Фаза YbAl2 G6,22% Yb) также характеризуется
кубической решеткой (пространственная группа Fd3m, 24 атома в элемен-
элементарной ячейке) с параметром а== 7,777-^7,881 А [1, 3, 7, 8]. Имеются
данные об электронных и магнитных свойствах указанных соединений
[9, 10]. Иттербий очень слабо влияет на удельное электросопротивление и
твердость алюминия [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. D. Vengrenovich, etc. (P. Д. Венгреяович и др.), Met A 3, 110130.
2. V. К. Kulifeev, etc. (В. К. Кулифеев и др.). Met A 5, 110118.
3. К. Н. J. Buschow, etc., Met A 641, 1017.
4. /. /. Zalutsky, etc. (И. И. Залуцкий и др.), МА 2, 1340, 1520.
5. W. В. Pearson, Met A 1, 120344.
6. S. E. Haszko, JIMMA 28, 974.
7. V. A. Podergin (В. А. Подергин и др.), МА 1, 1809.
8. К. Н. J. Buschow, etc., MA 2, 1058.
9. A. Palenzona, etc., Met A 6, 110165; 120212.
10. Е. Е. Havinga, etc., Met A 7, 150481.
Al — Zn
Литейные сплавы Al—Zn были одними из первых алюминчевых сплавов,
которые заменили сплавами А1—Си и особенно Al—Si. В 20-е годы были
разработаны сплавы А1—Zn—Mg и совсем недавно сверхпластичные вы-
высокоцинковые сплавы. Цинк опробовали как выщелачиватель при извлечении
алюминия из сплавов Al—Fe—Si при расплавлении руд в дуговых электро-
электропечах [1], однако процесс оказался неэкономичным. Цинк является не-
небольшой примесью многих руд, а также добавкой в припои, понижающей
их точку плавления.
Диаграмма состояния А1—Zn — одна из наиболее исследованных за
последние 80 лет [1—3]. Но только несколько лет назад была построена
диаграмма, в которой учитывались все экспериментальные данные. В соот-
соответствии с этой диаграммой (рис. 65) при кристаллизации происходят
нонвариантные превращения: перитектическое (при 443°С, перитектическая
точка ~70% Zn) }K+Al->-ZnAl и эвтектическое (при 382°С, эвтектическая
точка 94,9% Zn) Ж-^Al+ZnAl [1—10]. Более поздние исследования [10 Ь]
в основном подтвердили эту диаграмму, но наиболее достоверной считается
эвтектическая температура 455°С (вместо 443°С) и эвтектоидная темпера-
температура 236°С (вместо 275°С); дана несколько суженная область существова-
существования фазы ZnAl. На рис. 65,а представлено изменение температуры кипе-
кипения [11 — 17]. Сублимация цинка из сплавов изучена в работах [18, 19].
Растворимость цинка в твердом алюминии приведена ниже [5, 20—22]:
Температура, °С 77 127 177 227 275
Растворимость Zn в А1:
о/о (по массе) 2,5 6,2 11,5 18,0 31,6
% (ат.) 1,25 2,8 5,5 8,0 15,9
170

Температура, ЛС 327 340 351,2* 340 443^
Растворимость Zn в А1:
% (по массе) 43,5 49,0 61,3 69,5 70,0
% (ат.) ....'. 24,0 28,8 38,7 47,9 49,3
* Сингулярная точка.
В области, расположенной между 351 и 300°С, алюминиевый твердый4
раствор распадается на две фазы — ai и а2, которые являются твердыми
растворами цинка (различной концентрации) в алюминии. Эта область,
впервые отмеченная в работе [23], распространяется от 49 до 69,5% Zn
при 337°С и постепенно сужается с сингулярной точкой при 351,2°С [22,.
2-
Zn; %famj
20 30 40 SO
1500
7200 -
Al
20
W
40 60
Zn;%f7?j массе)
Zn7% (am.)
20 50 40
80
^ 927
Zn
50
t.°c
527
20
80
40 60
Zn; % (no массе)
Рис. 65. Политерма кипения (а) и диаграмма состояния сплавов А1 — Zn (б)
Zn
171

24, 25]. От этой точки растворимость увеличивается с уменьшением темпе-
температуры, достигая 69,5% Zn при 340°С, и затем растет до 70% Zn при
температуре перитектики. Область Al+ZnAl очень узкая, и ее пределы точно
не установлены. Со стороны цинка наклон солидуса и ликвидуса ouppk
резкий до температуры эвтектики [26]. Растворимость алюминия в цинке
в твердом состоянии мала и равна ~1,1% при эвтектической температур
C82°С), 0,65% при эвтектоидной B75°С) и 0,42% при 227°С [27, 28].
Фаза ZnAl G0,6% Zn) имеет гранецентрированную кубическую решетку
с параметром при 340°С, уменьшающимся от 4,04 А при 70% Zn до 4,03 А
при 76% Zn [4, 5]: она обладает, по-видимому, упорядоченной структурой
[5, 5Ь]. При 275°С фаза распадается по эвтектоидной реакции на Al+Zn;
эвтектоидная точка соответствует 78% Zn, [3]. Фаза Zn имеет гексагональ-
гексагональную плотноупакованную решетку (пространственная группа Рб^ттс,
о
2 атома в элементарной ячейке) с параметрами а=2,6649 А, с=4,9468 А
в случае чистого цинка и а=2,660 А, с=4,99 А в случае твердого оаство-
ра с алюминием [29]; у=6,49 г/см3.
Закалка из жидкого состояния расширяет область гомогенности фазы
ZnAl при сокращении области алюминиевого твердого раствора [301. Дан-
Данные о теплоте смешения и других термодинамических функциях можно
найти в работах [31—43]. Изучалось образование кластеров в твердом
и жидком состояниях [33, 44—50]. Согласно [22, 50 Ь], кластеры образу-
образуются при 337—377°С, а упорядочение происходит при более низких тем-
температурах. Диаграмма состояния, существенно отличающаяся от эксперимен-
экспериментальных результатов, дана в работе [51].
о
Параметр решетки алюминия уменьшается почти линейно до 4.018 А,
отвечая составу с 57% Zn [52—57]. Плотность растет пропорционально
атомному проценту цинка [58—62]: при 30% (ат.) Zn [51% (по массе)]
она достигает 3,92 г/см3 [56]. Коэффициент линейного расширения увели-
увеличивается- с увеличением содержания цинка [63, 64]. В процессе нагрева
сплавов с более чем 30% Zn имеет место резкое расширение при темпера-
температуре 275°С вследствие превращения Zn->-Al+Zn [65]. Сжатие при кристал-
кристаллизации возрастает по мере роста содержания цинка и составляет 7,1%
для сплава с 18% Zn [66—70]. Вязкость жидких сплавов при непрерывном
нагреве увеличивается пропорционально содержанию цинка и на 25—30%
превышает вязкость алюминия при 30% Zn [71—77]. Жидкотекучесть при
литье резко снижается от присутствия примесей, а также с увеличением
интервала кристаллизации [78, 79]. Поверхностное натяжение на границе
раздела жидкость — газ медленно понижается, при эвтектическом составе
на 25% [7, 77, 80]. Поверхностное натяжение на границе раздела
жидкость — твердая фаза составляет ~0,06—0,08 Н/м [81, 82]. Проник-
Проникновение жидкого галлия по границам зерен изучено в работе [83].
Удельное электросопротивление алюминия растет линейно до
5• 10~8 Ом-м, соответствуя сплаву с 20% Zn [84—91]; его поведение при
низких температурах изучалось в работах [92, 93]. Температурный коэф-
коэффициент сопротивления равен примерно 1,7-10~12 Ом-м/К вплоть до 70% Zn
[94—95]. Электросопротивление в жидком состоянии при температуре 727°С
непрерывно растет" от ~25-10"-8 Ом-м при отсутствии Zn до 38-10~8 Ом-м
прИ 70—80% Zn, после чего медленно снижается [96—98]. Данные о под-
подвижности электронов в жидком состоянии приведены в работе [99]. Т.э.д.с.
относительно меди снижается по мере увеличения содержания цинка, до-
достигая нуля при 70—90% Zn [95]. Теплота смешения и другие термодина-
термодинамические функции описаны в работах [31—43]. Магнитная восприимчивость
понижается до ~1Ы0-3 мм3/моль, соответствуя составу с 30% Zn
[100—102]. Данные о поведении постоянной Холла приведены в работах
[103, 103 Ь]. Скорость распространения ультразвуковых колебаний снижает-
снижается примерно на 12—15% для сплава с 30% Zn [60].
Твердость и предел прочности растут линейно, в отожженном состоянии
для сплава с 20% Zn HV 500-600 МН/м* [104-105], <тв = 300 МН/м*,
172

6 = 5-^20% [106, 10?]. Сужение при испытании на растяжение изучали
авторы работы [108^. Для сплавов с содержанием цинка менее 20% термо-
термообработка малоэффективна; при 20% Zn прирост прочности от закалки (в
527°С) и естественного старения составляет лишь 40—50 МН/м2 [106]. По
мере роста содержания цинка твердость и в закаленном, и в состаренном
состоянии увеличивается, достигая соответственно 1200 и 1600 МН/м2 при
40—60% Zn, после чего твердость в обоих состояниях снижается [109].
Локализация цинка по границам зерен понижает прочность [110]. Прочность
нагартованного материала на 100—150 МН/м2 выше прочности отожженного
материала при 6 = 5—10% [106]. Предел текучести уменьшается от малых
(до 0,09%) присадок цинка, а затем постоянно повышается [111]. Облуче-
Облучение при минусовых температурах может вызвать упрочнение [112].
Изменение модуля упругости от введения цинка небольшое; по данным
[58, 113, 114], цинк понижает, а по данным [60, 1150—увеличивает ег0»
вероятно, определяющим фактором является термическая обработка.
Демпфирующая способность сплавов существенно уменьшается 1115 b, 116].
Пределы ползучести и усталости несколько увеличиваются, но при 3—5% Zn
прирост едва превышает ошибку эксперимента [117—120]. Сопротивление
ползучести минимально при 277°С [121]. У сплавов, упрочняемых старением,
предел ползучести растет в процессе старения [122]. Изучалось движение
границ зерен при ползучести сплава с 20% Zn [123], движение дислокаций
[124], деформация ползучести при усталостных нагрузках [125] и зарож-
зарождение разрушения в процессе ползучести [126—128]. При предварительном
нагружении возможно появление трещин, снижающих сопротивление ползу-
ползучести [129]; Усталостные нагрузки вызывают миграцию границ зерен и ус-
ускоренный распад твердого раствора с последующим вытеснением обедненного
материала и разрушением, как это происходит и у других алюминиевых
сплавов. Шероховатость поверхности мало влияет на статическую прочность,
но может уменьшить сопротивление усталости до 80% [130—132].
Электродный потенциал быстро снижается от обычной величи-
величины (—0,8) Ч-(—0,85) В до —1 В у сплава с 2% Zn и при дальнейшем увели-
увеличении легирования — до —1,1 В, соответствующей чистому цинку
[133—136]. Ликвация цинка может привести к разбросу значений потенциа-
потенциала (порядка 0,05 В) в пределах одного итого ж^ сплава [137]. Добавки до
5—6% Zn уменьшают коррозионную стойкость алюминия в кислотах, но
увеличивают стойкость в щелочах [138—150]. Дисперсионно твердеющие
сплавы очень чувствительны к межкристаллитной коррозии и коррозии под
напряжением [151—157]. В работах i[158, 159] изучалась взаимосвязь
микроструктуры и коррозионного растрескивания под напряжением.
Цинк несущественно влияет на размер зерна литого алюминия [160].
Описание роста зерна и ликвации в сплавах Al—Zn и их влияния на
структуру содержится в работах [161 — 166], структуры эвтектики — в [81,
167—169], зонной очистки — в [170—172] и дислокационной структуры
вследствие ликвации при быстром охлаждении — в [173]. Изучено движение
точечных дефектов в процессе деформации при отрицательных температурах
[174], наличие дефектов упаковки после холодной деформации [175],
движение дислокаций к дефектам упаковки [176, 177], появление дефектов
при закалке [178] и образование дислокаций вследствие испарения цинка
[178 Ь]. Энергия дефектов упаковки понижается от легирования цинком:
при 21% Zn она падает до 0,054 Н/м [179]. Пластичность алюминия снижа-
снижается от добавок цинка [55, 180—182]. но сплавы с содержанием более
60% Zn сверхпластичны, что детально описано в работах [4, 181, 183—223].
Текстуры холодной деформации исследованы в работах [223 Ь], а полиго-
низация в результате отжига — в работе [224]. Данные о влиянии цинка на
рекристаллизацию противоречивы: в соответствии с работой [225] - он уве-
увеличивает ее скорость и уменьшает инкубационный период, по данным [160],
цинк не влияет на температуру, а по данным [226] — повышает ее. Влияние
цинка зависит от уровня присутствующих примесей; кроме того, цинк по-
разному влияет на материал, подвергнутый зонной очистке, и материал тех-
технической чистоты. Горячеломкость достигает максимума при 6%^п? а за-
затем несколько уменьшается [227, 228].

Рассмотрено ускорение диффузии с увеличением разупорядочения мо-
мозаичных блоков [229], а также с увеличением деформации [230]. Однако
деформация усталости не приводит к росту скорости Диффузии [231], в то
же время при приложении давления она снижается [230]. Сообщается о
значительном вкладе границ зерен в процесс диффузии [231Ь, 232], зави-
зависящий от степени разупорядочения [232 Ь]. Диффузия в спеченных алюми-
алюминиевых сплавах может протекать в 5 раз быстрее, чем в алюминии, вслед-
вследствие большей протяженности границ зерен [233]. По данным [234], при-
примеси ускоряют диффузию, в то же время хром снижает ее. Однако цинк не
взаимодействует с медью, магнием, марганцем, железом и хромом [235].
Скорость диффузии цинка в жидком алюминии при 727°С аналогична ско-
скоростям диффузии меди и магния [236, 236 Ь]. Энергия активации диффузии
алюминия в цинке составляет 2 эВ [18], коэффициент диффузии для сплавов
с 25—87% Zn при 577°С равен 3—9-10~5 см2/с [99].
Сплавы Al—Zn, упрочняемые старением, в закаленном состоянии содер-
содержат избыточные вакансии, число которых растет с повышением температуры
закалки [237—241]. Зоны ГП в основном сферические [242] с диаметром
о
10—60 А [243—264] и плотностью распределения порядка 1012—1016 мм~3
[265—268]. Зоны зарождаются на петлях дислокаций вследствие конден-
конденсации закалочных вакансий [269]. Величины констант диффузии, необходи-
необходимые для образования зон, находятся в следующих пределах: от D0=l cmVc,
Q=l,15 эВ [268] до ?>о=1О-15 см2/с, Q = 0,38 эВ [269 Ь]. Диаметр зон
зависит главным образом от температуры и длительности старения; количе-
количество цинка влияет только на число зон [245, 251, 267, 270, 271]. По данным
[272, 273], зоны содержат 50% Zn, а согласно работам [252, 267], только
часть избыточного цинка входит в зоны. Параметр решетки зон равен
о о
3,991 А, а окружающих их слоев, обедненных цинком, 4,115 А; поэтому
последние находятся в растянутом состоянии [271], а также пересыщены
вакансиями [274, 275]. Искажения в зонах рассмотрены в работе [275 Ь].
Энергия взаимодействия зон ГП с матрицей составляет 0,046 Н/м [268].
Скорость образования зон в сильной степени зависит от числа закалочных
вакансий; возврат после старения, холодная деформация, возврат после
деформации, низкая температура закалки, т. е. все факторы, уменьшающие
число вакансий, могут снизить скорость образования зон до уровня обычной
скорости диффузии цинка в алюминии [224, 238, 276—280]. Образование
зон возможно даже при очень быстрой закалке [281]. Распределение зон в
матрице определяется полями напряжений, которые возникают около них
[272, 282]. Оценка искажений решетки дана в работе [278]. Зоны не взаи-
взаимодействуют с избыточными вакансиями [240]. Предложен вакансионный
механизм транспортировки растворенных атомов к зонам с участием избы-
избыточных вакансий [283, 284]. Так как диаметр зон растет со временем, их
количество уменьшается на величину до двух порядков и, возможно, в них
увеличивается концентрация цинка [266, 285].
Когда диаметр сферических зон превышает ~30 А, они удлиняются в
одном из направлений [111] и становятся эллиптическими с наибольшей
о о
осью 100—150 А и толщиной 30—50 А. Зоны в кочечном счете заменяются
когерентной с матрицей гранецентрированной ромбоэдрической а'-фазой (про-
(пространственная группа R3tn) с параметром а=3,985 или 3,991 А; а = 91,5°;
решетка может быть индицирована как гексагональная с а = 2,80-4-2,855 А,
?=6,78-7-6,71 А [155, 256, 258, 259, 278, 286—?91]. Промежуточная фаза
образуется в виде пластинок по гаоскостям A11) [247, 259, 264, 292, 293].
Присутствие дислокацчй увеличивает нестабильность ромбоэдрической ре-
решетки и способствует потере когерентности [294]. В последнем случае про-
промежуточная решетка переходит в гранецентрированную кубическую решетку
с параметром а = 3,98ч-3,99 А [247, 256, 273, 278, 295].
174

В итоге решетка промежуточной фазы изменяется до гексагональной
решетки цинка со следующим* ориентационным соотношением между матри-
матрицей и выделениями [155, 242, 256, 278, 296, 297]: (OOl)znll A11) ai^
[100]zn||[110]Ai. Параметры решетки выделившейся фазы цинка а=2,66 А,
с = 4,95 А [278]. Образование дефектов упаковки оказывает незначительное
воздействие на это превращение [298]. Обедненная матрица разупрочняет-
ся, особенно по границам зерен [299]. Ускоренные выделения по границам
зерен приводят к образованию приграничной зоны шириной до 5 мкм, обед-
обедненной растворенными элементами, и следующей за ней зоны шириной до
8 мкм, обедненной вакансиями [300, 301].
При повышенных температурах старения зоны ГП не образуются. На
рис. 66 показаны спинодальные кривые для зон ГП и а'-фазы [24, 197,
257, 269, 302—312]. Однако в работах [313, 314] спинодальный характер
кривых ставится под сомнение. Прямые выделения стабильной фазы на
дислокациях исследованы авторами [315, 316].
о- \Щ] и-[306
а-[Л5] х~[Ж]
а-[307]
т-[309]
-[3S3r] +-[256]
20
40 60
Zn , % (по массе)
80
Zn
Рис. 66. Спинодальные кривые сплавов алюминий — цинк по данным различных авторов
Выделения, возникающие в быстро закаленных сплавах, при старении в
области критических температур имеют гранецентрированную кубическую
о
решетку с параметром а = 3,77 А. Затем они превращаются в равновесную
фазу путем эпитаксиального роста пластинок цинка по плоскости A11)
соприкосновения с матрицей [316 Ь]. Ячеистый распад контролируется диф-
диффузией по границам ячеек [197, 307, 316с]. Теория упрочнения зонами опи-
описана в работах [317—320].
Твердость непрерывно растет с момента зарождения зон ГП и достигает
максимальных значений непосредственно перед образованием промежуточ-
промежуточной фазы [242, 259, 295, 309, 321—323]. Сплавы с низким содержанием
цинка при исчезновении закалочных дефектов размягчаются [243, 264]; при
повышенных количествах цинка превалирует упрочнение [254]. Кривые де-
деформации стареющих сплавов отличаются от кривых для сплавов типа
твердых растворов [324]. Максимальные значения HV и прочности, дости-
достигаемые при старении сплавов с 40—50% Zn, составляют соответственно 1500
и 500 МН/м2 [ПО, 325]. Предел прочности при 15% Zn возрастает на
100 МН/м2 [326]. Модуль упругости на ранних стадиях старения увели-
.175

чивается на 5—10%, а затем уменьшается [115, 327]; при.этом минимальные
о /
значения соответствуют зонам размером 30—50 А, которые появляются тем
раньше, чем выше, температура закалки [114, 278, 309]. Образование зон
сопровождается выделением тепла [328, 329].
^ Удельное электросопротивление увеличивается до максимальных значе-
значений на ранних стадиях образования зон, а затем снижается [239, 269, 296,
303, 330—333]. Критический диаметр зон, соответствующий максимуму
электросопротивления, равен примерно 30—40 А [303, 309, 322, 334, 335].
Причина перегиба на кривой электросопротивления рассматривается в
работах [336—338]. Предполагается, что эффект влияния каждой зоны
в отдельности непрерывно увеличивается, но со временем уменьшается число
зон [103 Ь]. На ранних стадиях старения происходит сжатие на 3—4% [278],
оно максимально при пониженных температурах старения [109].
При зарождении промежуточной фазы параметр решетки матрицы на-
начинает возвращаться к равновесной величине [274, 288, 339]. Образование
промежуточной фазы сопровождается небольшой абсорбцией тепла [249], что
интерпретируется как растворение зон ГП [328]. Именно в этот момент
снижается внутреннее трение [340], начинается размягчение [242, 254, 296]
и сопротивление коррозии достигает минимума, так как локальные выде-
выделения по границам зерен и плоскостям скольжения вызывают сильную
чувствительность к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжени-
напряжением [153, 341]. Электросопротивление быстро уменьшается из-за потери ко-
когерентности между выделением и матрицей [321]. Вследствие близости
решеток промежуточных фаз и матрицы дислокации проходят через фазы,
хотя и медленно [342]. В других системах промежуточные фазы действуют
как барьеры, мешающие движению дислокаций [343, 344]. Только при об-
образовании стабильной фазы возникающая пластическая деформация вызы-
вызывает перемещение блоков, составляющих */з—У4 от размера обычных бло-
блоков мозаики [345].
Если стадия образования зон отсутствует, то не происходит роста
электросопротивления, и оно сразу начинает падать [303, 304, 323, 331].
Влияние ликвации на упрочнение при старении рассмотрено в работе
[346]. Деформация перед старением, так же как дефекты, введенные при
усталостном нагружении, вызывает сильное упрочнение в начальный период
[280, 347—348], которое затем очень быстро прекращается, так как боль-
большое число дефектов дает возможность рассеиваться избыточным вакансиям
[261, 277, 349]. В результате этого снижается скорость низкотемпературного
старения [3501 и повышается скорость высокотемпературного старения
[351]. Деформация также способствует избирательным выделениям по
границам зерен, субзерен и по плоскостям скольжения, что ведет к эффекту
Портевена — Ле-Шателье [350, 352], Пластическая деформация после за-
завершения ранних стадий старения оказывает небольшое влияние на число
кластеров и скорость их роста [353, 354]. Чем выше скорость закалки и ее
температура, тем больше вносится закалочных вакансий и выше скорость
зарождения зон [237—239, 355—357]. Облучение нейтронами ускоряет
старение [174, 358—360]. Наблюдается торможение позитронов зонами
.[361]. Как упоминалось ранее, упрочнение растет по мере увеличения со-
содержания цинка [362], достигая максимума при 40—50% Zn, после чего
оно уменьшается [110]. Предварительное старение при повышенных темпе-
температурах снижает скорость и эффект последующего естественного старе-
старения [363].
Возврат может происходить при достаточно высокой температуре [238,
251, 255, 276, 363b, 364]. Скорость растворения зон в процессе возврата
контролируется диффузией растворенного элемента в матрице [365]. Воз-
Возврат может произойти при циклическом нагружении [365 Ь]. Старение после
возврата протекает намного медленнее, чем непосредственно после закалки,
и имеет энергию активации 1,2 эВ [276], отвечающую диффузии цинка в
алюминии, но размер зон при этом больше [265, 366].
Присадки серебра концентрируются в зонах и увеличивают скорость
176

образования кластеров, число и размер зон, а также снижают скорость
возврата [305, 364, 367—370]. Бериллий уменьшает влияние температуры
закалки, замедляет зарождение зон ГП, вызывая изменение предела теку-
текучести по кривой с максимумом, вероятно, вследствие образования класте-
кластеров с бериллием [370—372]. Добавки 0,1 % Mg значительно ускоряют за-
зарождение зон [115, 279, 305, 309, 365, 367, 369,373—375]. Кальций, кадмий,
церий, диспрозий, германий, индий, марганец, ниобий, платина, сурьма,
кремний, олово, титан, иттербий, иттрий и цирконий уменьшают скорость
старения в большей или меньшей степени [109, 305, 362, 363 b, 367—370,
374, 376].
В сплавах Al—Zn, помимо процесса старения, имеют место еще два
превращения в твердом состоянии: монотектоидное и эвтектоидное. При
монотектоидной реакции твердый раствор цинка в алюминии (содержащий
61,3% Zn в нонвариантной точке и большие или меньшие количества цинка
при температуре ниже нонвариантной 351,3°С) распадается на два твердых
раствора: в одном по мере понижения температуры содержание цинка
уменьшается, а в другом — увеличивается. Кроме работ по определению
границ двухфазной области [3], имеются исследования только механизма
и кинетики этого превращения [45, 377, 377 Ь]. По эвтектоидной реакции
р-фаза распадается при 275°С на алюминиевый твердый раствор с пре-
предельной растворимостью цинка 31,5% и цинковый твердый раствор с пре-
предельной растворимостью алюминия 0,6%. Удельное электросопротивление,
твердость по Виккерсу, модуль упругости сплава с 78% Zn, закаленного с
275°С, повышаются, сжатие прекращается в пределах нескольких минут
после закалки; при дальнейшей выдержке свойства остаются на одном
уровне или изменяются медленно [64, 114, 378—388]. Наиболее примеча-
примечательная особенность этого превращения состоит в том, что в течение не-
нескольких минут после закалки выделяется большое количество тепла
(9—12 кДж/моль), благодаря чему температура материала поднимается на
50—100°С [378—390]. Кривые разных свойств на диаграммах старения
имеют С-форму; изгиб кривых находится в области 27—127°С [385]. Боль-
Большинство экспериментальных данных свидетельствует о прямом образовании
а- и 7-Фаз из р-фазы [378, 389, 391], причем а-фаза содержит ~40% Zn,
который выделяется в период от одной до нескольких недель [385, 392,
393]. Однако имеются указания о трех типах этого превращения [394].
Пластинчатый рост эвтектоида контролируется межфазной диффузией [395].
Скорость закалки оказывает заметное влияние на скорость превращения:
если охлаждение не достаточно быстрое, превращение может начаться при
высоких температурах и происходить по схеме изотермического. Однако
различие в окончательном структурном состоянии вследствие изменения
скорости охлаждения [387] вызывает некоторые сомнения. Ряд добавок
оказывает сильное влияние на скорость превращения; олово, медь, индий,
кадмий, литий и магний уменьшают ее [186, 379—381, 386, 396—398]; по
данным [384], скорость превращения уменьшается в 100—105 раз.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. И. S. Caldwell, Jr. JIMMA 30, 333.
2. G. V. Ray nor, JIMMA 10, 416.
3. Hansen, 1958.
4. A. A. Presnyakov, etc. (А. А. Пресняков и др.), JIMMA 28, 859; 29, 951; 31, 701.
5. G. R. Goldak, etc., JIMMA 31, 808.
5b. M. Kagachi, С А 78, 63637d.
6. /. 5. Solet, etc., JIMMA 17, 923.
7. E. Pelzel, JIMMA 17, 157, 257, 428.
8. E. Weisse, etc., JIMMA 10, 244.
9. J. A. Vero, JIMMA 20, 367.
10. M. L. V. Gayler, etc., JIMMA 5, 771.
11. W. Leitgebel, JIM 50, 736.
12. A. Schneider, etc., JIMMA 9, 305.
13. M. J. Spendlove, etc., JIMMA 17, 370.
14. P. R. Clopper, etc., Met A 1, 220184.
\r 2- & Makarov (Г. С. Макаров), Met A 4, 440218.
16. Y K. Lee, Met A 5, 151111.
17. E. E. Lukashenko, etc. (?. ?. Лукашенко и др.), Met A 5, 150378, jl50433.
177

18. 5. D. Gerizricken, etc., JIMMA 7, 434; 11, 175.
18b. F. J. Guerin, WAA 7, 640051.
39. S. Z. Bokshtein, etc. (C. 3. Бокштейн и др.), MA 1. 1341, 1666; Met A 1, 130012.
20. W. L. Fink, etc., JIMMA 3, 297, 650.
21. ?. C. Ellwood, JIMMA 19, 4411.
22. /1. Munster, etc., JIMMA 23, 810; 24, 698; 29, 316.
23. E. Schmid, etc., JIM 50, 615; JIMMA 2, 147, 503.
24. A. A. Johnson, etc., MA 1, 1649.
25. G. Rivaud, etc., Met A 5. 110747.
26. T. Ishihara, JIM 34, 421; 35, 436; 41, 438.
27. H. Auer, etc., JIMMA 3, 506.
28. K. Lohberg, JIMMA 10, 139.
29. Pearson, 1.
30. /. V. Salli, etc. (Я. В. Салли и др.), Met A 1, 120053, 120618, 121193; 2, 110723.
31. M. Kawakami, JIM 44, 526.
32. V. S. Lyashenko (В. С. Ляшенко), JIMMA 20, 82.
33. B. L. Averbach, etc., JIMMA 19, 830; 20, 561, 753; 21, 434, 613.
34. /. E. Hilliard, etc., JIMMA 22, 644.
35. V. N. Eremenko (В. H. Еременко), JIMMA 28, 780.
36. F. FrigneU etc., JIMMA 29, 876.
37. P. Dietzman, Bergakademie, 1963, v. 15, p. 120.
37b. R. C. Sinvhal, etc., Met A 2, 150274.
38. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталия и др.), Met Л 1, 151192; 6, 151592.
39. G. Drossel, Met A 3, 210356.
40. Y. K. Lee, etc., Met A 2, 151067; 4, 320497.
41. P. Bolsaitis, etc., Met A 3, 440003.
42. D. Kaufman, Met A 3, 150542.
42b. /. Sebkova, etc., Met A 5, 152028.
42c. V. M. Zalkin, Met A 5, 120740.
42d. A. Krupkowski, Met A 6, 150990.
42e. W. Ptak, etc., Met A 6, 150991.
42f. B. P. Burylev, etc. (Б. П. Бурылев и др.), Met A 6, 152610.
43. R. A. Connell, etc., Met A 6, 440113.
44. K. Schubert, JIMMA 16, 337.
45. R. S. Leigh, JIMMA 19, 707.
46. P. S. Rudman, etc., JIMMA 21, 333; 22, 656.
47. P. A. Flinn, JIMMA 24, 720.
48. R. Kumar, etc.. Met A 3, 120452.
49. W. Ptak, etc., Met A 5, 150938.
50. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталии и др.), Met A 5, 150408.
50b. M. Kogachi, Met A 6, 150929.
51. H. Gayc, etc., Met A 4, 110199.
52. E. A. Owen, etc., JIMMA 2, 592.
53. E. С Ellwood, CA 34, 4370.
54. H. J. Axon, etc., JIMMA 16, 121.
55. /. E. Dorn, etc., JIMMA 18, 455; 19, 175.
56. W. J. H elf rich, etc., JIMMA 30, 433; 31, 812.
57. M. Simerska, MA 2, 965.
58. Z. Nishiyama, JIM 43, 489.
59. D. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
60. L. L. Rokhlin, etc. (Л. Л. Рохлин и др.), Met A 3, 320068, 320147; 5, 140688; 6.
321239
61. F. Kutner, etc., Met A 4, 320197.
62. E. C. Ellwood, JIMMA 17, 15; 19, 826.
63. W. Hume — Rothery, etc., JIMMA 16, 632.
64. W. Smirnoff, JIM 8, 335.
65. A. Schulze, JIM 30, 473; 31, 410.
66. K. Honda, etc., JIM 53, 205.
67. W. H. Stott, JIMMA 3, 707.
68. F. Sauerwald, JIMMA 11, 12, 251.
69. R. A. Bakhtiarov (P. А. Бахтиаров), JIMMA 30, 519.
70. K. Gedevanishvila, etc., JIMMA 22, 1163.
71. D. Saito, etc., JIM 53, 435.
72. W. E. D. Jones, etc., JIMMA 20, 237.
73. V. P. Ivanov (В. П. Иванов), Met A 4, 510613.
74. E. Gebhardt, etc., JIMMA 22, 292.
75. E. Gebhardt, etc., JIMMA 28, 24.
76. F. Lihl, etc., Met A 1, 320376; 2, 320739.
77. G. Lang, Met A 6, 510399, 510615, 510643.
78. V. Kondic, etc., JIMMA 20, 155.
79. 5. Feliu, etc., JIMMA 32, 148.
80. A. M. Korolkov (A. M. Корольков), JIMMA 24, 673; 28, 713.
81. G. A. Chadwick, JIMMA 31, 135.
82. E. P. Whelan, etc., MA 1, 44.
83. D. J. Goddard, etc., Met A 5, 350119.
84. W. L. Fink, etc., JIM 50, 223; 53, 70.
85. W. Fraenkel, JIM 53, 694.
86. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
87. G. G. Gauthier, JIMMA 3, 629.
178

88. M. Bosshard, etc., JIMMA 5, 105.
89. Т. Morinaga, JIMMA 6, 45; 7, 469.
90. А. Т. Robinson, etc., JIMMA 19, 175, 825.
91. W. Syz, JIMMA 23, 215.
92. P. Alley, etc., JIMMA 27, 780.
93. O. Pecijare, JIMMA 28, 214.
94. A. Roll, etc., JIMMA 25, 495, 503, 776.
94b. F. J. Kedves, etc., Met A 6, 151178.
95. V. A. Yurkov, etc (В. А. Юрков и др.), MA 1, 561.
96. L. A. Koledov (Л. А. Коледов), JIMMA 31, 886.
97. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталии и др.), Met A 3, 331060.
98. A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 30, 520; 31, 602.
99. A. Z. Zhmudsky, etc., MA 2, 1258.
100. H. Auer, JIMMA 2, 51.
101. H. Borchers, etc., Met A 3, 330740.
101b. /. Mimault, etc., Met A 7, 330789.
102. E. L. Dupuy, JIM 11, 313.
103. T. Matsuda, etc., MA 2, 250.
103b. К Osamura, etc., Met A 6, 332204; 7, 330321.
104. A. P. Gulyaev, etc. (А. П. Гуляев и др.), СА 44, 9207.
105. Я. Borchers, etc., Met A 4, 311233.
106. T. Tanabe, CA 18, 3351.
107. O. Tiedemann, JIM 35, 540; 36, 437.
108. Z. Jasienski, etc., MA 2, 1579.
109. E. Pelzel, JIMMA 26, 589, 823.
110. L. D. Kharitonova (Л. Д. Харитонова), JIMMA 28> 232.
1M. E. S. Yakovleva (E. С. Яковлева), JIMMA 22, 925.
112. T. Mifune, etc., Met A 1, 160035.
113. B. K. Kardasev, etc. {Б. К. Кардасев и др.), Met A 1, 310983.
114. N. G. Evtushenko, etc. (Я. Г. Евтушенко и др.), Met A 3, 311283.
115. Т. Morooka, JIMMA 25, 235; 26, 835.
115b. T. Federighi, JIMMA 25, 897.
116. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 5, 310685.
117. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 356, 825.
118. /. W. Riches, etc., JIMMA 19, 765, 825.
119. D. McLean, etc., JIMMA 22, Ш7.
120. K. Kucharova, etc., Met A 4, 321747; 5, 310373, 310836.
121. L. A. Neumeier, etc., Met A 4, 312922.
122. /. Congleton, etc., Met A 2, 140248.
123. H. С Chang, etc., JIMMA 23, 993; 24, 377, 574.
124. T. Endo, etc., Met A 4, 121189.
125. D. L. Ritter, etc., Met A 1, 310550.
126. /. A. Williams, Met A 1, 310006, 311028, 3111628.
127. /. 5. Waddington, etc., Met A 1, 310007.
128. /• A. Williams, etc., Met A 4, 312256.
129. C. W. Weaver, etc., Met A 4, 311178.
130. P. /. E. Forsyth, etc., JIMMA 22, 941.
131. M. Kiritani, etc., Met A 5, 130727.
132. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 3, 312238.
133. G. B. Clark, etc., JIMMA 10, 182; 11, 371; 15, 516.
134. T. P. May, etc., JIMMA 17, 727.
135. G. Masing, etc., JIMMA 19, 792.
136. ?. Franke, JIMMA 21, 1045.
137. W. Jacnicke, CZ 1943, 1, 2478.
138. G. Tammann, etc., JIM 50, 740.
139. P. Z. Fischer, JIMMA 5, 802.
140. H. Vosskuhler, JIMMA 5, 541; 6, 361.
141. ?. Kuhnrich, JIMMA 5. 277, 480.
142. A. V. Zeerleder, etc., JIMMA 5, 461, 565; 7, 164.
143. /. Grillat, CA 43, 534.
144. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 17, 439.
145. G. Missier, JIMMA 19, 625.
146. P. Brenner, etc., JIMMA 24, 101.
147. R. Ciach, Met A 1, 351054; 2, 120951; 3, 140197, 140471,
148. O. Radovici, etc., Met A 3, 350589.
149. /. T. Reding, etc., MA 2, 1636.
150. N. Sudo, etc., Met A 3, 351048.
151. G. Chaudron, etc., JIMMA 12, 350.
192. /. G. Murgulescu, etc., MA 1, 268.
153. E. C. Perryman, etc., JIMMA 17, 911; 20, 40ft.
154. A. L. Davies, Met A 1, 350502.
1ВД W. Truszkowski, etc., Met A 3, 351070; 4, 140144, 14(V>f><;.
156. R. Chandrashekar, etc., Met A 4, 350761, 351497.
157. A. Pawlowski, Met A 4. 351374.
158. W. /. Kovacs, etc., Met A 5, 350330.
159. R. Chandrashekar, etc., Met A 5, 351000.
160. F. Lihl, etc., JIMMA 29, 140.
161. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JSMMA 7, Hii\
162. D. Jaffe, etc., JIMMA 24, 483.
179

163. R. A. Bakhtiarov (P. А. Бахтиаров), JIMMA 28, 286, 287.
164. W. V. Youdelis, etc., JIMMA 28, 583.
165. A. M. Makara, etc., MA 2, 1912; Met A 4, 550468.
16b. A. Krupkowski, etc., Met A 3, 120974.
167. H. W. Weart, etc., JIMMA 26, 604.
168. M. G. Day, etc., Met A 1, 120354.
169. V. A. Filonenko (В. А. Филоненко), Met A 3, 120959.
170. K. Masumoto, etc., JIMMA 27, 117.
171. D. Gelli, etc., JIMMA 29, 847.
172. R. Bujdoso, etc., JIMMA 31, 627.
173. A. Nagata, etc., Met A 4, 121159.
174. S. Ceresara, etc., JIMMA 32, 623, 1347; Met A 1. 130906; 2, 130512; 3, 331168.
175. H. J. Seemann, etc., JIMMA 30, 298.
176. R. J. De Angelis, etc., Met A 1, 130255.
177. P. Veyssire, etc., Met A 5, 130110.
178. M. Kiritani, etc., Met A 4, 131228.
178b. F. Jonard — Guerin, etc., Met A 6, 120425, 130311.
179. E. U. Lee, etc., Met A 5, 130340.
180. O. D. Sherby, etc., JIMMA 19, 365, 829; 20, 79.
181. N. F. Syutkin, (H. Ф. Сюткин), JIMMA 22, 535.
182. H. Haberkorn, etc., MA 2, 670.
183. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 13, 318, 413; 14, 96.
184. H. Mitbauer, etc., JIMMA 17, 164.
185. W. Schulze, etc., JIMMA 21, 431; 31, 16.
186. E. Pelzel, JIMMA 22, 176.
18/. E. E. Underwood, J. Metals, 1962, v. 14, p. 914.
188. W. A. Backofen, etc., ASM Tr., v. 1964, p. 57, 980; 1965, v. 58, p. 551.
189. D. Oelschlagel, MA 2, 1798.
190. P. Chaudhari, Met A 1, 310226.
191 С. М. Packer, etc., Met A 2, 310807. 120153.
192. D. L. Holt, Met A ft; 310875. 311239.
193. R. C. Cook, etc., Met A 2, 320029.
194. T. H. Alden, etc., Met A 1, 311340.
195. K. Nuttall, etc., Met A 1, 120785.
196. D. W. F. Effenberger, etc., Met A 2, 120487.
197. /. W. Cahn, Met A I, 110289.
198. R. Kossowsky, etc., Met A 1, [30557.
199. H. M. Weld, Met A 3, 311469.
200. /. C. Barlow, Met A 3, 120616.
201. D. H. Baldwin, Met A 3, 310386.
202. V. Weiss, Metall, 1969, Bd. 23, S. 1264.
203. K. D. Fike, etc., Met A 2, 210593.
204. Anon., Met A 2, 311820.
205. R. K. Aubakirova, etc. (P. К. Аубакирова и др.), Met A 3, 310797; 5, 311611, 311917,
311919.
206. A. Ball, etc., Met A 2, 310591.
207. E. U. Lee, etc., Met A 3, 130970.
208. H. Naziri, etc., Met A 3, 310886; 6, 312523.
209. N. Ujiiye, etc., Met A 5, 310742.
210. R. Pearce, etc., Met A 3, 520689.
211. A. A. Presnyakov, etc. (А. А. Пресняков и др.), Met A 4, 311508.
212. L. A. Neumeier, etc., Met A 4, 311616.
213. Z. Misiolek, etc., Met A 5, 311907.
214. 5. M. Azhibaeva, etc. (С. М. Ажибаева и др.), Met A 5, 311921.
215. R. A. Sailer, etc., Met A 4, 520541.
216. D. S. Fields, Jr., etc., Met A 4, 311738.
217. K. Nuttall, Met A 4, 311739, 312700; 5, 310043, 311556.
218. K. Takeoka, etc., Met A 5, 310993.
219. O. A. Kaibyshev, etc. (О. А. Каибушев и др.), Met A 4, 121813; 6, 130052, 311330.
220. /. Hestbech, etc., Met A 5, 520007.
221. R. B. Nicholson, Met A 5, 311989.
222. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), Met A 5; 120907.
222b. K. Gale, Met A 5, 312243.
222c. G. Grauschopf, etc., Met A 4, 311679.
222d. G. Seibel, Met A 5, 312245.
222e. /. N. Lee, etc., Met A 6, 311321.
222f. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков и др.), Met A 6, 311080.
222g. P. G. Miklyaev, etc. (Я. Г. Микляев и др.), Met A 6, 311761.
222h. C. R D. Biswas, etc.. Met A 6. 310048.
222i. D. L. Dollar, etc., Met A 6, 350170.
222j. T. Oshita, etc., Met A 6, 520548.
222k. K. P. Gurov, etc. (К. П. Гуров и др.), Met A 6, 320911.
2221. U. Heubner, etc., Met A 6, 312356.
222m. A. S. Krausz, Met A 6, 312479.
222n. K. N. Melton, etc., Met A 6, 121088.
223 W. Johnson, etc., Met A 5, 520288.
223b. W. Truszkowski, etc., Met A 6, 120652.
224 P. Lacombe, etc., JIMMA 16, 69; 17, 19, 258; 18, 602.
225." /. С Blade, JIMMA 25, 513; 26, 921.
180

226. N. Kawashima, etc., JIMMA 20, 406; 22, 1165.
227. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 16, 702.
228. E. Piwowarski, etc., JIMMA 22, 291.
229. D. E. Ovsienko, efcc (Д. Е. Овсиенко и др.), JIMMA 29, 737.
230. G. A. Bruggermann, etc., JIMMA 29, 316.
231. S. Pearson, etc., JIMMA 29, 873.
231b. S. Nashikawa, etc., CA 79, 95785c.
232. A. Chatterjee, etc., Met A 3, 130864.
232b. /. Herbeuval, etc., Met A 6, 130315, 130814.
233. A. Hassner, etc., Met A 3, 130092.
234. T. Amitami, JIMMA 28, 417.
235. W. Roth, JIMMA 28, 929.
236. K. Uemura, JIMMA 6, 137; 8, 81.
236b. /. P. Kaverkin, etc. (И. П. Каверкин и др.), СА 79, 108222u.
237. R. Graf, JIMMA 26, 313.
238. N. Gane, etc., JIMMA 26, 29.
239. W. Koster, etc., JIMMA 29, 33.
240. T. Fedeighi, JIMMA 32, 787.
240b. /. Krol, etc., Met A 6, 110969.
240c. /. T. Grider, etc., Met A 6, 131005.
241. H. Haefner, etc., Met A 4, 312069.
242. A. Guinier, JIMMA 12, 77; 17, 261; 20, 846.
243. P. Gobin, etc., JIMMA 27, 717, 779.
244. D. Turnbull, etc., JIMMA 28, 440.
245. V. Gerold, etc., JIMMA 29, 833; 30, 717; 31, 136.
246. R. Grat, etc., JIMMA 28, S75.
247. R. Graf, JIMMA 31, 138.
248. A. F. Bonfiglioli, JIMMA 31, 328.
249. G. Borelius, etc., JIMMA 31, 359, 845. .
250. C. Chiou, etc., JIMMA 32, 543.
251. M. Ohta, JIMMA 31, 378.
252. M. Rogulic, JIMMA 32, llll.
253. V. Synecek, etc. JIMMA 32, 517.
254. R. L. Jones, etc., MA 1, 1080; 2, 987.
255. К K. Rao, etc., MA 2, 1147, 1953; Met A 1, 110307, 140176.
256. M. Simerska, etc., MA 2, 965.
257. L. E. Larsson, MA 2, 965.
258. A. M. Elistratov, etc. (A. M. Елистратов и др.). Met A 1, 140018.
259. S. Yoshioka, etc., Met A 2, 120911, 140103, 140512, 140513, 4, 311300.
260. A. Ismankulov, etc. (А. Исманкулов и др.), Met A 4, 121335.
261. M. Murakami, etc., Met A 4, 120198; 5, 140117.
262. /. M. Raynal, etc., Met A 5, 140119; 6, 110028.
263. /. /. Burton, Met A 5, 150146.
263b. M. Ohta, etc., Met A 6, 140222.
264. V. Sima, etc., Met A 4, 140241.
265. /. B. Cohen, etc., MA 1, 1166; Met A 1, 130497, 130498.
266. S. D. Harkness, etc., Met A 2, 120726; 4, 140023.
267. R. W. Gould, Met A 4, 140119.
268. G. Bohm, etc., Met A 3, 130862.
269. Y. Murakami, etc., JIMMA 32, 260.
269b. M. Murakami, etc., Met A 6, 130507.
270. P. A. Arkonyan, etc. (П. А. Арконьян и др.), MA 1, 513.
271. A. Naudon, etc., Met A 6, 130046.
272. A. V. Dobromyslov, etc. (А. В. Добромыслов и др.), MA 2, К82, 1726.
273. V. M. Agishev, etc. (В. М. Агишев и др.), Met A 5, 120934.
274. G. V. Kleshchev, etc. (Л В. Клещев и др.), МА 2, 649, 808, 1162; Мее А 1, 130274;
2, 121564, 150234; 3, 120414, 130344; 4, 120616.
275. Е. S. Dwarakadasa, etc., Met A 2, 140351, 140451; 4, 131162; 3, !30529.
275b. Т. Sakurai, Met A 7, 150309.
276. R. Graf, JIMMA 27, 429.
277. G. Bartsch, etc., JIMMA 31, 337.
278. W. Merz, etc., MA 2, 1182, 1725.
279. V. Gerold, etc., Met A 3, 130927.
279b. H. G. Fabian, etc., Met A 6, 140251.
280. N. N. Buinov, etc., (Я. Н. Буйное и др.), Met A 3, 120859.
281. W. Koster, etc., JIMMA 32, 393.
282. N. A. Khatanova, etc. (Я. А. Хатанова и др.), Met A 2, 140138.
283. L. A. Girofalco, etc., MA 1, 195.
284. M. Ipohorski, etc., Met A 3, 130521.
285. A. F. Bonfiglioli, etc., MA 2, 188.
286. R. Graf, etc., Compt. Rend., 1964, v. 259, p. 3494.
287. В .G. Strongin, etc., JIMMA 31, 959.
288. K. K. Rao, etc., MA 1, 1830.
289. R. Ciach, etc., Scripta Met., 1968, v. 2, p. 575; 1969, v. 3, p. 899
290. T. R. Anantharaman, Met A 3, 140163.
290b. P. Chraska, Met A 6, 140101.
291. K. N. Melton, etc., Met A 5, 140606.
202. G. L. Richards, etc., JIMMA 32, 1017.
293 A. V. Dobromyslov, etc. (А. В. Добромыслов и др.), Met A 5, 110330, 110444
181

?94. G. J. С.Carpenter, etc., Met A 1, 140014.
295. R. D. Garwood, etc., JIMMA 27, 507.
296. A. H. Geisler, etc., JIMMA 11, 5.
297. A. M. Elistratov, etc. (A. M. Елистратов и др.), JIMMA 21, 782.
298. G. V. Kleshchev, etc. (Г. В. Клещев и др.), Met A 2, 140142, 150234.
299. R. Watanabe, etc., JIMMA 27, 181, 647.
300. M. H. Jacobs, etc., Met A 1, 121064; 2, 130662.
301. A. Saulnier, etc., JIMMA 29, 971.
302. G. Borelius, AIME Tr., 1951, v. 191, p. 477.
303. /. Lasek, MA 1, 321, 1009; 2, 1913; Met A 2, 140456.
304. B. G. Strongin, MA 2. 801.
305. M. Murakami, etc., Met A 2, 121064, 130362; 3, 140151; 4, 110508, 320198; 5, 120140,
140117; 6, 1110580.
306. T. Niklewski, etc., Met A 2, 110171.
307. A. J. Ardell, etc., Met A 2, 120942.
308. D. L. Douglass, etc., Met A 2, 140378, 140379, 140380, 120133.
309. R. P. Wahi, etc., Met A 1, 151188; 2, 140238, 210443; 3r 140462; 5, 140022, 11082a
310. У. Umakoshi, etc., Met A 5, 110281.
311. A. Krupkowski, etc., Met A 4, 110622.
311b. K. Hirano, etc., Met A 5, 140691; 6, 140420.
3!.:c. U. Wurz, Met A 6, 220017.
31 Id. /. Dutkiewicz, Met A 6, 110967, 140365.
312. К. В. Rundman, etc., Acta Met., 1967, v. 15, p. 1025.
313. V. Gerold, etc., Met A 1, 110053.
314. R. D. Jones, etc., Met A 4, 110166.
315. P. Schutzner, etc., Met A 5, 140094.
316. U. K. Malhotra, etc., Met A 5, 121201.
31Gb. M. H. Jacobs, Met A 5, 121320.
316c. E. P. Butler, etc., Met A 6, 120788, 121091.
317. L. K. Gordienko, etc. (Л. К. Гордиенко и др.), Met A 3, 140241.
318. S. D. Harness, etc., Met A 3, 140177.
319. H. A. Lipsitt, Met A 4, 140377.
320. H. Haberkorn, etc., Met A 2, 140452.
321. N. N. Buinov, etc. (H. Н. Буйное и др.), Физика металлов и металловедение, 1955,
N 1, с. 349; Met A 6, 140462.
322. М. Simerska, etc., Met A 6, 140191.
323. G. Mima, etc., Met A 2, 140511.
324. H. Haberkorn, etc., Met A 5, 130246, 140578.
325. R. C. Dorward, Met A 4, 310511.
326. /. Hren, etc., MA 1, 652.
327. K. Tanaka, etc., Nat. Sci. Rept. Ochanomizu Univ. Tokyo, 1955, v. 5, p. 2\3>
328. K. Hirano, JIMMA 24, 157.
329. V. Gerold, JIMMA 32, 473.
330. G. Borelius, etc., JIMMA 16, 197.
331. M. Ohta, etc., Met A 2, 140313, 140314.
332. G. Pysz, etc., Met A, 1, 140343.
333. E. Dartyge, etc., Met A 3, 140020.
334. M. Asdente, JIMMA 29, 339.
335. //. Herman, etc., JIMMA 30, 731.
336. /. E. Sniugeresky, etc., Met A 2, 331260.
337. С Griffin, etc., Met A 5, 151062. 330001.
338. M. Leroy, Met A 5, 150127.
339. Y. U. Krivusha, etc., Met A 5, 120294.
340. A. S. Nowick, JIMMA 19, 275.
341. L. Graf, etc., Met A 3, 350908.
342. H. Haberkorn, Met A 2, 130474.
343. R. J. Price, etc., JIMMA 32, 111, 1038.
344. F. Hinzner, etc., JIMMA 32, 1128.
345. G. P. Kushta, etc., JIMMA 28, 500.
346. A. Krupkowski, etc., Met A 4, 140244.
347. T. Federighi, etc., JIMMA 31, 563.
347b. A. Pawlowski, etc., Met A 6, 1109G8: 7, 140101.
348. S. Ceresara, etc., Met A 3, 140343.
349. A. L. Davies, JIMMA 32, 11347.
350. A. Berghezan, JIMMA 19, 15; 20, 18; 21, 589; 22, 3'r2
351. O. Dahl, etc., JIMMA 28, 356, 946.
352. Z. Jasienski, Met A 1, 140032, 310163.
353. /. P. Jan, JIMMA 24, 157.
354. R. R. Romanova, etc. (P. P. Романова и др.), MA 1, 183*?
355. W. L. Finlay, JIMMA 17, 640; 18, 421.
356. C. Panseri, etc., JIMMA 28, 357.
357. E. Dartyge, etc., Met A 5, 121018.
358. H. Herman, JIMMA 32, 783.
359. /. A. Horak, etc.. Met A 1, 160155.
360. W. Schule, JIMMA 32, 1455; Met A 1, 160219; 2, 160236.
361 V. L. Sedov, etc. (В. Л. Седов и др.), Met A 4, 151630.
362. /. Herenguel, etc., JIMMA 11, 284; 14, 33.
363. K. M. Yamaleev, etc. {К. М. Ямалеев и др.), Met A 4, 140261.
363b. K. S. Raman, etc., Met A 3, 120682, 140282; 4, 131159; 5, 1511W.
182

Ш. Т. R. Anantharaman, etc., Met A 6, 140344.
365. M. Morinaga, etc., Met A 5, 130115.
365b. С Kralik, etc., Met A 6, 140073.
366. /. C. Carpenter, etc., MA 1, 1679.
367. O. D. Shashkov, etc. (О. Д. Шашков и др.), JIMMA 31, 929.
368. M. Ohta, etc., MA 1, 198, 1682; Met A 2, 140313, 140314.
369. Y. Baba, MA 2, 1725.
370. E. S. Dwarakadasa, etc., Met A 2, 140351, 1404ol.
371. L. B. Griffiths, Met A 2, 151135, 151136.
372. E. S. D. Das, Met A 3, 140422.
373. С Panseri, etc., JIMMA 31, 337.
374. G. Bartsch, JIMMA 32, 630.
374b. H. Suzuki, etc., Met A 6, 140217.
375. N. G. Evtushenko, etc. <Я. Г. Евтушенко и др.), Met A 5, 150969.
376. 5. Ceresara, etc., Met A 2, 140199.
377. G. V. Kleshchev, etc. (Г. 5. Клещев и др.), Met A 4, 120616.
377b. W. Truszkowski, etc., Met A 7, 140101.
378. ?>. Hanson, etc., CA 16, 1733.
379. W. Frannkel, etc., JIM 35, 540; 37, 478; 44, 520; 47, 79.
380. H. Meyer, JIM 50, 472, 526, 727; 53, 76.
381. V. Bugakov, JIMMA 1, 7.
382. G. Tammann, CA 28, 946.
383. P. G. Schroter, JIMMA 10, 383.
384. E. Gebhardt, JIMMA 9, 276.
385. R. D. Garwood, etc., JIMMA 20, G27.
386. M. L. Fuller, etc., JIMMA 2, 13, 681; 3, 38.
387. A. S. Fedorov (А. С. Федоров), JIMMA 5, 253.
388. V. S. Postnikov, etc. (В. С. Постников и др.), JIMMA 31, 977.
389. M. V. Schwarz, etc., JIM 50, 615.
390. V. A. Kholler, etc., JIMMA 21, 929.
391. /. Obinata, etc., JIMMA 2, 451.
392. A. Krupkowski, etc., Met A 1, 110264, 110722.
393. G. V. Kleshchev, etc. (Г. В. Клещев и др.), Met A 5, 140009.
394. E. Muncunill, etc., Met A 6, 121199.
395. D. Cheetham, etc., Met A 5, 120250.
.396. H. Imai, etc., JIMMA, 2, 50; 3, 113.
397. R. Ciach, Met A 1, 310579, 121133; 2, 110760.
398. G. V. Kleshchev, etc. (Г. В. Клещев и др.), Met A 5, 121076.
Al — Zr
Цирконий добавляют в небольших количествах в некоторые сплавы
Al—Mg—Zn для снижения их склонности к коррозии под напряжением в
результате формирования структуры с вытянутыми зернами и регулирова-
регулирования степени рекристаллизации. Цирконий также измельчает зерно, но его
эффективность в этом отношении меньше, чем титана, и не увеличивается
от совместного легирования с бором. Поэтому в целях модифицирования цир-
цирконий не используют в промышленном масштабе.
В области, богатой алюминием, происходит перитектическая реакция,
при которой жидкость, содержащая 0,11% Zr, взаимодействует с соединр-
нием ZrAl3 и образует алюминиевый твердый раствор. Наиболее вероятна
нонвариантная температура 660,3°С [1], а не 664°С [2] (рис. 67). Линия
ликвидуса поднимается ступенчато от точки, отвечающей 0,11% Zr, прохо-
проходит через точку, соответствующую 1,9% Zr при 977°С, и достигает точки
плавления соединения. Наиболее достоверные значения растворимости
циркония в твердом алюминии: 0,28% при 660,3°С, 0,05—0,06% при 427°С
[1—5]. Растворимость может быть увеличена, по-видимому, до 2—2.5% Zr
методом закалки из жидкого состояния [6—9]. В работах [10, 10Ь] изуче-
изучена микроструктура быстро охлажденных сплавов.
Соединение ZrAl3 E3,0% Zr) имеет точку плавления 1577°С [И], тетра-
тетрагональную решетку (пространственная группа 14/mmm, 16 атомов в эле-
о о
ментарной ячейке) с параметрами а = 4,013-г-4.015 А, с= 17,32-М7,35 А
111 — 131; y=4,100 г/см3; р= 17-10~8 Ом-м; R=—2,3-\07 мм3/К; а =
= 12,Ы0-6 м/(м-К); Х=4,2-10-3 Вт/(м-К); HV 4270—7400 МН/м2
[М—16]. Следующая фаза в этой диаграмме — ZrAl2 F2,83% Zr); она
образует эвтектику с фазой ZrAl3 при 1487°С [11]. Данные о сплавах, бо-
богатых цирконием, приведены также в работах f 17—22], об электронной
структуре — в работах [23—24].
183

Zr, % (am.)
10 20
30
727
20 40 60
Zr r % (no массе]
Рис. 67. Диаграмма состояния Al—Zr
Параметр решетки растет линейно до величины 4,054 А, соответствую-
соответствующей сплаву с 2,2% Zr в твердом растворе [9, 25]. Коэффициент линейного
расширения уменьшается, особенно при повышенных температурах [26],
вязкость увеличивается [26 Ь]. Удельное электросопротивление быстро
растет i[l, 27, 28] до величины примерно 3-Ю-8 Ом-м для сплава с 0,28% Zr
и до 18-10~8 Ом-м для сплава с 2,2% Zr в растворенном состоянии [9, 25].
В равновесных условиях р=3,15-10~8 Ом-м при 1Д% Zr [1]. Существенного
прироста твердости и предела прочности не происходит; в равновесных
условиях HV достигает 350—400 МН/м2, соответствуя сплаву с 6% Zr [29],
в то же время св = 100-М20 МН/м2 при б=15-г-20% [29, 30].
Материал, полученный распылением, имеет ав«400 МН/м2 [31]. При
содержании в растворе 2,2% Zr твердость составляет 650 МН/м2 [9]. Со-
Сопротивление ползучести по мере введения циркония возрастает несущест-
несущественно [27, 32]; демпфирующая способность уменьшается [33]. Обнаружено
дисперсионное твердение сплавов, закаленных из жидкого состояния и затем
состаренных [33 Ь]. Цирконий несколько уменьшает коррозионную стой-
стойкость материала вследствие усиления питтинговой коррозии [30, 34].
В щелочных растворах цирконий растворяется так же быстро, как алюми-
алюминий [34 Ь].
Цирконий способствует созданию центров кристаллизации в алюминии
без переохлаждения при небольшом структурном несоответствии с матрицей
[35], но эффект измельчения зерна при этом несколько меньший, чем от
присадок титана [36—45]. Вибрация при кристаллизации уменьшает раз-
размеры первичных кристаллов ZrAl3 [46]. Основное действие присадок цир-
циркония состоит в повышении температуры рекристаллизации, достигающем
100°С [27, 40, 47—50]. Эффект наиболее значителен при наличии циркония
184

в мелкодисперсной форме, это наблюдается после быстрой закалки при
кристаллизации и последующего высокотемпературного распада [6, 51—57].
При выделении фазы ZrAl3 из пересыщенного твердого раствора про-
промежуточная фаза имеет кубическую решетку (пространственная группа
о
РтЗт, 4 атома в элементарной ячейке) с параметром а=4,05 А. Сначала
она выделяется в виде округлых частиц, а затем в форме стерженьков с
веерным распределением. Ориентационное соотношение: @01)р* ||@01)Ai;
[100] р ||[100]ai. В конечном счете четыре элементарные ячейки превра-
превращаются в одну ячейку ZrAl3 [33b, 53, 58—6,1]. Как и в случае других по-
подобных металлов, упрочняющее старение имеет место только при темпера-
температуре выше 227°С [58]. HV достигает максимального значения 800 МН/м2
при 427°С [25]. Пластическая деформация в процессе распада твердого ра-
раствора описана в работе [33 Ь].
При соединении алюминия с цирконием образуются Z^Al и ZrAb,
причем слой ZrAl3 толще, так как алюминий диффундирует в дефекты ре-
решетки ZrAl3. Прочность этой связи рассмотрена в работе [64].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. L. Fink, etc., JIMMA 6, 141, 352.
2. V. М. Glazov, etc., (В. М. Глазов и др.), ЛММА 24, 697.
3. N. Ryum, J. Inst. Metals, 1966, v. 94, p. 191.
4. M. E. Dritz, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 1, 110237.
5. Af. /. Zamotorin, etc. (Af. И. Замоторин и др.), MA 1, 481.
6. R. Ichikawa, etc., Met A 110291, 140164, 5. 110Я21.
7. A. K. Kushenerova, etc., Metallofiz. Resp. Mezhved. Sb., ,1968, 22, 115.
8. L. M. Burov, etc. (Л. М. Буров и др.), Met A 1, 110470; 4, 120061.
8b. V. I. Dobatkin (В. И. Добаткин), Met A 7, 120264.
9. N. I. Varich, etc. (Я. И. Варич и др.), Met A 2, 120661.
10. A. Nagata, etc., Met A 4, 121159.
10b. T. Ohashi, etc., Met A 5, 110896.
11. D. J. McPherson, etc., JIMMA 20, 568; 21, 432, 1017.
12. G. Brauer, JIMMA 5, 681; 6, 409.
13. G. Gosse, etc., Mem. Sci. Rev. Met., 1964, 61, 717.
14. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
15. E. Ryba, Met A 710180.
16. V. S. Sinelnikova, etc. (В. С. Синельникоа и др.), JIMMA 32, 575, 651; MA 1, 1575;
Met A 1, 330036; 2, 150055.
17. F. B. Litton, etc., JIMMA 19, 528.
18. S. Af. Shelton, JIMMA 21, 869.
19. /. H. Keeler, etc., AIME Tr., 1955, v. 203, p. 394.
20. C. G. Wilson, etc., JIMMA 27, 517; 28, 238.
21. L. E. Edshammar, etc., JIMMA 28, 580.
22. Af. Potzschke, etc., JIMMA 31, 65.
23. /. Friedel, JIMMA 21, 614.
24. R. Schubert, JIMMA 22, 327.
25. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин и др.), Met A 3. 120238, 120937.
26. N. I. Varich, etc. (H. И. Варич и др.), Met A 4, 320113.
26b. G. Burger, etc., Met A 6, 510697.
27. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265, 775.
28. K. R. Vasset, JIMMA 25, 897.
29. H. Schirmeister, JIM 16, 239.
30. C. Sykes, CA 23, 2684.
31. R. R. Malinovsky, etc. (P. P. Малиновский и др.), Met A 5, 120716.
32. G. Serem, etc., Met A 4, 311256.
33. Af. E. Dritz, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 5, 310685, 320466.
33b. T. Ohashi, etc., Met A 6, 312841.
34. K. Sugimoto etc., Met A 3, 351213.
34b. S. Af. Aleikina, etc. (С. М. Алейкина и др.), Met A 6, 351582.
35. /. A. Marcantonio, etc., Met A 3, 120188.
36. H. G. Bowen, Jr., etc., JIMMA 16, 11.
37. V. DePierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
38. Af. D. Eborall, JIMMA 17, 914.
39. F. A. Crossley, etc., JIMMA 19, 533; 20, 97, 696.
40. T. Amitami, JIMMA 29, 315.
41. S. Terai, JIMMA 31, 399.
42. С S. /. Seigland, Met A 4, 121454.
43. G. V. Delamore, etc., Met A 4, 121492.
44. L. K. Lamikhov, etc. (Л. К. Ламиков и др.), JIMMA 32. 393, 577; MA 2. 325.
4o. IF. Grebe, etc., Met A 1, 120281.
P — первая буква от «Phase» — фаза. (Прим. пер.)
185

46. R. R. Malinovsky, etc. (P. P. Малиновский и др.), Met A 1, 120055.
47. M Nakamura, etc., JIMMA 24, 812.
48. S. Kugasa, JIMMA 26, 675.
49. H. Yamada, Light Metals Tokyo, 1959, v. 9, № 5, p. 17, 23.
49b. S. Nishikawa, Met A 5, 140689.
49c. M. Tanaka, etc., Met A 6, 120692.
50. V. P. Kozlovskaya, etc. (В. П. Козловская и др.), Met A 1, 310540.
51. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин и др.), MA 1, 1656.
52. Т. Araki, etc MA 2, 965- Met A 1, 120820. 121079; 2, 140046; 3, 120539; 4, 120073.
53. N. Ryum, Met A 2, 140201.
54. Y. Matsuda, etc., Met A 3, 120016.
55. H. Zeiger, Met A 6, 312096.
56. M. Sundberg, etc., Met A 4, 121045.
57. S. Ceresara, etc., Met A 5, 121244.
58. O. Izuml, etc., Met A 3, 140045, 140364.
59. B. Thundal, etc., Met A 2, 110389; 7, 140121.
60. E. Nes, etc., Met A 5, 140157; 6, 140003.
61. S. Hori, etc., Met A 7, 140039.
62. G. P. Tiwari. etc., JIMMA 32, 1220.
63. G. V. Kidson, MA 1, 192.
64. S. Storcheim, AIME Tr., 1955, v. 203, p. 891.
Глава 2
ТРОЙНЫЕ СИСТЕМЫ
Al — Ag — Bi
Область расслоения в жидком состоянии системы Al—Bi расширяется в
тройной системе примерно до 90% Ag. Сингулярная точка соответствует
58,25% Ag и 39,5% Bi [1]. При 727°С в области расслоения все серебро
растворяется в жидком алюминии. Серебро в висмуте не растворяется [2].
В системе, по-видимому, имеется два нонвариантных превращения: Жа1->-
-^Al+Ag2AI-f;>KBi ()Kai содержит 70% Ag и 3% Bi) и тройная эвтектиче-
эвтектическая реакция при температуре около 260°С в области, богатой висмутом.
Эвтектика содержит примерно 2% Ag и 97% Bi. В твердом состоянии в
сплавах, богатых алюминием (за исключением области твердого раствора
серебра в алюминии), в равновесии находятся Al, Ag2Al и Bi. Висмут не
должен существенно влиять на растворимость серебра в алюминии в твер-
твердом состоянии.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. R. A. Wright, Ргос. Roy. Soc. London, 1892/93, v. 52, p. 11.
2. G. Tamtnann, etc., С А 18, 3520.
Al — Ag — Cd
Единственная опубликованная по этой диаграмме состояния работа по-
посвящена изучению промежуточных фаз в области, богатой серебром [1].
Тройные соединения не обнаружены. В равновесии с алюминиевым твердым
растворам находятся фазы Ag2Al, AgsCd8 (в которой растворяется алю-
алюминий), AgCd3 и Cd.
Небольшие добавки кадмия в отличие от сплавов системы А1—Си, не
влияют на упрочнение при старении сплавов алюминия с серебром [2, 3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 Т В Massalski. J. Inst. Metals, 1959/60, 88, 232.
2.' ti. K. Hardy, JIMMA 23, 1081.
3. D. E. Passoja, etc., Met. A 5, 120370.
ISO

Al - \g - Cu
В этой системе в области, богатой алюминием, тройные соединения не
обнаружены. В равновесии находятся фазы CuAl2, Ag2Al и Al, которые об-
образуют тройную эвтектику, содержащую примерно 32% Ag и 20% Си. Эв-
Эвтектика плавится при 502°С [1, 2]. В твердом состоянии в равновесии
находятся те же три фазы (рис. 68). Полагают, что растворимость серебра
Ад2А1
Рис. 68. Алюминиевый угол диаг-
диаграммы Al—Ag—Си. Жирные ли-
линии — проекции поверхности ликви-
ликвидус; тонкие лпнии — границы фа-
фазовых областей при 477°С; в рам-
рамках — первичные фазы
Си , %
CuAU
60
и меди в алюминии в тройной системе мало отличается от их растворимости
в алюминии в соответствующих двойных системах. Термодинамические ха-
характеристики приведены в работе [3].
Теплопроводность сплава с 8% Си и 1% Ag составляет 16-10~2 Вт/(мХ
ХК), а электросопротивление возрастает при увеличении температуры [4].
Добавки серебра к сплавам системы А1—Си или меди к сплавам системы
Al—Ag слабо влияют на свойства: прочность и твердость незначительно
увеличиваются, а стойкость к коррозии тройных сплавов несколько хуже,
чем бинарных [5]. Характер рекристаллизации тройных сплавов мало от-
отличается от алюминия, а собирательная рекристаллизация протекает мед-
медленнее [6]. Серебро замедляет диффузию меди в алюминии [7].
При старении тройных сплавов образуются зоны ГП двух типов: сфе-
сферической формы, богатые серебром, и пластинчатые, обогащенные медью
[8—11]. Зоны, содержащие серебро, образуются раньше, чем зоны с медью
[8], но в 2—3 раза медленнее, чем в соответствующих двойных сплавах
[1]. В зависимости от концентрации серебра и меди [12] формируется
6"-, 0'- или у'-фаза [8, 10, 11]. Скорость их образования и размеры меньше,
а число частиц в единице объема больше, чем в двойных сплавах [10, 11].
Выделения имеют такие же ориентационные соотношения с матрицей, как и
в двойных сплавах [10, 13]. Максимум твердости отвечает моменту, когда
образование у'-Фазы закончено, а выделение б'-фазы лишь начинается. Ве-
Величина максимума несколько выше, чем в бинарных сплавах [8, 11].
Закономерность изменения электросопротивления очень близка к сплавам
системы Al—Ag [11]. Влияние холодной деформации и обработки на
возврат носит обычный характер [11].
187

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Goto, etc., JIM 38, 410. См. также К. Honda, Proc. World Engng, Congr., Tokyo,
1929, Vol. 36, N 7, p. 1931.
2. S. Ueno, JIM 47, 524.
3. Т. С Wilder, MA 1, 1509.
4. E. Griffiths, etc., J. Inst. Metals, 1928, v. 39, p. 337.
5. W. Kroll, JIM 37, 454; 39, 484.
6. V. Sima, JIMMA 32, 865.
7. V. I. Arkharov (В. И. Архаров), etc., JIMMA 24, 773.
8. R. Tamamura, etc., Met A 3, 140347.
9. D. E. Passoja, etc., Met A 5, 120370.
10. N. A. Khatanova (H. А. Хатанова), etc., MA 1, 1480.
11. H. Borchers, etc., Met A 2, 140329, 140471; 3, 140092, 140258; 4, 1140043.
12. G. Bouvy, etc., MA 1, 30.
13. Y. Baba, Met A 3, 140027.
AI - Ag — Fe
В этой системе тройные соединения не образуются. Алюминиевый
твердый раствор находится в равновесии с фазами Ag2Al и FeAk. Область
расслоения железа и серебра в жидком состоянии расширяется вплоть до
25% А1. Растворимость серебра в алюминии в твердом состоянии несколько
уменьшается в присутствии железа [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. V. Burnashova (В. В. Бурнашова), etc., Met A 6, 110901.
AI - Ag - Ge
Германий слабо влияет на упрочнение при старении сплавов системы
А1—Ag [1, 2]. Процесс выделения замедляется, особенно образование зон
ГП при комнатной температуре [2], однако величина зон и последователь-
последовательность выделения при старении такие же, как в бинарных сплавах. Герма-
Германиевые выделения в сплаве, содержащем 10% Ag и 2% Ge, не обнаруже-
обнаружены [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. Hashimoto, MA I, 339.
2. М. 1. Zakharova (M. И. Захарова), etc., MA I, 1679; Met A 1, 140055.
AI — Ag — In
Область расслоения в жидком состоянии системы AI—In расширяется
в тройной системе вплоть до содержания примерно 20% Ag. Точка тройной
монотектики отсутствует. Сплав критического состава при 652°С содержит
приблизительно 26% Ag и 47% In. При 587°С (наиболее низкой температу-
температуре сосуществования двух жидкостей) он содержит 30,5% Ag и 34,8% In
[1]. В системе происходят, по-видимому, три нонвариантных превращения:
эвтектическое (Е) — >K-^A1+In+Agln2 при концентрации 4% Ag, 95% In и
температуре 143°С, перитектическое (Pi) — ^^+Ag9ln4-^A1+Agln2 при
концентрации 5% Ag, 89% In и перитектическое (Рг)—}K+Ag(InAl)->-Al+
+Ag9ln4 при концентрации 14% Ag, 78% In и температуре 241°С. Сооб-
Сообщается еще об одном нонвариантном превращении при 50Т°С, которое про-
происходит в сплавах, содержащих 5—25% Ag и 5—25% In. Достоверные све-
сведения о характере реакции и взаимодействующих фазах отсутствуют.
Возможно, в ней участвуют фазы, нестабильные при комнатной темпера-
температуре, поскольку даже их следы не были обнаружены в твердом состоянии
[2]. C-фазы в системах А1—Ag(Ag2Al) и Ag—In(Ag3In) образуют непре-
непрерывный ряд твердых растворов — фазу Ag(Alln).
В твердом состоянии при температурах ниже 143°С алюминиевый твер-
твердый раствор находится в равновесии с фазами Ag(AlIn), Ag9ln4, Agln2 и
188

In [1]. Растворимость серебра и индия в тройных сплавах не должна су-
существенно отличаться от их растворимости в бинарных системах.
Фаза Ag(AlIn) содержит 73,8—88,9% Ag и 26,2—0% In. Она имеет
гексагональную решетку (пространственная группа P63/mmc, 2 атома в эле-
элементарной ячейке) с параметрами а=2,9663—2,885 А и с = 4,7857—4,582 А,
которые меняются по мере увеличения концентрации алюминия и уменьше-
уменьшения содержания индия. В фазе Ag9ln4 F7,4% Ag) может растворяться_ до
6—7% А1. Она имеет кубическую решетку (пространственная группа /43/л,
52 атома в элементарной ячейке) с параметром а = 9,905 А, если не со-
содержит алюминия. В фазе Agln2 C1,9% Ag) может растворяться примерно
до 10% А1. Она обладает тетрагональной решеткой (пространственная груть
па /4/mcm, 12 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а= 6,883 А
и с=5,615 А, если не содержит алюминия. Индий обладает тетрагональной
решеткой (пространственная группа F4/mmm, 4 атома в элементарной ячей-
о о
ке) с параметрами а=4,5979 А и с = 4,9467 А [3]. Исследованы вязкость
и диффузия в расплавах в области расслоения [4]. Добавки индия не
влияют на упрочнение при старении сплавов системы Al—Ag [5, 6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. А. N. Campbell, etc., MA 1, 1313; Met A 4, 110302.
2. A. N. Campbell, личное сообщение, 1972.
3. Pearson, 2.
4. 5. Zamirca, etc., Met A 4, 121802.
5. H. K. Hardy, JIMMA 23, 1081.
6. F. Hashimoto, MA 1, 339.
Al — Ag — Li
В системе имеется фаза AgLi2Al G2,5% Ag; 9,4% Li) с г.ц.к. кристалли-
О —
ческой решеткой и параметром а = 6,35 А (пространственная группа /ЧЗ/п,
16-атомов в элементарной ячейке). Плотность фазы составляет 3,86 г/см3
[1]. Не установлено, находится это соединение в равновесии с алюминие-
алюминиевым твердым раствором или нет.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Pauly, etc., Met A 1. 120413.
Al — Ag — Mg
Растворимость магния в алюминии в твердом состоянии уменьшается
при введении серебра [1—ЗЬ]. В системе образуется тройное соединение,
химический состав которого отвечает формуле (AgAlL9Mg32 F7,3% Ag и
19,1% Mg в случае Ag25Al24Mg32) [3—5]. Соединение изоморфно фазам
(ZnAlL9Mg32 и CuMg4Al6. Весьма вероятно, что оно обладает широкой
областью гомогенности. Соединение имеет о.ц.к. решетку (пространственная
о
группа /тЗ, 162 атома в элементарной ячейке) с параметром а=14,5 А
[ЗЬ, 4]. Другое соединение — AgMgAl F8% Ag; 15,1% Mg) — образуется
по перитектической реакции Ж+AgMg-^AgMgAl+Al при 570°С [6, 7]. Оно
о
служит фазой Лавеса с гексагональной структурой и параметрами а=5,39 А
и с=8,73 А (пространственная группа P63/mmc, 12 атомов в элементарной
ячейке) [ЗЬ, 7]. Сообщается о существовании в системе квазибинарного
разреза [6], однако в работе [7] этот вывод опровергается. Растворимость
фазы AgMgAl в твердом состоянии в сплавах, лежащих на квазибинарном
разрезе, уменьшается от 14% при 547°С до 1% AgMgAi при 327°С [6].
189

Алюминиевый твердый раствор находится в равновесии также с фазой
AgMg, в которой растворяется некоторое количество алюминия, возможно,
в соответствии с формулой MgAg2Al (81% Ag; 9% Mg) [3 b, 7]. Фаза AgMg
A8,2% A'lg) имеет объемноцентрированную кубическую решетку (простран-
(пространственная группа РтЗ/л, 2 атома в элементарной ячейке) с параметром а =
о
= 3,31 А [8]. На рис. 69 показано распределение фазовых областей в твер-
твердом состоянии при 500 и 200°С [ЗЬ].
,MgAl
20
Рис. 69. Алюминиевый угол диаграммы Al—Ag—Mg. Сплошные и пунктирные линии —
границы фазовых областей при 527 и 227°С соответственно. Фаза Т — (AgAlLgMg32
Механические свойства сплавов системы Al—Mg с небольшими добав-
добавками серебра мало отличаются от бинарных сплавов, а стойкость к корро-
коррозии их значительно хуже [6, 9, 10]. Введение 0,3% Ag в сплав, содержащий
11% Mg, приводит к повышению прочностных свойств примерно на 10% без
ухудшения коррозионной стойкости [11].
Магний концентрируется в зонах ГП, которые образуются в процессе
старения сплавов системы Al—Ag, но не влияет на выделение фазы Ag2Al
[12]. При старении сплавов, отвечающих разрезу Al—AgMg, зоны ГП не
обнаружены. Выделения фазы AgMg имеют ориентационное соотношение
A00) A^Mgll B1 1)аг, [211]AgMgII [110]аь При относительно низких темпера-
температурах старения фаза Ag2Al выделяется совместно с фазой AgMg, а при по-
повышении температуры можно обнаружить тройное соединение .[7].
После старения сплавов с соотношением концентраций Mg : Ag от 2 : 1
до 5 : 1 выделяется фаза (AgAlL9Mg32, а при больших значениях отноше-
отношения — фаза Mg5Al8. В первом случае распад при старении начинается с об-
образования зон, приближающихся по форме к сферическим с тетрагональной
кристаллической решеткой (пространственная группа РпгЗпг). По мере роста
о о о
зон параметры решетки меняются от а = 4,37 А и с = 4,05 А до а=4,42 А и
о
с = 3,48 А. Зоны имеют следующие ориентационные соотношения с матрицей:
A00) гп 1|A10)аг, [010]гп ||[001]аь При более высоких температурах зоны
замещаются фазой Т—(AgAlL9Mg32 с ориентационным соотношением
A00)tIIA12)Ai; [001]T||[lT0]аь При температурах выше 227°С зоны не
образуются [5]. Если основным продуктом распада служит фаза Mg5Al8
(при Mg:Ag>5), структура выделения подобна бинарным сплавам си-
системы Al—Mg. Однако присутствие серебра ускоряет процесс и способствует
образованию более мелких частиц р'-фазы. Упрочнение при старении уско-
ускоряется и усиливается [3, 13, 14]. Путем введения серебра можно уменьшить
ширину зоны, свободной от выделений около границ зерен {[14, 15], при
соответствующей термической обработке [16].
190

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 М. И. Замоторин. Научные труды (ЛПИ. Вып. 202), М. — Л., «Машиностроение»,
1959, с. 25.
2 И. И Фридляндер В ,кн • Деформируемые алюминиевые сплавы. М. Оборонгиз,
1961. 235 с.
3. Т. Ito, etc., Met A 3, 110393, 140219; 5, 140059.
3b. В. Е. Williams, Met A 6, 110376.
4. М. J. Wheeler, etc., MA 1, 64 L
5. /. Я. Auld, Met A 1, 140126.
6. В. Otani, JIM 53, 548.
7. К. Kusumoto, etc., JIMMA 25, 915.
8. Pearson, 2.
9. W. Kroll, JIM 37, 454; 39, 484.
10. T. Endo, etc., Met A 3, 312311.
11. M. F. Komarova (M. Ф. Комарова), etc., Met A 1, 120659.
12. R. R. Zakharova (P. P. Захарова), etc., JIMMA 29, 340.
13. F. J. Kievits (Ф. Ю. Киевич), etc., MA 1, 351; Met A 1, 140242.
14. M. F. Komarova (M. Ф. Комарова), etc., MA 1, 1679; Met A 1, 140034.
14b. Y. Baba, Met A 6, 140223, 140291.
15. E. A. Starke, Jr., Met A 3, 140487.
16. B. S. Subramanya, Met A 1, 140293.
Al — Ag — Mn
В этой системе, вероятно, имеется тройная эвтектика Ж->А1+Ag2Al+
+МпА16. Ее состав и температура плавления близки к составу и темпера-
температуре плавления двойной эвтектики системы А1—Ag G0,5% Ag). В равнове-
равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся фазы МпАЦ и Ag2Al.
Растворимость серебра в фазе МпА1б при 497°С составляет 1,69%. Раство-
Растворимость серебра в алюминии тройной системы несколько ниже B5,5%), чем
в двойной B6,5%) [1].
Добавка марганца не приводит к существенному изменению механиче-
механических свойств сплавов системы А1—Ag [2]. Но, по данным работы [3],
введение 0,5% Мп вызывает повышение прочности сплава с 20% Ag при-
примерно на 10—15%.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. ?>. W. Wakemann, etc., JIMMA 17, 800.
2. W. Kroll, JIM 37, 454; 39, 484.
3. /. С Morris, etc., Met A 2, 130757.
Al — Ag - Pb
Область расслоения в жидком состоянии системы А1—РЬ расширяется
в тройной системе [1] вплоть до концентрации 85,6% Ag и 3,6% РЬ при
752°С [2]. При 870°С сингулярная точка отвечает содержанию 58,25% Ag и
40% РЬ. Коноды, расходящиеся веерообразно из свинцового угла, становятся
затем параллельными стороне РЬ—Ag [1—4]. При 548°С в системе происхо-
происходит нонвариантное превращение: )Ki-*Al+Ag2Al+}K2; Жл содержит
67,5% Ag и 1,73% РЬ, Ж2 —примерно 3,4% Ag и 96,3% РЬ. Содержание
свинца в алюминиевом твердом растворе и фазе Ag2Al, по-видимому, не
превышает нескольких десятых долей процента. Состав и температура
тройной эвтектики в области, богатой свинцом, очень близки к двойной
эвтектике системы Ag—РЬ B,5% Ag; 304°C) i[3]. В твердом состоянии в
равновесии находятся фазы А1, РЬ и Ag2Al, исключая область, где серебро
полностью входит в твердый раствор. Термодинамические характеристики
сплавов этой системы приведены в работе [4].
Малые добавки свинца к сплавам системы Al—Ag не влияют или слабо
влияют на твердость, но при содержании более 1—2% РЬ частицы свинца
укрупняются и прочностные свойства значительно ухудшаются [31.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. R. Wright, Proc. Roy. Soc. London, 1892,93, v. 52, p. 11.
2. R. Lorenz, etc., JIM 43, 490.
3 A N Campbell, etc., JIMMA 9, 98.
4. E. Bonnier, etc., JIMMA 32. 63.
191

Al — Ag — S, Al — Ag — Se, AI — Ag — Те,
Al—Cu—S, Al—Cu—Se, Al—Си—Те
Сведения о соединениях, образующихся в этих системах, приведены в
табл. 4 [1]. Все перечисленные фазы имеют тетрагональную кристалли-
кристаллическую структуру (пространственная группа I42d, 16 атомов в элементарной
ячейке), изоморфную халькопириту (CuFeS2). Весьма маловероятно, чтобы
эти фазы присутствовали в сплавах, богатых алюминием. Термодинамиче-
Термодинамические характеристики соединений системы А1—Си—S приведены в [2, 3].
Таблица 4
СОЕДИНЕНИЯ АЛЮМИНИЯ С СЕРЕБРОМ, МЕДЬЮ, СЕРОЙ, СЕЛЕНОМ
И ТЕЛЛУРОМ
Соединение
AlAgS2
AlAgSe2
AlAgTe2
AIC11S2
AlCuSe2
AlCuTe2
Содержание элементов, %
Ag или Си
54,30
36,86
27,62
41,10
25,55
18,33
S, Se или Те
32,15
53,92
65,47
41,42
63,58
73,88
о
Параметр решетки, А
а
5J0
5,97
6,31
5,32
5,62
5,97
с
10,28
10,77
11,85
1Q.44
10,92
11,80
Y. г/см»
3,95
4,99
6,15
3,45
4,69
5,47
При введении в сплав с 5% Си теллур сегрегирует у поверхности в виде
теллурида. Теллур, в небольшом количестве оставшийся в металле, не-
несколько ухудшает механические свойства [4]. Оптические и фотоэлектриче-
фотоэлектрические свойства соединений AlAgTe2, AIC11S2, AlCuSe2, AlCuTe2 описаны в ра-
работах [5—7]. Соединения AgAlS2 и CuAlS2 имеют ограниченную взаимную
растворимость [7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. Hahn, etc., Z. Anorg. Chem., 1953, v. 271, p. 153.
2. W. Oelsen, etc., JIMMA 21, 716.
3 О. М. Vy, etc., Met A 4, 151643.
4. F. T. Sisco, etc., JIM 34, 419.
5. W. N. Honeyman, Met A 2, 320809.
6. L. I. Berger, etc., Met A 3, 320708.
7. M. Robbins, etc., Met A 6, 121241.
Al - Ag - Si
В этой системе тройные соединения не образуются. Тройная эвтектика
Al-fAg2Ai+Si по своему химическому составу, по-видимому, очень близка
к двойной Al+Ag2Al <[1]. Добавка серебра к сплавам системы Al—Si спо-
способствует измельчению первичных кристаллов кремния [2].
Упрочнение при старении тройных сплавов существенно не отличается
от упрочнения при старении двойных сплавов. Распад происходит с обра-
образованием таких же фаз, выделяющихся в той же последовательности.
Имеется лишь небольшое различие в кинетике процесса .[3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 М Goto, etc., JIM 38, 410.
2 С. S. Tang, JIMMA 29, 765.
3'. N. Borchers, etc.. Met A 6, 110020.
192

Al - Ag - Sn
Собственно тройные фазы в сплавах этой системы, богатых алюминием,
не образуются. Однако соединения Ag2Al и g(AgSn) изоморфны и обра-
образуют фазу (AlSn)Ag, которая находится в равновесии с алюминиевым
твердым раствором [1]. В системе, по-видимому, имеется тройная эвтектика
Al+(AlSn)Ag+Sn, очень близкая к олову по составу и по температуре
плавления. Термодинамические характеристики приведены в работе {2]. Фаза
(AlSn)Ag обладает гексагональной решеткой (пространственная группа
Рбг/ттс, 2 атома в элементарной ячейке) с параметрами a=2,88-i-2,94 А
о
и с = 4,58-^.4,78 А, возрастающими по мере увеличения содержания олова.
Добавки олова в ограниченной степени влияют на упрочнение при старе-
старении. Они замедляют образование скоплений атомов серебра на ранней ста-
стадии старения, но ускоряют формирование зон ГП [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
\. С. S. Cheng, etc., Met A 1, 110585.
2. С. Massart, etc., Met A 4, 151020.
3. У. Hirose, etc., Met A 4, 121160.
Al - Ag - Ti, Al - Ag - Zr
Малые добавки титана или циркония к сплавам системы Al—Ag тормо-
тормозят упрочнение при старении, причем цирконий влияет более эффектив-
эффективно [1].
Титан усиливает упрочнение при старении этих сплавов, в то время как
эффект от введения циркония слабый или отсутствует .[2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. У. Murakami, etc., JIMMA 32, 793.
2. /. G. Morris, etc., Met A 2, 130757.
Al - Ag - Tl, Al - Au - Bi, Al - Au - Pb
Области расслоения жидких алюминия, висмута, свинца и таллия двой-
двойных систем в тройных системах расширяются. В табл. 5 показано распре-
распределение серебра и золота между двумя жидкостями в зонах расслоения.
Таблица 5
РАСПРЕДЕЛЕНИЕ СЕРЕБРА И ЗОЛОТА МЕЖДУ ДВУМЯ ЖИДКОСТЯМИ
В ОБЛАСТИ РАССЛОЕНИЯ В СПЛАВАХ АЛЮМИНИЯ С ТАЛЛИЕМ, ВИСМУТОМ
И СВИНЦОМ [1J
Жх
А1
А1
А1
Ж2
Та
Bi
Pb
Элемент
Ag
Аи
Аи
t. °с
700
727
697
Содержание третьего компо-
компонента, %
Ж.
9,44
11,4
11,0.
Ж*
0,33
0„36
ода
Коэффициент
распределения
30
31,5
3?6
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Tammann, etc., CA 18, 3520.
7 Зак. 218
193

Al - Ag - Zn
Соединения Ag2Al и AgZn3, обладая полной взаимной растворимостью
в твердом состоянии [1—3], образуют фазу (AlZn)Ag (e). Эта фаза на-
находится в равновесии с бинарными соединениями системы А1—Zn и алюми-
алюминиевым твердым раствором. В системе происходят два нонвариантных
превращения, вероятно, по следующим схемам: Ж+А1->-гпА1+(А1гп)А^ A)
и при 394°С ;>K+(AlZn)Ag-*ZnAl+Zn B). Жидкость содержит 3,2% Ag и
92,6% Zn; фаза (AlZn)Ag — 19% Ag и 80% Zn; фаза ZnAl — l%Ag
и 74% Zn; цинковый твердый раствор —6% Ag и 93% Zn [2]. На рис. 70
показана проекция поверхности ликвидус и распределение фазовых областей
в твердом состоянии [3]. При 275°С фаза ZnAl распадается с образованием
твердых растворов на основе алюминия и цинка. Ниже этой температуры в
сплавах, богатых алюминием, имеются только указанные твердые растворы
и фаза (AlZn)Ag.
В двойных сплавах фаза AgZn3 C5,65% Ag) существует в интервале
концентраций 17—55% Ag. Она имеет гексагональную плотноупакованную
кристаллическую решетку (пространственная группа Рбз/mmc, 2 атома в
о о
элементарной ячейке) с параметрами а=2,82 А и с=4,41-7-4,47 А, которые
возрастают при увеличении содержания цинка {4]. Фаза Ag2Al (85—
93% Ag) также имеет гексагональную плотноупакованную решетку той же
о о
пространственной группы. Параметры решетки а=2,885-7-2,87 А, с=4,662 А
меняются по мере увеличения концентрации серебра.
Отражательная способность максимальна в случае образования соеди-
соединения Ag2Al; она уменьшается при введении цинка, достигая минимума при
концентрации 30% А1 и 10% Zn [1]. Сведения относительно твердости, де-
деформационной способности и коррозионной стойкости сплавов, богатых се-
серебром, приведены в i[l], а термодинамические характеристики — в [5].
Упрочнение при старении сплавов в фазовой области (Al+ie) мало от-
отличается от упрочнения при старении бинарных сплавов системы А1—Ag :
процесс происходит быстрее, а максимальная твердость выше, особенно при
относительно большом содержании цинка [3, 6], и, наконец, температура,
выше которой зоны ГП не образуются, также возрастает [7]. Зоны ГП
формируются по плоскостям A11) матрицы. В начальной стадии они имеют
сферическую форму, затем вытягиваются в направлениях [100] матрицы,
е'-фаза, образующаяся на следующем этапе старения, имеет гексагональную
плотноупакованную решетку с ориентационными соотношениями
A00)8/||A11)аГ, [Н0]е/ ||[110]ai. Размер частиц зависит от характера
зарождения [8, 9] и химического состава сплава [10]. Энергия активации
уменьшается при увеличении содержания легирующих компонентов (особен-
(особенно в случае возрастания отношения Zn:Ag), изменяясь от 1,3 эВ для би-
бинарного сплава с 10% Ag до 0,62 эВ для сплава с 6% Ag и 26% Zn [3].
Облучение замедляет образование промежуточной фазы, по-видимому, из-за
разрушения зон ГП [11]. В сплавах с малым содержанием серебра, где
основным выделением служит цинк, формируются зоны двух типов: богатые
серебром (предшествующие образованию е -фазы) и обогащенные цинком
(аналогичные зонам в бинарных сплавах) [12]. Влияние различных факто-
факторов на скорость образования кластеров изучено в работе i[13].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. 5. Ueno, JIM 44, 559; 47, 524.
2. Е. Gebhardt, JIMMA 9, 243.
3. W. Kdster, etc., JIMMA 32, 1189.
4. Pearson, 1.
5. R. E. Miller, etc., Met A 5, 150915.
6. H. A. Kunkonen, Met A 5, 210109.
7. M. Ohta, etc., Met A 4. 140060.
8. 5. Popovic, etc., Met A 5, 140118.
9. 5. R. Bates, etc., Met A 5, 210188.
10. D. E. Passoja, etc., WAA 7, 540049.
11. K. S. Liu, etc., Met A 6, 160012.
12. K. M. Yamaleev (X M. Ямалеев), Met A 6, 111018.
13. K. S. Raman, crtc, WAA 7, 540023.
194

20
40 60
80 / Zn
ZnAL
E-I-Zn
Zn
ZnAl ZnAl+Zn
Рис. 70. Алюминиевый
а — проекция
состоянии и
7* Зак. 218
угол диаграммы Al—Ag—Zn:
поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом
границы предельной растворимости; / — политерма растворимости
195

Al — As — Ga
Соединения AsAl и AsGa обладают полной взаимной растворимостью.
Фаза (GaAl)As представляет определенный практический интерес для ла-
лазерной техники.
Вблизи стороны Al—Ga в системе имеется тройная эвтектика Al+Ga-f
+ (GaAl)As. По составу она близка к чистому галлию, а температура плав-
плавления ее практически совпадает с температурой плавления галлия [1].
Вблизи стороны Al—As нонвариантные превращения отсутствуют, поверх-
поверхность ликвидус постепенно понижается до температуры сублимации мышья-
мышьяка. Сведения по расчету диаграммы приведены в работах ,[2, 3]. _
Фаза (GaAl)As имеет г.ц.к. решетку (пространственная группа F43mt
8 атомов в элементарной ячейке). Ее параметр и плотность изменяются от
о о
5,652 А и 5,3 г/см3 соответственно для фазы AsGa до 5,661 А и 3,7 г/см3
для фазы AsAl [4—7]. Изучено получение соединения и эпитаксиальный
рост [8—16], оптические и электрические свойства [9—12, 17—43], тепло-
теплопроводность [44], структурные дефекты [45], влияние присадки магния [46],
травимость в щелочных растворах [47], влияние добавок олова на электри-
электрические свойства [48].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
A. Н. Spengler, JIMMA 23, 812.
2. М. Ilegems, etc., Met A 3, 110320; СА 79, 97534u.
3. L. М. Foster, etc., Met A 5, 110734.
4. Harisen, 1958.
5. /. F. Black, etc., MA 1. J184.
6. Shunk, 1969.
7. M. Ettenberg, etc., Met A 4, 120555.
8. /. M. Woodall, etc., Met A 2, 121320; 4, 121231.
9. H. T. Minden, Met A 4, 320373.
10. A. Y. Cho, etc., Met A 4, 320859.
11. L. M. Dolginov (Л. М. Долгинов), etc., Met A 4, 121121.
12. K. Sugiyama, etc., Met A 4, 320862; 5, 320470.
13. R. G. Hunsperger, etc., Met A 5, 630054.
14. B. I. Miller, etc., Met A 5, 121295; 331525.
15. W. G. Rado, etc., Met A 5, 110699, 121294; 6, 120499.
115b. V. N. Lozovsky (В. Н. Лозовский), etc., Met A 6, 120599.
15c. P. Fischer, etc., CA 79, 84179g.
15d. R. L. Moon, etc., Met A 6, 130997.
15e. F. K. Reinhart, etc., Met A 6, 321149.
15f. E. Garmire, Met A 7, 320128.
16. L. E. Stone, etc., Met A 5, 121531.
17. 5. N. Shabde, etc., Met A 4, 330552.
18. Z. /. Alferov C. И. Алферов), etc., Met A 3, 221033, 630044, 630184; 4, 320933.
320964, 320972; 6, 321228.
19. H. Kressel, etc., Met A 4, 320302.
20. R. Bindemann, etc., Met A 5, 320986.
21. /. С McGroddy, etc., Met A 4, 331648.
22. O. Berolo, etc., Met A 4, 151351.
23. P. G. Eliseev (П. Г. Елисеев), etc., Met A 5, 320432.
24. B. V. Tsarenkov (Б. В. Царенков), etc., Met A 5, 320817.
25. G. A. Sikharulidze (Г. А. Сихарулидзе), etc., Met A 5, 150233.
26. R. I. Dzhioev. etc., Met A 5, 151416.
27. E. G. Dierschke, Met A 5, 321048.
28. W. J. Johnson, etc., Met A 6, 331277.
29. A. Y. Matulenis, etc., Met A 6, 331628.
30. B. V. Promin (Б. В. Промин), etc., CA 78, 9333d.
31. /. W. Mayer, etc., Met A 6, 121144.
32. /. Shah, etc., Met A 6, 152022.
33. A. Zehe, etc., Met A 6, 630119.
34. V. Y. Rogulin (В. Ю. Рогулин), etc., Met A 6, 332070; 7, 330555.
35. W. Schmidt, etc., С A 79, 150304X.
36. A. I. Berdzenishvili (А. И. Бердзенишвили), etc., Met A 7, 320268.
37. R. Boettcher, etc., Met A 7, 330186.
38. H. J. Hovel, etc., CA 79, 36277г.
39. H. Newmann, etc., Met A 7, 330504.
40. H. Kressel, etc., CA 79, 84600h.
41. M. Inoue, etc., Met A 7, 330546.
42. P. N. Favennee, etc., Met A 7, 160093.
43. A, Halak, Met A 7, 150650.
196

44. M. A. Afromowith (M. А. Афромович), Met A 6, 320756.
45. D. R. Campbell, etc., Met A 5, 630055.
46. A. Y. Cho, etc., Met A 6, 320540.
47. Т. Kobayashi, etc., Met A 6, 340859.
48. M. B. Panish, Met A 6, 1108,58.
Al — As - In, Al - As — P
Соединения AsAl и Aslrt обладают полной взаимной растворимостью и
образуют фазу (AHn)As, которая находится в равновесии с алюминиевым
твердым раствором. Температура плавления соединения AsAl резко сни-
снижается при небольших добавках индия, а затем мало меняется [1]. Фаза
(AlIn)As имеет г.ц.к. решетку (пространственная группа F43m, 8 атомов в
элементарной ячейке). Ее параметр меняется от 5,66 до 6,06 А по мере
возрастания содержания индия [1].
По данным расчетов, поверхность ликвидус понижается от соединения
AlAs к индию, причем изотермы почти параллельны стороне Al—In i[2].-
Расчеты диаграммы Al—As—P, выполненные исходя из условия полной
взаимной растворимости фаз AsAl и А1Р, показали, что поверхность лик-
ликвидус понижается от А1Р к линии Al—AlAs.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. L. M. Foster, etc., Met A 4, 110697.
2. М. В. Panish, etc., CA 79, 97534u.
Al — As - Li, Al - Li - P
Фазы, обнаруженные в этих системах [1], имеют орторомбическую
структуру (пространственная группа Ibca, 96 атомов в элементарной
ячейке). Их химический состав и параметры решетки приведены в табл. 6.
Маловероятно, что эти соединения находятся в равновесии с алюминиевым
твердым раствором.
Таблица 6
СОЕДИНЕНИЯ АЛЮМИНИЯ С МЫШЬЯКОМ, ФОСФОРОМ И ЛИТИЕМ
Соединение
AsLi3Al
P2Li3Al
Содержание элементов, %
А1
13,6
24,5
As или Р
75,8
56,4
Li
10,6
ДМ
о
Параметр решетки, А
а
11,89
11,49
Ь
12,00
11,63
с
12,14
11,75
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. Juza, W. Schulz, Z. Anorg. Chem., 1952, v. 269, p. 1.
Al - Au - Hf, Al - Au - Zr
Оба соединения —Au2Hf3Al D1,4% Au; 56,3% Hf) и Au2Zr3Al E6,7% Au;
39,4 /o Zr) — имеют кубические решетки (пространственная группа FdSm,
96 атомов в элементарной ячейке). Параметры решетки составляют 12,27 и
12,09—12,10 А соответственно. Химический состав AuZr^Al не отвечает одно-
однофазной области [1]. Сведения относительно возможности сосуществования
этих соединений с алюминием отсутствуют.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Rieger, etc., MA 1, 665.
197

Al — Аи - Mn, Al — Си — Hf, Al - Си - Nb,
Al — Си — Та, Al — Dy — Mn, Al — Gd — Nd,
Al—Gd—Pr, Al—Ge-Pd, Al— Hf-Nb,
Al—Ho—Mn, Al—In-Ti, Al-La-Mg, Al-Mn-Tb,
Al — Mn — Th, Al — Mn — U, Al — Mo — P,
Al — Nb - Sb, Al - Nd - Tb, Al - Ni - W,
Al — Os — U, Al — Pd — Si, Al — Sb — V
Единственной информацией об этих системах служат сведения относи-
относительно соединений, которые не могут находиться в равновесии с алюми-
алюминиевым твердым раствором [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Pearson, 1 and 2.
Al — Аи — Sn
В области диаграммы, богатой алюминием, в равновесии находятся три
фазы: Al, Sn и АиА12. Возможно, имеется тройная эвтектика, содержащая
примерно 0,3% Аи и 99,2% Sn [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. Т. Heycock, etc., J. Chem. Soc., 1894, v. 65, p. 65.
Al —B+Be, C, Ce, Co, Cu, Fe, La, Mo, N, Ni, Si, Та, V,
Y, Zr
В этих системах обнаружено большое количество боридов (табл. 7)
[1—14]. Оптические и полупроводниковые свойства карбоборидов приведены
в работе 1[15], но остается неясным, изучены однофазные материалы или
смеси карбида и борида алюминия. Твердость борнитрида алюминия
E000 МН/м2) выше, чем соединений A1N B500 МН/м2) и BN C0—
100 МН/м2). Электросопротивление спеченного сплава 50% BN+50% A1N на
порядок больше каждого составляющего [12]. Исследованы магнитные
свойства соединения РегАШг [7]. В системах с церием, лантаном и иттрием
фаза В2А1 находится в равновесии с соединениями СеА14, LaAl4 и YA13 [16].
В отличие от сплавов системы Al—Ti добавка бора к сплавам системы
А1—Zr не приводит к дополнительному измельчению зерна, обусловленно-
обусловленному присутствием циркония [17]. Безуспешным оказалось использование бора
в качестве модификатора сплавов системы Ai—Si [18—24]. Введение бора
привело только к ухудшению обрабатываемости резанием [25].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. I. Matkovich, etc., J. Am. Chem. Soc, 1964, v. 86, p. 2337.
2. H. Neldhard, etc., Met A 3, 121161.
3. H. /. Becker, JIMMA 32, 419.
4. H. /. Becker, etc., Met A 1, 120640.
5. R. Mattes, etc., Met A 3, 120816.
6. H. H. Stadeimeier, etc., MA 1, 1163.
7. W. Jeitschko, Met A 2, 120739.
8. Y. В. Kuzma (Ю. Б. Кузьма), etc., Met A 2, 120850.
9. Pearson, 2.
10. N. V. Vekshina (H. В. Векшина), etc., Met A 4, 110931.
Ц1. F. Halla, etc., JIMMA 9, 306.
12. L. I. Prikhodko (Л. Я. Приходко), MA 1, 1453; 2, 1.
12b. M. D. Lyutaya, etc.. WAA 7, 250001.
13. L. K. Lamikhov (Л. К. Ламихов), etc.. Met A 2, 110705.
198

Таблица 7
СТРУКТУРА ТРОЙНЫХ БОРИДОВ
Y, г/см8
о
Параметр решетки, А
с
Ъ
а
Пространствен-
Пространственная группа
Тип решетки
Содержание
элементов» %
X
В
Соединение
[1]
[1]
[2]
[1]
[3]
[3. 4]
[5]
[6]
[6]
[9, 10]
[10]
[И]
[6]
[13]
СИ]
2,48—2,67
2,5
2,52
2,6
2,43
2,64
3,26-3,52
15,90
5,69
12,367
10,161
5,09
5,08
2,87
2,875
5J7
5,05
5,305
9,10; а=64°9'
12,631
11,033
11,046
7,04
5,90
8,88
5,253
5,642
12,34
8,82
4,925**
8,82
10,48-10,52
2,923
2,923
3,01—3,08
6,35
10,484
8,91
7,789
-40
58
12
116
3
20
116
Рбз/mcm; Р6С2;
Р3с1
ВЬтт
R3m
Imma
pAlnmm или Р4п
F43m
R3m
Cttitntn
FmZm
Рбз/ттс
Геке.
Орторомбич.
Ромбич.
Геке.
Орторомбич.
Тетрагон.*
Кубич.
Тетрагон.
Ромбич.
Кубич.
Орторомбич.
Геке.
Орторомбич.
Кубич.
Тетрагон.
Геке.
28,7—
25,4
14,3
9,5
3,8
19,2
2,2
9,4
88,9
74,6
70,4
0—52,3
13,1
73,7
90,2
4,4
90.7
6,6—
17,3
77,3
85,3
83,4
23,4
87,8
85,2
5,0
14,5
13,8
44,9—
47,7
72,2
8,6
4,8
82,9
1.1
В,_вС4А14
В24С4А1
В40С4А1
В48С2А18
BBeAl
(*=0,6)
ВцмСиаА^ ?
ВвСоаоАЬ
B3Fe8Al
B2Fe2Al
Ba(MgAl)
BlaMgAl
В7Мо7А1в
BeNi20,5Al2f5
B^SiAl,
BxTa5Al3
Примечание. Борид BNA1, по-видимому, является твердым раствором бора в AIN [12, 12Ь].
* При высокой температуре.
•• При большем содержании бериллия.
199

14. Я. Holleck, etc., Monatsh. Chem., 1964, v. 95, p. 552.
15. /. Lagrenaudie, JIMMA 21, 321.
16. N. F. Chaban, etc., Met A 5, 120404.
17. G. W. Delamore, etc., Met A 4, 121492.
18. A. I. Patsiornykh (А. И. Пачерник), JIMMA 20, 332.
19. L. Grand, JIMMA 19, 471; 20, 291.
20. S. Gallo, JIMMA 26, 199, 339.
21. R. Irmann, JIMMA 26, 103.
22. 5. Gebalski, etc., JIMMA 30, 231.
23. 5. /. Ashton, etc., JIMMA 29, 749.
24. P. Borgeaud, etc., Met A 1, 430108, 120566.
25. S. Muromachi, etc., Met A 3, 530211.
Al - В — Mg
Соединения А1В2 D4,9% В) и MgB2 D7,8% В) имеют гексагональную
решетку (пространственная группа Рб/mmm, З атома в элементарной ячей-
ячейке) с параметрами а=3,005 А, с=3,257 А и а=3,085 А, с=3,523 А соот-
соответственно. Они обладают полной взаимной растворимостью и образуют
фазу, параметры которой изменяются по закону, близкому к линейному.
Таким же образом ведут себя соединения А1В12 и MgBi2 [1]. Фаза AiMgBi2
не растворяется в кислотах [1]. При введении бора увеличивается хруп-
хрупкость соединения Mg&AU [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. V. Vekshina (H. В. Векшина), etc., Met A 4, 110931.
2. D. P. Shashkov (Д. П. Шаткое), etc., Met A 1, 310861.
Al — В — Re
В этой системе образуется тройное соединение BRe3Al2 B,5% В
и 85,2% Re), но оно не находится в равновесии с алюминиевым твердым
раствором. В алюминиевом углу фаза ReAli2 и алюминиевый твердый ра-
раствор сосуществуют с соединением ReB2 (89,4% Re). Оно имеет гексагональ-
гексагональную структуру (пространственная группа P63/mmc, 6 атомов в элементар-
о о
ной ячейке) с параметрами а=2,9 А и с=7,475 А [1, 2]. Соединение В2А1
предположительно может находиться в равновесии с фазой ReB2, но более
вероятна ограниченная растворимость фазы ReB2 в В2А1, поскольку крис-
кристаллические решетки этих соединений несколько различаются.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. Chaban, etc., Met A 5, 110783.
2. Pearson, 2.
Al - В — Ti
Титан вместе с бором служит для большинства алюминиевых сплавов
стандартным модификатором, вызывающим измельчение зерна. Бор вводят
в алюминий, предназначенный для изготовления электрических проводни-
проводников, с целью связать в соединение титан и ванадий.
Равновесные диаграммы, предложенные разными авторами, имеют не-
некоторые различия. Основное расхождение заключается в том, образуют ли
соединения TiB2 и А1В2 непрерывный ряд твердых растворов i[l] или оста-
остаются самостоятельными фазами [2, 3]. Другое противоречие — в точках
зрения на характер превращения с участием фаз Al, TiB2 или (AITi) B2,
TiAl3 и жидкости: эвтектический [1] или типа Ж+Т1В2+Т1А13-*А1 [3]. На
рис. 71 приведена схема диаграммы состояния, построенная по наиболее
достоверным данным [1—4]. Согласно этой схеме в системе происходит
перитектическое превращение (P)#C+(AiTi)B2+TiAl3-*Al, но фактически
возможна и эвтектическая, и перитектическая реакция, поскольку в точке
200

нонвариантного превращения концентрации жидкости и А1 совпадают.
Ыонвариантная точка не может отвечать концентрации 0,05% Ti и 0,01% В
[1]: расположение изотерм [4Ь1 указывает, что жидкость содержит менее
0,001% В. Характер изотерм позволяв* с большей вероятностью предполагать
существование квазибинарного разреза А1—Т1А1аВб, а не разреза Al-TiB2.
Температура нонвариантного превращения составляет 665 С [6\.
Соединения TiB2 и А1В2 имеют гексагональную кристаллическую решетт
ку (пространственная группа Р6[ттт, 3 атома в элементарной ячейке) с
параметрами а=3,028 и 3,009 А, с-3,228 и 3,262! А соответственно [ЗЬ]
Если предположить, что соединения А1В2 и TiB2 могут сосуществовать
как отдельные фазы, в системе должно происходить Другое, эвтектическое
Рис. 71. Схема алюминиевого угла диаг-
диаграммы А1—В—Ti. Жирные линии — проек-
проекция поверхности ликвидус; тонкие ли-
линии — границы фазовых областей в твер-
твердом состоянии при температуре, близкой к
температуре плавления перитектики; в
рамках — первичные фазы; пунктир — ли-
линия моновариантного превращения Ж -*•
-* B2AH-B2Ti, происходящего при условии
неполной взаимной растворимости этих
боридов
нонвариантное превращение (?)Ж-^А1В2+Т1В2+А1. Химический состав
жидкости и температура реакции должны быть очень близкими к двойной
эвтектике Ж->А1В2+А1, а линия моновариантного превращения Ж-*А1В2+
+TiB2 (штриховая линия на рис. 71) должна идти от точки тронной эвтек-
тики до линии моновариантного превращения Ж+АШцг-^АШг.
Добавка 0,05% Ti и 0,01% В к чистому алюминию* или (в меньших
количествах) к алюминиевым сплавам приводит к существенному измель-
измельчению зерна. Несмотря на попытки объяснить этот эффект, увеличением
вязкости расплава [о], сил сцепления в жидкости [6] или заполнением
электронных оболочек '[7], большинство исследователей считают причиной
измельчения зерна влияние частиц титансодержащих соединений, действую-
действующих в качестве зародышей кристаллизации [8—51]. По данным различных
авторов, такими соединениями могут быть TiC, TiB2 или Т1А1з. Плотно-
упакованные плоскости A00) и @01) кристаллических решеток соответстг
венно фаз TiC и TiB2 очень близки по структуре плоскости A00) или A11)
решетки алюминия [14, 39, 51]. Показано, что все три соединения образуют
зародыши кристаллизации алюминия при незначительном структурном не-
несоответствии [1, 33, 39], причем соединения TiB2 и TiC, по-видимому, при
переохлаждении на несколько градусов, а фаза TiAl3 — при температуре
плавления алюминия или выше этой температуры [1]. Дендриты алюминия
растут от частиц соединений TiC [3]>, TiB2 [2] и TiAI3 [I, 16, 33, 35].
Большие добавки углерода и (или) бора уменьшают или могут свести на
нет эффект измельчения зеренной структуры [16, 23]. Добавка TiC или
TiB2 не приводит к измельчению зерна, если не допускать их взаимодействия
с металлом или воздухом [4, 25, 30], а в сплавах, содержащих и TiAl3 и
TiB2, фаза TiAl3 находится в центре дендритов, в то время как TiB2 — на
границах [33]. Соединение TiC способствует зарождению фазы TiAl3. Этот
фактор может иметь значение в процессе образования зародышей кристал-
кристаллизации фазой TiAl3 в доперитектических сплавах [40]. Имеются сведения о
роли промежуточных фаз TiAlg и ZrA\'3 в качестве зародышей кристалли-
кристаллизации [48].
201

Приведенная схема диаграммы состояния согласуется с предположени-
предположением о том, что ускоренное измельчение зерна при введении бора есть резуль-
результат реакции с участием (Ti)B2 или (AlTi)B2, в результате которой появля-
появляются TiAls и AI. В расплаве образуется весьма дисперсная смесь боридов.
Даже если они сегрегируют, как это показано в работе [4], количество
образующихся частиц соединения TiAl3 много больше, чем при непосредст-
непосредственной кристаллизации из расплава, В процессе превращения Т1А1з+Ж-*А1
формируются дополнительные кристаллы алюминиевого твердого раствора
(при температуре, превышающей точку затвердевания алюминиевого твер-
твердого раствора), и образование зародышей кристаллизации происходит до
того, как смогут функционировать частицы, содержащие примеси. При
кристаллизации сплавов, точки концентрации которых находятся левее линии
А1— (АГП)В2, перитектическое превращение не происходит. Как установлено
экспериментально, в этих материалах эффект модифицирования незначителен
или отсутствует.
Измельчение зерна обычно приводит к улучшению механических свойств.
Однако уменьшение переохлаждения слитков, получаемых полунепрерывным
методом, может вызвать утолщение междендритных промежутков и укруп-
укрупнение интерметаллических соединений [40].
В алюминии промышленной чистоты часто имеется титан или подобные
ему металлы. Их концентрация не превышает 0,01%, однако этого достаточ-
достаточно чтобы влиять на электропроводность. Добавка бора, позволяет связать
указанные примеси в бориды ,[52, 53] и вывести их из алюминиевого ра-
раствора благодаря очень низкой растворимости в жидком алюминии [4Ь].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. A. Marcantonio, etc., Met A 3, 120183; 4, 110472.
2. /. Moriceau, Met A 2, 120179; 4, 120221, 124278; 6, 121007.
3. /. Maxwell, etc., Met A 5, 110694.
3b. Pearson, 2.
4. L. Buckerud, Met A 5, 121315.
4b. N. J. Finch, Met A 6, 110078.
5. P. Lihl, etc., JIMMA 25, 625.
6. A. Domony, etc., JIMMA 21, 849; 23, 300; 24, 511.
7. L. K. Lamikhov (Л. К. Ламихов), etc., JIMMA 31, 605; 32, 393, 577; MA 2, 325.
8. T. Harada, CA 32, 4494.
9. H. Q. Bowen, etc., JIMMA 16, 11.
10. G. Gurtler, etc., JIMMA 7, 9.
11. W. E. Sicha, etc., JIMMA 17, 159.
12. V. De Pierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
13. M. D. Eborall, JIMMA 17, 914.
14. A. Cibula, etc., JIMMA 17, 914; 19, 109.
15. V. Kondic, etc., JIMMA 18, 106.
16. F. A. Crossley, etc., JIMMA 19, 533; 20, 97, 696.
17. H. Bernstein, JIMMA 20, 340; 22, 25.
18. /. A. Verd, JIMMA 21, 621.
19. S. Terai, JIMMA 24, 595.
20. W. Thury, JIMMA 23, 930; 24, 195.
21. 5. Kugasa, JIMMA 25, 854; 27, 727.
22. H. Kessler, JIMMA 26, 279.
23. C. Mascre, JIMMA 28, 505; 29, 769.
24. К. Н. Wiedermann, JIMMA 29, 266.
25. T. Takase, etc., LMJ 1, 65.
26. 5. Terai, JIMMA 30, 399.
27. W. Grebe, etc., Aluminium, 1967, 43, 673.
28. E. Nachtigall, MA 2, 1661.
29. P. A. Parkhutik (П. А. Пархутик), etc., Met A 1, 120286.
30. H. J. Seemann, etc., Z. Metallkunde, 1968, 59, 347.
31. R. Kumar, Met A 3, 120999.
32. A. Ohno, etc., Met A 3, 120421.
33. /. G. Davies, etc., Met A 3, 120485.
34. W. H. Ellis, Met A 3, 460067.
35. F. J. Kiss, etc., Met A 4, 120959.
36. Y. Nakao, etc., Met A 3, 121424.
37. C. 5. Seigland, Met A 4, 121454.
38. G. W. Delamore, etc., Met A 4, 121492; 5, 120819.
39. G. S. Cole, etc., Met A 6, 121357.
40. L. F. Mondolfo, Met A 5, 121382.
41. V. I. Kulakov (В. И. Кулаков), etc., Met A 1, 460105.
42. D. Moritz, Met A 3, 510433.
202

13. R. Morando, etc., Met A 5, 510164.
44. R. Stary, etc., Met A 5, 510187.
45. M. Chikuda, etc., Met A 6, 120500.
46. Z. 5. Ustdizhk, etc., Met A 6, 510473.
47. T. Ohashi, etc., Met A 7, 120158.
48. /. Kancko, Met A 7, 120079.
49. A. Kleppe, Met A 6, 460091.
50. V. I. Napalkov (В. И. Напалков), СА 79, 44935u.
51. /. Cisse, etc., WAA 7, 530105. _
52. R. Ferraz de Carvalho, etc., Met A 6, 460029.
53. V. N. Senin (В. H. Сенин), etc., Met A 2, 430209.
Al — Ba — Bi, Al — Ba — Cu, AI — Ba — Mg,
A| - Ba — Pb, Al - Ba — Si, Al — Bi — Ca,
Al — Bi — Sr, Al — Ca — Pb, Al — Ca — Sbt
Al — Ca — Sn, Al — Pb — Sr
Растворимость алюминия в жидком висмуте уменьшается при добавле-
добавлении в сплав бария, кальция или стронция, а растворимость в жидком
свинце—при введении бария. И стронций, и кальций увеличивают раство-
растворимость алюминия в свинце [1]. Алюминиевый жидкий раствор находится
в равновесии с фазами Ca3Bi2, Ca2Pb, Ca2Sn или Ca3Sb2 [2, 3].
Добавки бария к сплавам системы А1—Си и Al—Mg резко уменьшают
поверхностное натяжение на границе раздела расплав — газ [4]. Введение
бария в сплавы системы Al—Mg мало влияет на стойкость к расслаивающей
коррозии [5].
Диаграмма Al—Ba—Si, по-видимому, очень близка к диаграмме
А1—Ca—Si; растворимость кремния в твердом алюминии уменьшается при
введении бария. Добавка 2j5% ;Ва к сплавам системы Ai—Si с 0,5-—
1,5,% Si не влияет на твердость и в закаленном состоянии, и после старения
при 157°С в течение 48 ч [61. Введение 1—2% Si увеличивает стойкость к
коррозии сплава с 5(\% В а [7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. F. Ob enchain, etc., MA 1, 578.
2. С. Hardy, Metal Progress, 1941, 40, 70.
3. A. I. Yukova (А. И. Югова), etc., MA 2, 1284.
4. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
5. F. C. Althof, etc., JIMMA 28, 55.
6. W. Kroll, JIM 36, 432.
7. Y. V. Plotnikov (Я. В. Плотников), etc., Met A 6, 350414.
Al — Ba — Cr, Al — Ca — Cr, Al — Ce — Cr,
Al — Ce — V, Al — Cr — Er, Al — Cr — Gd,
Al - Cr - Hf, Al - Cr - Ho, Al — Cr — La,
Al — Cr — Lu, Al — Cr — Nd, Al — Cr — Pr,
Al — Cr — Sr, Al — Gd — V, Al — La — V,
Al — Nd — V, Al — Pr — V, Al — V — Y
Во многих из этих систем обнаружены соединения типа /?СггА12о
(табл. 8). Они отсутствуют в системах Al—Ba—Cr, Al—Cr—Hf, Al—Cr—Lu,
Al—Cr—Sr, Al—Cr—Zr. Соединения имеют кубическую решетку (простран-
(пространственная группа Fd3m, 184 атома в элементарной ячейке); они изоморфны
соединению Cr2Mg3Ali8 [1]. Весьма вероятно, что фазы типа #V2Al2o служат
твердыми растворами соответственно церия, германия и т. п. в фазе VAlio,
причем атомы редкоземельных металлов занимают свободные Ь положения
в кристаллической решетке фазы VAli0. Скорее всего, соединения находятся
в равновесии с алюминиевым твердым раствором, а соответствующие систе-
системы служат аналогами системы Al—Cr—Mg.
203

Таблица 8
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ И ПАРАМЕТР РЕШЕТКИ СОЕДИНЕНИИ ТИПА ЯСг2А120
И flVaAljo ПО СРАВНЕНИЮ С ФАЗАМИ VA1,O, CraYAlao И ,Cr2Mg3Al,8
Соединение
CaCr2Al2Q
СеСг2А120
Сг2ЕгА120
Cr2GdAl20
Сг2НоА120
Cr2LaAl20
Cr2NdAl20
Сг2УА12Г
Содержание
элементов, %
Са и
т. п.
5,9
17,8
20,4
19,6
20,2
17,7
18,2
18,0
12,0
Сг, V
' 15,1
13,2
12,9
13,0
12,9
13,3
13,3
13,3
14,4
Параметр
решетки
о
а, А
14,47
14,44
14,38
14,40
14,39
14,45
14,41
14,43
14,37
Соединение
CeV2Al20
GdV2Al20
LaV2Al20
NdV2Al20
PrV2Al20
V2YA12O
VA11O
Cr2Mg3Al18
Содержание
элементов, %
Са и
т. п.
18,0
19,7
17,8
18,2
17,9
12,1
11,1
Qf. V
13,1
12,8
13,1
13,1
13,0
14,0
15,9
15,7
Параметр
решетки
«.А
14,59
14,56
14,60
14,57
14,58
14,51
14,492-
14,586
14,53—
14,65
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. I. Krypyakevich (П. Я. Крипякевич), etc., Met A I, 12U697.
А1 - Ва - Ge, A1 — Ge — Sr
В этих системах образуются соединения Ba2GeaAl E2,7% В а
и 42,2% Ge), BaGe8Al C5,7;% В а и 57,2% Ge), Ba(GeAlJ и Sr(GeAlJ. Два
последних соединения переменного состава имеют гексагональную кристал-
кристаллическую решетку (пространственная группа P6fmmm, 3 атома в элемен-
элементарной ячейке). При содержании 58,0% Ва и 30,7% Ge (BaGeAl) и38,8% Ge
и 46,8% Sr (GeSrAl) параметры решетки указанных фаз а=4,301 А, с=
= 5,118 А и а=4,286 А, с=4,726 А соответственно [1]. Весьма малове-
маловероятно, чтобы эти соединения находились в равновесии с алюминиевым
твердым раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. I. Bodak, etc., JVlet A 3, 120373.
Al - Be - Се
Алюминиевый твердый раствор может находиться в равновесии с фазами
Be, СеАЦ и Ве^Се. Соединение Ве^Се D5,5% Be) имеет кубическую ре-
решетку (пространственная группа FmSc, 112 атомов в элементарной ячейке)
с параметром а= 10,376 А [1]. В системе образуется тройное соединение
СеВеи-мАЬ.в-г.б D,8—5,7% Be и 62—63% Се), которое не находится
в равновесии с алюминиевым твердым раствором [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
2*. 0ars°Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., MA I, 833; Met А 2, 110036.
204

Al - Be - Co
Изучение небольшого числа сплавов [1] этой системы показало, что в
области, богатой алюминием, в равновесии находятся Be, Со2А19 и А1. Од-
Однако данные анализа химического и фазового состава сплавов [1] и заклю-
заключение о том, что при содержании более 2,5% Be бериллиевый твердый ра-
раствор кристаллизуется первично, указывают на возможность образования
в системе тройного соединения. О существовании такого соединения говорит
и тот факт, что модуль упругости сплавов с отношением концентраций
Be: Co в интервале от 1:1 до 1:6 несколько выше,^ чем по расчету, вы-
выполненному исходя из закономерности, присущей двойной системе. Модуль
упругости сплавов, содержащих 3,7% Си, 2,7% Со и 0,1—1,3% Be, имеет
наибольшее значение G8 ГН/м2) при концентрации 0,25% Be (отношение
концентраций Ве:Со=1:10), что объясняется присутствием четверного со-
соединения [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. Dudzinski, JIMMA 22, 1025.
А1 — Be — Сг
Соединение Ве4СгА1 C1,3% Be и 45,2% Сг) имеет гексагональную крис-
кристаллическую решетку (пространственная группа P63fmmct 6 атомов в эле-
элементарной ячейке) с параметрами а=4,36 А и с=7,1 А. При избытке
бериллия соединение имеет г.ц.к. решетку (пространственная группа Fd3m,
о
24 атома в элементарной ячейке) с параметром а=6,12 А. Оно изоморфно
соответствующим соединениям с марганцем, железом, никелем и образует
с ними твердые растворы [1]. Описанные соединения скорее всего не на-
находятся в равновесии с алюминиевым твердым раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. А. СагтаЫпе, ЛММА 32, 453.
AI — Be — Си
Согласно работе [1], в этой системе образуется тройное соединение, но,
по данным работы [2], в системе имеется тройная эвтектика А1+СиА1г+
+СиВез, содержащая 0,5% Be и 29% Си с температурой плавления 557°С
(температура плавления двойной эвтектики А1+СиА12 составляет 548°С).
Характер взаимного влияния бериллия и меди на растворимость в твердом
алюминии точно не установлен [3], хотя сообщается о некотором увеличении
растворимости бериллия в алюминии при совместном введении меди и мар-
марганца '[4]. Изучено распределение меди между жидкой и твердой фазой в
сплавах, богатых бериллием [5].
Присадка примерно 1,5% Be не влияет на поверхностное натяжение на
границе раздела жидкость — газ в сплаве алюминия с 5% Си [6]. Добавки
бериллия (вместе с кобальтом или отдельно) повышают прочность, улучша-
улучшают коррозионную стойкость, износостойкость, литейные свойства и способ-
способность к упрочнению при закалке сплавов, содержащих 2—12% Си |[2, 7, 8],
однако эти сведения не подтверждены экспериментальными данными. До-
Добавки бериллия, как и кадмия, оказывают аналогичное, но более слабое
влияние на сплавы, упрочняемые при старении: они замедляют образование
зон и тем самым уменьшают скорость упрочнения при естественном старе-
старении, но ускоряют и интенсифицируют формирование б'-фазы [9], способст-
способствуя увеличению прочности при искусственном старении ([2, 10].
205

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. Dudzinski, JIMMA 22, 1025.
2. Т. A. Badaeva (Т. А. Бадаева), etc., JIMMA 14, 155.
3. R. S. Archer, etc., JIM 39, 482; 42, 442.
4. L. Losana, JIMMA 7, 200.
5. C. Potard, etc., Met A 1, 110661.
6. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
7. R. H. Harrington, JIMMA 13, 383; 14, 5.
8. 0. Masing, etc., JIM 42, 442; 47, 480.
9. /. B. Mi Nuyten, Met A 3, 140046.
10. M. Hass, etc., JIM 44, 484.
Al - Be - Fe
В алюминиевом углу системы первично кристаллизуются четыре фазы:
Al, FeAU, Be и BesF^AU. В системе имеется тройная эвтектика, по-видимому,
состоящая из Al, Be и ВебРегАЦ. В твердом состоянии в равновесии
с алюминиевым твердым раствором находятся фаза FeAl3 (в которой может
раствориться до 1,4% Be), твердый раствор на основе бериллия и тройное
соединение [1]. Фаза Be5Fe2Al4 A5,8% Be и 42,8% Fe) имеет моноклиннную
кристаллическую решетку (пространственная группа С2/т). В элементарной
ячейке 12 узлов, причем некоторые из них свободны, так что в среднем на
элементарную ячейку приходится 11 атомов. Параметры решетки а=
==7,718 А, 6 = 4,4554 А, с=4,542 А; р = 124°32'; плотность фазы 3,470 г/см3.
Соединение представляет собой фазу Лавеса типа MgCu2 с атомами желе-
железа и бериллия, расположенными в позициях атомов меди, так что симмет-
симметрия решетки уменьшается от кубической до моноклинной [2]. Другое
соединение Be4FeAl C0,2% Be и 47,1% Fe) [3], имеет г.ц.к. решетку (про-
(пространственная группа Fd3m, 24 атома в элементарной ячейке) с параметром
о
а=6,06 А; оно изоморфно соответствующим хромовым, марганцевым, нике-
никелевым соединениям и образует с ними твердые растворы. Маловероятно,
чтобы эта фаза находилась в равновесии с алюминиевым твердым раство-
раствором. В работе [4] приведены данные относительно распределения железа
между твердой и жидкой фазами в сплавах, богатых бериллием.
Введение 0,046% Be в алюминий, содержащий 30 ч. на 1 млн. ч. железа,
устраняет эффект закрепления вакансий железом. При этом понижается
температура рекристаллизации и формируется текстура A00) [001], ха-
характерная для алюминия, не содержащего железа [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Raynor, etc., JIMMA 21, 930.
2. P. /. Black, JIMMA 23, 37.
3. /. A. Carrabine, JIMMA 32, 453.
4. С Potard, etc., Met A 1, 110661.
5. H. Hug, etc., JIMMA 31. 73, 333.
Al — Be — La
Алюминиевый твердый раствор находится в равновесии с твердым
раствором на основе бериллия, двойными фазами Be^La, LaAl4 и тройным
соединением ВеЬаА1з (изоморфным фазе ВеСеА'Ь), которое обладает ши-
широкой областью гомогенности от BeLaAl3 D,0% Be и 60,7% La) до
Bei,75LaAl2,35 G,2% Be и 63,7% La). Это соединение имеет тетрагональную
решетку (пространственная группа /4/m/nm, 10 атомов в элементарной
ячейке) с параметрами а=4,28ч-4,20, с= 10,58-М 0,71 А, возрастающими по
мере увеличения содержания бериллия [1]. Кристаллическая решетка фазы
Bei3La D5,7% Be) в двойной системе — кубическая (пространственная
группа F/n3c, 112 атомов в элементарной ячейке) с параметром а—
= 10,44 А [2]. В тройной системе примерно до 4% А1 может входить в со-
состав'фазы, замещая бериллий [1].
206

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 2, 110036.
2. Pearson, 2.
Al - Be — Mg
Введение 0,005% и менее бериллия уменьшает окисляемость магния в
сплавах системы А1—Mg [1—8], предотвращает ликвацию, уменьшает аб-
абсорбцию водорода и исключает образование нитридов [9].
Зона расслоения в жидком состоянии системы Mg—Be занимает широ-
широкую концентрационную область тройной системы [10] (рис. 72). В системе
Рис. 72. Алюминиевый угол диаграммы А1—Be—Mg. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 502°С; в рамках —¦ пер-
первичные фазы; 1 — область расслоения
при 449°С происходит тройная эвтектическая реакция Ж-*А1+Ве+
+Mg9Al8 [11]. Эвтектика, содержащая 34% Mg и 0,045% Be, имеет вырож-
вырожденную структуру [12]. В отличие от данных работы [13] тройное соеди-
соединение не образуется [10], а фаза Mg5Ale может растворять в себе некоторое
количество бериллия, что приводит к увеличению ее хрупкости при высокой
температуре [14]. Растворимость магния и бериллия в алюминии в твердом
состоянии мало отличается от растворимости их в бинарных систе-
системах [10, 11].
Механические свойства тройных сплавов незначительно отличаются от
двойных: сплавы с высоким содержанием магния (>10%) упрочняются в
процессе старения [Г], а сплавы, богатые бериллием, имеют такие же низкие
свойства, как и сплавы системы Al—Be. Сведения о том, что бериллий
ХлУчшает свойства сплавов с 4—12% Mg [15], не нашли подтверждения
L16J. Модуль упругости тройных сплавов примерно на 2—3 ГН/м2 выше,
чем двойных сплавов системы Al—Be [12].
207

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. 5. Dobinski, etc., JIMMA 6, 523; 7, 118.
2. К. V. Peredelsky (К. В, Передельский), JIMMA 10, 67.
3. W. Hodge, etc., CA 38, 2561.
4. /. Calvet, etc., JIMMA 20, 707.
5. E. A. Smith, etc., JIMMA 23, 416.
6. M. Tournaire, etc., JIMMA 27. 301.
7. D. Bodene, JIMMA 32, 1066.
.8. M. R. Sheshadri, MA 2, 125-
9. L. David, JIMMA 33, 103.
10. N. D. Nagorskayati (H. Д. Нагорская), etc., MA 1, 1809.
11. G. Masing, etc., JIM 42, 442.
12. /. N. Fridiyander (И. Н. Фридляндер), etc., Met A 3, 110755.
13. W. Krolt, JIM 37, 447.
14. D. P. ShaShkov (Д. П. Шашков), etc., Met A 1, 310861.
15. D. A. Petrov (Д. А. Петров), JIMMA 4, 493, 594.
16. V. K. Afanasev (B.K. Афанасьев), etc., Met A 6, 311084.
Al — Be — Mn
В этой системе образуется соединение ВегМпзАЬб, содержащее 3,06% Be
и 28,06% Мп, с плотностью 3,62 г/см3. Оно имеет довольно узкое поле пер-
первичной кристаллизации, прилегающее к стороне А1—Мп. По-видимому, при
концентрации, очень близкой к двойной перитектике Ж+МпА14-*-МпА16
D,1% Мп, 707°С), происходит превращение Ж+МпА14-^МпА1б+Ве2МпзА115.
Другое нонвариантное превращение, возможно Ж+Ве->-А1+Ве2МпзА115,
имеет место при содержании 0,7% Мп и 0,2% Be. Концентрация тройной
эвтектики Ж-*А1+Ве2Мп3А115+МпА1б составляет 0,2% Be и 1,5—1,7% Мп
[1]. Однако исходя из условия, что точка тройной эвтектики находится в
пределах тройной области Al+MnAl6+Be2Mn3Ali5, содержание бериллия в
жидкости эвтектического состава должно быть порядка 0,05%. Ни берил-
бериллий, ни марганец радикально не влияют на взаимную растворимость
в алюминии .[2]. Однофазная область алюминиевого твердого раствора очень
небольшая (рис. 73).
7
Al+MnAU
Рис. 73. Алюминиевый угол диаграммы А1—Be—Мп. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 627°С; в рамках — пер-
первичные фазы
Соединение Ве4МпА1 C0,4% Be и 46,6% Мп) имеет г.ц.к. решетку (про-
(пространственная группа Fd3m, 24 атома в элементарной ячейке) с параметром
6,П А; плотность 3,33 г/см3. Соединение изоморфно соответствующим хро-
хромистым, железным и никелевым фазам и образует с ними твердые растворы
[3]. Маловероятно, чтобы это соединение находилось в равновесии с алю-
алюминиевым твердым раствором.
208

Добавка бериллия к сплавам системы А1—Мп, закаленным из жидкого
состояния, уменьшает количество марганца, которое фиксируется в твердом
растворе при закалке, и ускоряет распад твердого раствора [4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 G. V. Raynor, etc., JIMMA 21, 930.
2 L Losana, JIMMA 7, 200.
З'. /. A. Carrabine, JIMMA 32, 453. ^
4. N. I. Varich (H. И. Барич), etc., JIMMA 32, /07.
Al — Be — Ni
В системе образуется соединение Be4NiAl B9,5% и 48,4% Ni), имеющее
г.ц.к. решетку (пространственная группа Fd3m, 24 атома в элементарной
ячейке) с параметром а=6,01 А. Это соединение изоморфно и образует
твердые растворы с соответствующими хром-, железо- и марганецсодержа-
щими фазами i[l].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. A. Carrabine, JIMMA 32, 453.
Al — Be - Si
Это простая эвтектическая система, в которой не образуются ни двойные,
ни тройные соединения. Точка тройной эвтектики Ж-^Al+Be+iSi E72°С) от-
отвечает содержанию 12— 13j% Si и 1—1,5% Be [1—3]. Эвтектика имеет ано-
аномальную структуру с частицами Be и Si, распределенными в алюминиевой
матрице [4]. Другая нонвариантная реакция Ж+Be-^Al+Si, по данным ра-
работы [5], происходит при 13% Si, 0,5|% Be и температуре 67ГС. Однако для
этого необходимо, чтобы в твердом алюминии растворялось 0,5% Be, в то время
как при эвтектической температуре растворимость составляет 0,05%Be и
1,5[% Si; она уменьшается при понижении температуры [3].
Тройные сплавы имеют практически такие же свойства, как и бинарные
[2]. Ограниченная способность к упрочнению после закалки обнаружена в
сплавах, содержащих до 5% Si и 2% Be. Как и в двойных сплавах, она обус-
обусловлена наличием кремния^ Бериллий не служит модификатором сплавов си-
системы А1—Si и не приводит к измельчению зерна [6—11].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Kroil, etc., JIM 47, 480.
2. G. Masing, etc., JIM 47, 480.
3. H. Nowotny, JIMMA 15, 397.
4. H. Spengler, JIMMA 28, 213.
5. S. Nishh etc., Met A 6, 110695.
6. W. Kroll, JIM 37, 447.
7. V. De Pierte, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
8. R. Irmann, JIMMA 26, 103.
in' c" ?irait Res* ReP- Sumitomo Metals Lab., 1958, v. 10, p. 40.
10. S. Ghosh, etc., JIMMA 32, 1289
11. F. Borgeaud, etc., Met A 1, 120566, 430108.
Al — Be — Ti
В этой системе образуются два тройных соединения BeTiAl A0,71% Be и
о/,2% Ti) и Be2Ti5Al8 C,8% Be и 50,6% Ti), но ни одно из них не находится
в равновесии с алюминиевым твердым раствором. В сплавах, богатых алюми-
алюминием, присутствуют только бериллиевый твердый раствор, соединения TiBej2,
1 i2Bei7 (а- и Р-модификации) и TiAl3 [1]. Нонвариантные превращения, про-
209

Таблица 9
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ, БОГАТЫХ АЛЮМИНИЕМ
Точки реакций
на рис. 74
Е
Pi
Рг
Рг
Реакция
Ж-*А1+а (Ti2Be]7)+TiAl3
Ж + Т1Ве12->а (Ве)+А1
Ж + Р(ТиВе17)-*Т1Веи + А1
Ж + а (Ti2Be17)^p (Ti2Be17) +A1
662
65?
660
668
Примечание. I—IV порядковые номера твердой фазы в реакциях.
* Из-за опечатки в работе [1] содержание титана в этой жидкости показано равным
Рис. 74. Алюминиевый угол диаграммы А1—Be—T1:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 627*С
210

0
0
0
0
Be
,82
,88
,90
,88
I
1
0
0
~ 1
Ti
J8
,46
,90
,00*
0
70
63
59
Химический
II
Be
,17
,7
,8
Ti
0,89
29,3
36,2
40,9
состав
Be
59,1
97,65
69,4
63,8
фаз, %
III
Ti
40,9
1,32
30,6
36,2
0
0
0
0
Be
,27
,17
,17
,17
IV
36
0
0
0
Ti
,65
,19
,69
,80
его концентрации в эвтектике.
исходящие в области, богатой алюминием, приведены в табл. 9. Проекция
поверхности ликвидус и распределение фазовых областей в твердом состоянии
показаны на рис. 74, а структурные характеристики фаз, равновесных с алю-
алюминиевым твердым раствором, приведены в табл. 10 [2].
Таблица 10
СТРУКТУРА ФАЗ, РАВНОВЕСНЫХ С АЛЮМИНИЕВЫМ РАСТВОРОМ
В СИСТЕМЕ Al-Be—Ti
Фаза
a (Be)
Р (Be)*
BeuTi
а (Bel7Tia)
Р (Be17Ti2)
TiAl3
Гип кристал*
лической ре-
решетки
Геке.
Кубич.
Тетрагон.
или гексагон.
Ромбоэдрич.
Геке.
Тетрагон.
Пространст-
Пространственная группа
P63/mm с
1тЗт
IAImmm
Р6/ттт
RJm
Рбз/ттс
1\\ттт
Число
атомов
в элемен-
элементарной
ячейке
2
2
26
-160
57**
38
8
Параметр ]
а
2,286
2,551
7,35
29,44
7,392**
7,36
3,85
о
решетки, А
с
3 584
—
4,19
7,33
10,79**
7,30
8,596
Y, г/см3
2,256
2,209
2,3
—
3,31
* При температуре >1227°С.
** Решетка рассматривается как гексагональная.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. Aldinger, etc., Met A 4, 110354; 5, 110228; личное сообщение, февраль, 1972.
2. Pearson, 2.
Al — Be — Y
В области диаграммы, богатой алюминием, алюминиевый твердый раст-
раствор может находиться в равновесии с бериллиевым твердым раствором и фа-
фазами Be13Y, YAh и BeYAl3.
Фаза BeYAl3 E,0% Be и 49,7% Y) изоморфна соединениям ВеСеА13 и
BeLaAl3. Область гомогенности этой фазы ограничена концентрациями 3,7,%
Be, 48,5 /о Y и 7,9!% Be; 52,4% Y. Фаза обладает тетрагональной решеткой
(пространственная группа 14/ттт, 10 атомов в элементарной ячейке) [1].
211

Соединение BeisY E6,7% Be) имеет кубическую решетку (пространственная
группа ?тЪс, 112 атомов в элементарной ячейке) с параметром а= 10,238 А.
Плотность этой фазы в двойных сплавах составляет 2,56 г/см3 [2]. В трой-
тройных сплавах до 4—5% А1 может входить в фазу, замещая бериллий [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 2, 110036.
2. Pearson, 2.
Al - Bi - Си
Растворимость меди в твердом алюминии и расслаивание (появление слоя
висмута) в жидком состоянии в тройной системе мало отличаются от раствори-
растворимости ее и расслаивания в двойных сплавах [1]. При плавке сплавов, концен-
концентрации которых отвечают области расслоения в жидком состоянии, медь скап-
скапливается преимущественно в верхнем слое жидкости, богатой алюминием (при
727°С значение коэффициента распределения составляет примерно 90) [2]. В
системе, по-видимому, происходит нонвариантное превращение Жа1-*А1-+-
Ч-СиАЬ+Жвь Концентрация нонвариантной точки составляет ~30% Си и
5% Bi. В области, богатой висмутом, возможно, имеется тройное эвтектическое
превращение Ж-*А1+В1+СиА12, причем эвтектическая точка очень близка к
100% Bi. В твердом состоянии сосуществуют фазы Al, CuAl2 и Bi, исключая
сплавы, в которых концентрация меди меньше предела растворимости.
Добавки висмута резко уменьшают поверхностное натяжение на границе
раздела жидкость — газ сплавов системы А1 — Си [3]. Влияние висмута на
механические свойства сплавов незначительно [4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
l.L. W. Kempf, etc., JIMMA 6, 44, 350.
2. G. Tammann, etc., С А 18, 3520.
3. 1. Kubichek, JIMMA 27, 629.
4. K. A. Schreiber, JIM 30, 467.
Al — Bi — Er, Al — Cd — Er, Al — Er — Pb
Эрбий почти полностью растворяется в висмуте. В сплавах систем Al—Cd
и А1—РЬ большая часть эрбия находится в слое алюминия. Величина отно-
отношений концентраций эрбия в алюминии к содержанию эрбия в висмуте, кад-
кадмии и свинце при 727°С составляет 2,7-10~2 (Al—Bi), 2,25-102 (Al—Cd),
1,4-102 (Al—Pb) [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
-1. А. Р. Bayanov (А. П. Баянов), etc., MA I, 516.
Al—Bi—Ga, Al—Cd-Ga, Al—Ga+Ge, Hg,
In, Pb, Sn, Tl, Zn
Эти тройные диаграммы изучены довольно поверхностно [1]. В табл. 11
приведены результаты работы [1] вместе со сведениями по двойным диаг-
диаграммам. Эвтектика в каждой из тройных систем, по-видимому, состоит из
твердых растворов на базе алюминия, галлия и соответствующего третьего
элемента.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Spengler, JIMMA 23, 812.
212

Таблица (Ц
ХАРАКТЕРИСТИКА ТРОЙНЫХ ДИАГРАММ СОСТОЯНИЯ 111
Система
Al—Ga—Bi
Al—Ga—Cd
Al—Ga—Ge*
Al—Ga—Hg
Al—Ga—In
Al-Ga—Pb
Al—Ga—Sn*
Al-Ga-Tl
Al— Ga—Zn
Содержание
i элементов
в эвтектике, %
Ga
-100
— ,100
— 100
-100
-75
-100
92
-100
95
X
-25
—
8
5
4 of*
'пл« C
-27
-27
-27
— 27
-17
-27
20
-27
29
Область расслоения
в жидком состоянии
От стороны Al—Bi до
стороны Ga—Bi
От стороны Al—Cd до
стороны Cd—Ga
—
В системе Ga—Hg
В системе Al—In
От стороны А1—РЬ до
стороны Ga—Pb
—
От стороны А1—Т1 до
стороны Ga—Т1
* Простая система с тройной эвтектикой.
Al — Bi — La
Добавка лантана к сплавам системы Al—Bi, в которых имеется область
расслоения в жидком состоянии, лучше растворяется в жидком алюминии,
чем в жидком висмуте [1]. Термодинамические характеристики этих сплавов
приведены также в работе [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. A. Degtyar (В. А. Дегтяр), etc., Met A 5, 150603.
2. Л. А. Внучкова. ЖФХ, 1969, т. 43, с. 9.
Al — Bi — Mg
Область расслоения системы Al—Bi расширяется в тройной системе вплоть
до 28% Bi и 43% Mg [1,2]. Критическая точка G07°С) отвечает содержанию
53% Bi и 35,3% Mg. В зоне расслоения магний преимущественно растворяется
в жидком висмуте (отношение концентраций составляет 2:1) [3], при этом
растворимость висмута в алюминии уменьшается [4]. Концентрация тройной
эвтектики Al+Bi2Mg3+Mg5Al8 очень близка к двойной эвтектике Al+MgsAls;
концентрация тройной эвтектики Al+Bi+Bi2Mg3 практически совпадает по со-
составу с висмутом [5]. Соединение Bi2Mg3 (85,3% Bi) при температуре ниже
727°С имеет гексагональную структуру (пространственная группа P3ml, 5 ато-
атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=4,675 А и с = 7,416 А [6]. Око-
Около 727°С происходит превращение, в результате которого образуется другая
неизвестная кристаллическая структура. В твердом состоянии алюминиевый
твердый раствор находится в равновесии с Bi, BiaMga и Mg5Al8. Висмут не-
незначительно влияет на растворимость магния в алюминии в твердом состоя-
состоянии [5].
Соединение Bi2Mg3 имеет относительно высокие твердость и температуру
плавления. Добавки висмута к сплавам системы Al—Mg не улучшают техно-
213

логичность при механической обработке. При введении висмута резко умень-
уменьшается поверхностное натяжение на границе раздела жидкость — газ [7], а
также заметно повышается стойкость к коррозии под напряжением [8].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Scheil, etc., JIMMA 6, 172.
2. G. Masing, etc., JIMMA 6, 354.
3. 0. Tammann, etc., С А 18, 3520.
4. /. R Weeks, MA 1, 1473
5. Hanemann, 1952.
6. Иarisen, 1958.
7. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
8. Y. Baba, etc., Met A 6, 350196.
Al
Bi — Pb
Область расслоения в жидком состоянии распространяется (без разрывов)
в этой системе от стороны А1—Bi до стороны А1—РЬ. Тройная эвтектика
(Ж-*А1+В1РЬз+В1 при 125°С) содержит 43,51% РЬ и менее 0,7% AI [1]. В
твердом состоянии алюминиевый твердый раствор находится в равновесии с
фазами В1РЬз, Bi и РЬ [2] (рис. 75). Растворимость висмута и свинца в алю-
алюминии в тройных сплавах столь же пренебрежимо мала, как и в двойных си-
системах. Область гомогенности соединения BiPb3 B5,1.% Bi) находится в ин-
интервале концентраций 27—29% Bi. Оно имеет гексагональную решетку (про-
<999% ^
дд',7%^ Bi+BiPb,
9W
Al02°/о1,5°/о ~ 19,85%' /»99,99%
' <99/9%
Рис. 75. Диаграмма Al—Bi—РЬ. Жирные линии — проекция поверхности ликвидус; тон-
тонкие линии — границы фазовых областей в твердом состоянии; в рамках — первичные фа-
фазы. В масштабе представлена только сторона Pb—Bi
214

странственная группа Рбз/mmc, 2 атома в элементарной ячейке) с параметра-
параметрами, которые меняются при увеличении концентрации висмута в интервалах
а = 3,5031^-3,5084 А, с=5,7912-5,7169 А [3].
Термодинамические характеристики расплавов приведены в работах 14,
5]. Поверхностное натяжение капелек расплавов системы Pb—Bi уменьшается
при увеличении содержания висмута [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. W. Kasten, JIMMA 10, 386.
2. A. Podgornik (А. Подгорник), etc., Met A 4, 120211; 5, 151116.
3. Pearson, 2.
4. Т. С. Wilder, etc., JIMMA 32, 147.
5. К. Hagenmark, Met A 1, 110619.
Al — Bi — Sb
Область расслоения в жидком состоянии системы Al—Bi расширяется^
тройной системе, по-видимому, до концентрации 20% Bi и 30|% Sb при 827°С
[1]. Точка нонвариантного превращения Жа1-*Жв!+А1+5ЬА1 находится очень
близко к стороне Al—Bi [2], а состав Жаь по-видимому, лишь на несколько
процентов отличается от чистого алюминия. При 268°С происходит тройное
эвтектическое превращение Ж-*А1+(В15Ь)*+8ЬА1, эвтектика содержит 99,3%
Bi и 0,4% Sb [3]. Поскольку растворимость висмута и сурьмы в алюминии
очень мала, практически все сплавы в области, богатой алюминием, при тем-
температурах ниже солидуса состоят из Al, SbAl и (BiSb)*.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. R. Wright, Ргос. Roy. Soc. London, 1894, 55, 130.
2. О. W. Kasten, JIMMA 10, 386.
3. A. N. Campbell, etc., JIMMA 31, 129.
Al — Bi — Si
Область расслоения в жидком состоянии системы Al—Bi расширяется в
тройной системе, смыкаясь с подобной областью системы Bi—Si. При темпера-
температуре 577°С и содержании 13% Si и 0,5% Bi происходит превращение Жа1->
->~Жв1+А1+5ь В сплавах, богатых висмутом, по-видимому, в непосредствен-
непосредственной близости от чистого висмута имеется Другое нонвариантное превращение,
вероятно, Жв1-^А1+В1+5ь В большинстве сплавов системы в твердом состоя-
состоянии сосуществуют три фазы: Al, Bi и Si [1].
Добавка висмута способствует некоторому улучшению механических свой-
свойств сплавов системы Al—Si. Введение висмута мало влияет на обрабатывае-
обрабатываемость резанием: уменьшается усилие резания, однако качество обработки по-
поверхности не повышается [2].
Сведения о влиянии висмута на структуру сплавов системы Al — Si проти-
противоречивы: по данным работ [1, 3, 4], висмут служит модификатором, а сог-
согласно данным [5, 6] — не оказывает влияния. Более подробные сведения при-
приведены в описании системы А1 —- Na — Р — Si.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. В. Otani, JIM 47, 138.
2. S. Muromachi, etc., Met A 3, 530211.
3. C. S. Tang, JIMMA 29, 765.
4. N. R. Pillai, etc. Met A 2, 120081.
5. JIMMA 2, 147.
6. 5. Gebalski, etc., JIMMA 30, 231.
* Висмут и сурьма образуют непрерывный ряд твердых растворов, обозначенных
(BiSb).
215

Al — Bi — Sn
Зона расслоения в жидком состоянии системы Al—Bi занимает широкую
концентрационную область тройной диаграммы, распространяясь до ~60%
Sn при 827°С. Сингулярная точка отвечает содержанию 18,6% Bi и 55,8% Sn
[1]. Эвтектика содержит ~57% Bi, 43% Sn и менее 0,5!% А1. Она имеет пол-
полностью вырожденную структуру и плавится при 139°С [2]. Сплавы в твердом
состоянии содержат твердые растворы на базе алюминия, висмута и олова.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. R. A. Wright, Proc. Roy. Soc. London, 1892/93, 52, ML
2. N. Spengler, JIMMA 28, 213.
AHC+Co, Cr, Fe, Mn, Mo, N, Nb, Ni, O, Pt, Sb, Si, Та,
Ti, U, V, W, Y
В табл. 12 приведены характеристики карбидов, образующихся в этих
системах. Маловероятно, чтобы такие карбиды находились в равновесии с
алюминиевым, твердым1 раствором, поскольку в сплавах системы Al — Fe — Cr
богатых алюминием, угле/род присутствует преимуществен/но в виде двойного
карбида СзА14, а не тройного соединения. Тройной карбид не образуется при
замешивании WC в алюминий [2]. Оксикарбиды А14О4С и А12ОС [3, 4] фор-
формируются по реакции, происходящей в твердом состоянии. Карбид UC при
взаимодействии с алюминием быстро разлагается с образованием фаз
UAb и UA14, но твердый алюминий слабо реагирует или совсем не реагирует с
карбидом UC2 [5]. Углерод, введенный в соединение AlSb, служит акцептор-
акцепторной примесью, замещая атомы алюминия '[6]. Термодинамические характери-
Таблица 12
ТРОЙНЫЕ КАРБИДЫ, СОДЕРЖАЩИЕ АЛЮМИНИЙ
Соединение
QCo3Al (* = 0,59)
C^Fe3Al (x=0,3-t-0,66)
СхМп3А1 (х =1,2)
C^NigAl (л: = 0,29)
CPt3Al
CTi3Al
CY3A1
CMo3Al2
CNb3Al2
CTa3Al2
CCr2Al
CNb2Al
CTa2Al
CTi2Al
CV2A1
C4SiAl4
Содержание
элементов, %
С
3,3
1,8—
3,9
7,0
1,8
1,9
6,6
3,9
3,4
3,5
2,0
8,4
5,4
3,0
8,9
8,5
26,0
X
83,9
77,0—
82,8
79,9
85,2
93,8
78,8
87,3
81,4
80,8
89,3
72,8
82,6
90,2
71,1
72,6
15,2
Кристал-
Кристаллическая
структура
Кубич.,
гПьОТП
Кубич.,
РпгЗпг
То же
» »
» »
» »
» »
Кубич.,
Р4Х32
То же
» »
Геке,
Р63/пгпгс
То же
» »
» »
—
и
§<*
о W й)
Числ(
в эле
ной я
5
5
5
5
5
5
5
24
24
24
8
8
8
8
8
27
Параметры
решетки, А
а
3,70
3,75—
3,79
3,87
3,62
3,893
4,156
4,878
6,866
7,065
7,039
2,86
3,103
3,075
3,04
2,913
7,15
с
—
—
—
—
—
—
—
—
—
—
12,82
13,83
13,83
13,60
13,14
10,80
н
о
? •»
о S
as
—
—
—
—
—
—
—
7,24
6,49
11,59
5,23
—
—
—
—
II
&«
11
[9]
[9,10]
19,11]
19]
[12
[2
[13
[2
[21
[2]
[21
[2]
[2;
[2
12
[14]
216

стики сплавов системы А1—С—О приведены в работах [ЗЬ, 7], а сплавов
системы А1 —С —С1--О—-в работе [7 Ь]. Растворимость углерода в распла-
расплавах системы Fe —Сг—-А1 уменьшается при увеличении содержания алюми-
алюминия [в]. Путем нагрева соединения A1N в графитовом тигле получен ряд кар-
бонитридов. Их структура и параметры кристаллической решетки постепенно
меняются при переходе от A1N до AI4C3 [8Ь].
Неоднократно сообщалось об измельчении зерна алюминия при введении
карбидов титана, ниобия и т. п. Подробности и список литературы приведены
в описании системы А1 — В — Ti.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. Vogel, etc., JIMMA 3, 147, 390.
2. W. Jeitschko, etc., JIMMA 32, 850, 851.
3. /. H. Cox, etc., JIMMA 31, 515.
3b. К. Ono, etc., Met A 6, 152414.
3c. B. I. Emlin, etc., Met A 6, 152605.
4. N. E. Filonenko (H. E. Филоненко), etc., Met A 6, 340248.
5. W. C. Thurber, etc., JIMMA 27, 781.
6. D. Shaw, JIMMA 31, 605.
7. M. S. Khrushchev (M. С. Хрущев), Met A 3, 110259.
7b. A. L. Spinella, etc., Met A 6, 440283.
8. V. A. Kozheyrov (В. А. Кожеуров), etc., Met A 5, 11(Ш1.
8b. G. A. Jeffrey, etc., Acta Cryst., 1963, v. 16, p. 559.
9. С J. Huetter, etc., JIMMA 26, 321.
10. JI. С. Палатник. — «Кристаллография», 1964, т. 9, с. 163.
1U. W. /. Takei, etc., Phys. Rev., 1962, v. 125, p. 1893.
12. H. H. Stadelmeier, etc., Z. Metallkunde, 1961, Bd. 52, S. 391.
13. 5. Rosen, etc., MA 1, 1819.
14. V. J. Barczak, J. Am. Ceram. Soc, 1961, v. 44, p. 299.
Al — Ca — Cu
Кальций мало влияет на упрочнение при старении сплавов системы А1 —
Си [1, 2]. Его добавки могут понижать прочностные свойства [3]. Попытка
плакировать сплавы системы А1 — Си сплавом алюминия с кальцием с целью
замедления диффузии меди в плакировку [4] оказалась неэффективной, по-
поскольку скорость Диффузии при этом возрастала [5]. Кальций снижает по-
поверхностное натяжение сплавов системы А1—Си на границе раздела ра-
расплав— газ [6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Кг oil, JIM 36, 432.
2. К. L. Meissner, JIM 36, 432.
3. P. T. Stroup, JIMMA 9, 130.
4. К. Bungardt, JIMMA 8, 306.
5. M. Paic, JIMMA 19, 1, 625.
6. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
Al - Ca - Fe
В этой системе образуется несколько тройных соединений, однако в спла-
сплавах, богатых алюминием, в равновесии с алюминиевым твердым раствором мо-
могут находиться только фазы FeAh и СаА14 [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
I. О. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 4, 110182.
Al — Ca — Mg
Имеются сведения только о сплавах этой системы,- богатых магнием [1, 2].
Обнаружен квазибинарный разрез Mg — Са2А1; тем самым исключается су-
217

ществование квазибинарного разреза А1 —Mg2Ca. Поэтому в алюминиевом
углу диаграммы наиболее вероятно присутствие фаз Al, MgsAl8 и СаАЦ.
Поверхностное натяжение сплавов системы Al — Mg на границе раздела
жидкость — газ уменьшается при введении кальция [3]. Оптимальными меха-
механическими свойствами в состаренном состоянии обладают сплавы с соотно-
соотношением концентраций Mg:Ca = 13:l, но эти свойства ненамного лучше, чем
свойства сплавов системы Al — Mg [4]. По мере уменьшения соотношения
упрочнение при старении снижается, исчезая на стороне А1—Са. Добавки
кальция не влияют на стойкость к коррозии сплавов системы Al — Mg [51.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. US AEC Publ. NP 4477, 1950.
2. /. A. Catteral, etc., JIMMA 25, 348.
3. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
4. /. A. Badaeva (И. А. Бадаева), etc., JIMMA 12, 42, 277.
5. F. C. Alihof, etc., JIMMA 28, 55.
Al - Ca - Ni
В алюминиевом углу этой диаграммы тройные фазы не образуются. Эв-
Эвтектическая реакция Ж-*А1+СаАЦ+№А13 происходит при 607Х; эвтектика
содержит 6,7% Са и 5,7% Ni. В твердом состоянии в сплавах этой системы
имеются три фазы (алюминиевый твердый раствор, СаАЦ и NiAh), за исключе-
исключением небольшой области твердого раствора кальция (не более нескольких со-
сотых процента кальция) и никеля (не более 0,04% Ni) в алюминии. Добавка
кальция мало улучшает свойства сплавов системы А1 — Ni [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Shinoda, JIM 41, 441.
Al — Са — Si
В области, богатой алюминием, где предполагалось образование фазы
CaSi3 [1—6], обнаружено соединение CaSi2Al2 [7], точка концентрации кото-
которого находится на линии Al—CaSi2. По-видимому, оно служит твердым раст-
раствором алюминия в соединении CaSi2. В системе происходят два тройных эв-
эвтектических превращения: Ж-*А1+СаАЦ+Са512А12 при ~612°С и Ж->А1+
+CaSiaAl2+Si при 577°С. Сплавы эвтектических составов содержат соот-
соответственно примерно 7—$% Са, 0,8—1,1% Si и 0,Э—1 % Са, 11,5—14% Si
[1, 4, 6]. Между эвтектическими точками проходит квазибинарный разрез А1—
CaSi2Al2. Согласно [1], квазибинарная эвтектика F37°С) содержит 1,95% Са
и 2,65% Si, а по данным работ [2, 6], 1—1,2% Са и 1,4—1,7% Si (рис. 76).
В твердом состоянии в равновесии с алюминиевым твердым раствором нахо-
находятся фазы CaSi2Ab и СаАЦ (или Si) в зависимости от того, с какой стороны
от квазибинарного разреза расположена точка концентрации сплава. Эвтектика
A14-CaAl4+CaSi2Al2 обладает аномальной структурой с частицами СаАЦ и
CaSi2Al2, распределенными в алюминиевой матрице [8]. Введение кальция
уменьшает растворимость кремния в алюмиини [2, 9].
Соединение CaSi^h B6,7 %_Са и 37,3% Si) имеет гексагональную решет-
решетку (пространственная группа P3ml, 5 атомов в элементарной ячейке) с пара-
о о
метрами а=4,13 А с = 7,145 А [7]. Фаза CaSi2_jE8,4% Si) обладает ромбоэд-
ромбоэдрической решеткой (пространственная группа R3m, 6 атомов в элементарной
о о
ячейке) с параметром а= 10,42 А, а=21,5° или с параметрами а=3,9 А,
с=30,6 А A8 атомов в элементарной ячейке), если решетку рассматривать
как гексагональную [10].
218

Si, %
Рис. 76. Алюминиевый угол диаграммы Al—Ca—SI. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 577°С; в рамках — пер-
первичные фазы:
/ — квазнбинарный разрез
Добавки кальция в алюминий технической чистоты уменьшают его элек-
электросопротивление благодаря выведению кремния из твердого раствора и за-
заметно увеличивают вязкость '[10 Ь]. Введение в сплавы системы Al — Si ме-
менее 0,05% Са несколько увеличивает твердость и предел прочности и уменьша-
уменьшает удлинение [10Ь]. Сплавы, содержащие примерно 5% CaSigAb, имеют HV
400 — 500 МН/м2, (Тв = 120ч-Л30 МН/м* и 6=15—20% [2]. Термическая
обработка, включая старение, не влияет на свойства сплавов системы А1 —
Са—Si [11]. Действие кальция как модификатора сплавов системы Al—Si ог-
ограничено, но этот эффект сохраняется после переплавки [12—17]. Фаза
CaSi2Ala может появляться в присутствии примесей в промышленных сплавах
[9, 18]. Это приводит к увеличению пористости и усилению усадки литейных
сплавов системы Al — Si [19-—21].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Doan, JIM 37, 448.
2. /. D. Grogan, JIM 30, 467, 710.
3. A. M. Bochvar, etc., JIM 44, 637.
4. G. Shinoda, JIM 41, 441.
5. B. Otani, JIMMA 47, 138.
6. Hanemann, 1952.
7. E. I, Gladyshevsky (E. И. Гладышевский), etc., MA 2, 966.
8. H. Spengler, JIMMA 28, 213.
9. M. Tournaire, etc., JIMMA 21, 123; 23, 627.
10. Pearson, 1.
10b. Y. Tsumura, etc., Met A 6, 311631.
11. W. Kroll, JIM 36, 432.
12. N. Parravano, etc., JIM 34, 420.
13. A. Petit, JIM 35, 539; 36, 435.
14. R. Irmann, JIMMA 26, 103.
15. L. 5. Tang, JIMMA 29, 765.
16. P. Borgeaud, etc., Met A 1, 430108, 120566
17. M. B. Gokhshtein, etc., Met A 3, 121400.
18. H. Wolf, JIMMA 15, 565.
19. L. Grand, JIMMA 26, 29.
20. ?. DiRusso, etc., JIMMA 28, 753.
21. S. Holovek, WAA 7, 330030.
Al — Cd — Cu
Зона расслоения в жидком состоянии системы Al — Cd занимает широкую
концентрационную область тройной диаграммы, распространяясь за точку с
концентрацией 50% Си. В системе имеется квазибинарный разрез Cd—CuAl2
219

Содержа-
Содержание Cd,
%
0,1
oil
Состоя-
Состояние
74*
74*
76**
76**
со,2
МН/м2
270
260
360
400
100
95
230
340
б, %
19
20
13
8,5
* Старение 1 неделю при комнатной
температуре.
¦¦ Старение при 167°С в течение 4 ч.
Таблица 13 с монотектической реакцией
механические Свойства сплавов -*CuAli+5Kc« при 587°С (нонвариан-
chctfmki д1 l ¦>* <л г., га тная точка отвечает концентрации
СИСТЕМЫ А1- 4.25 % Cu-Ca 3>g5% Qd И gl% Сц)_ При We
идет нонвариантлая реакция Жа1->-
->А1+СиА12+ЖсA (концентрация
нонвариантной точки соответству-
соответствует 2,8% Cd и 32,8% Си). В области,
богатой кадмием, по-видимому, проис-
происходит эвтектическая реакция. Состав
тройной эвтектики практически совпа-
совпадает с эвтектикой Cd+CusCde (98,9%
Cd, 314°C). Медь и кадмий мало вли-
влияют на взаимную растворимость в
алюминии в твердом состоянии [1—2].
Добавка кадмия слабо сказывает-
сказывается на свойствах сплавов системы
А1—Си в равновесном состоянии.
При этом практически не проис-
происходит изменения параметра крис-
кристаллической решетки [3], электросопротивления {4] и величины поверх-
поверхностного натяжения на границе раздела жидкость — газ 1[5]; несколько
уменьшается лишь скорость диффузии [6]. Основной эффект от введения кад-
кадмия проявляется при старении: даже при содержании менее 0,05% Cd он зна-
значительно уменьшает скорость образования зон ГП и ускоряет последующие
стадии старения [2—4, 7—12]. Это обусловлено образованием кластеров
медь — кадмий — вакансия, которые в течение длительного периода связывают
вакансии, обеспечивающие диффузию, и понижением поверхностной энергии
на границе раздела в'-фаза — матрица [4, 10, И, 13, 14]. В итоге количество
зон ГП и скорость их образования уменьшаются, а выделение
О'-фазы ускоряется; частицы 0' становятся мельче, плот-
плотность их распределения возрастает. Последовательность выделения ГП1-*-
-*ГП2-*9'--*8, характерная для старения сплавов системы А1—Си, меняется
до ГП|1 -^(irn2)->6/4-(^)+P->e/+P+Cd/-)-0'+Cd'-^e+Cd/-^e4-Cd. Здесь
R и Р, по-видимому, дополнительные промежуточные фазы (судя по дифракци-
дифракционным эффектам, не получившим точного истолкования), Cd' — промежуточная
фаза при выделении Cd (см. систему Al — Cd), а скобки указывают на второ-
второстепенное значение образований ГП2 и R [7]. По данным работы [15], замед-
замедление старения происходит из-за уменьшения растворимости меди в алюминии
в присутствии кадмия.
Прочностные свойства тройных сплавов с кадмием после естественного
старения несколько ниже, а после искусственного — намного выше, чем спла-
сплавов без кадмия [16] (табл. 13). Добавка серебра, реагируя с кадмием, ней
трализует его влияние, а добавка германия, не взаимодействующего с кад-
кадмием, не дает эффекта [10, 17]. Путем холодной деформации между закалкой
и искусственным старением прочностные свойства сплава системы А1 — Си
без кадмия можно увеличить до уровня, превышающего свойства сплава, со-
содержащего кадмий. Вместе с тем даже деформации при правке после закалки
листов промышленного изготовления достаточно, чтобы уменьшить максималь-
максимальную прочность сплавов с кадмием в искусственно состаренном состоянии до
величины, сравнимой с прочностью сплавов без кадмия [3]. Сплавы, легиро-
легированные кадмием, имеют повышенные сопротивление ползучести [8] и стой-
стойкость к коррозии под напряжением.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. P. Einerl, JIMMA 10, 242.
lb. О. 5. Bochvar (О. С. Бочвар), etc., JIMMA 30, 785.
2 Е. A. G. Kiddiard, etc., JIMMA 22, 751.
3. Я. К Hardy, JIMMA 22, 751; 23, 1081.
4. Е Holmes, etc., MA 2, 670; Met A 1. 140142.
220

5. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
6. W. Karlinski, Met A 1, 130913.
7. /. Af. Silcock, JIMMA 23, 111. ол
8. /. tf. Fridluander (И. Н. Фридляндер), etc., JIMMA 30, 499.
9. Af. ?. Drits (Ц* Е. Дриц), etc., MA 2, 161.
10. /. B. Af. Nuyien. Met A 1, 140026; 2, 140165; 3, 140003.
11. B. Noble, etc., Met A 1, 140202.
12. 5. Matsuo, etc., Met A 2, 151237; 5, 140115; 330627.
13. /. D. Bond, JIMMA 32, 1107.
14. A. J. Perry, etc., Met A 2, 140145.
15. H. Suzuki, etc., Met A 6, 140278, 140459.
16. T. Morinaga, etc., JIMMA 22, 1150; 23, 281.
17. G. D. Brook, J. Inst. Metals, 1961/62, v. 90, p. 183.
Al — Cd — Mg
Область расслоения системы Al — Cd в жидком состоянии незначительна
расширяется в тройной системе [1—3]. Критическая точка при 507°С отвечает
содержанию 71,75% Cd и 9,55% Mg [4, 5]. В системе, вероятно, имеется нон-
вариантное превращение Жа1-^ЖсA+А1+^, где А"-—одна из трех фаз:
Mg5A'l8, MgAl, MgiyAlia или твердый раствор на основе соединения MgCd.
В сплавах, богатых алюминием, затвердевание заканчивается кристаллизацией
эвтектики, практически совпадающей по составу с кадмием.
В твердом состоянии в сплавах, богатых алюминием, исключая область
твердых растворов магния в алюминии, имеются следующие фазы: Al, MgsAl8
и твердый раствор на базе соединения MgCd. Последнее соединение, содержа-
содержащее примерно 80% Cd и 15% Mg, с параметрами решетки а=3,126 А, с =
о
= 5,096 А находится в равновесии с алюминиевым твердым раствором и фа-
фазой MgsAl8 [6]. Свойства тройных сплавов несущественно отличаются от двой-
двойных [1, 2, 7]; отмечается лишь увеличение чувствительности к межкристаллит-
ной коррозии [8].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Valentin, etc., JIM 34, 420; 36, 454.
2. 5. Ishida, Nippon Kogoy Kwai Shi, 1929, 45, 256, 532, 611, 786; 1930, 46, 245.
3. W. Koster, etc., JIMMA 4, 432.
4. E. Janecke, JIMMA 6, 48.
5. В. И. Михеева. Известия сектора физико-химического анализа, 1949, т. 19, с. 429.
6. К. Riederer, JIMMA 5, 109.
7. О. P. Einerl, JIMMA 10, 242.
8. F. С. AUhof, etc., JIMMA 28, 55.
Al — Cd — Mn
Граница области расслоения системы в жидком состоянии при добавке
марганца сдвигается к большим концентрациям кадмия, достигая 18% Cd при
5% Мп. Тройные соединения не образуются. В сплавах, богатых алюминием,
имеются следующие фазы: Al, Cd, MnAle и МпАЦ '[1]. В системе происходит
три нонвариантных превращения: монотектическое — Жл1->-А1-т-МпА1вН-Жсс1
647°С (монотектика содержит 9,5—10% Cd и 1,9—2% Мп), перитектическое—
Жа1+МпА14-*МпА16+ЖсA при 672°С (перитектика содержит 13—14% Cd и
1,9—2% Мп) и эвтектическое при 319°С—Жсё-^+МпА^Ч^ (эвтектика по
составу практически отвечает твердому раствору на основе кадмия). В твер-
твердом состоянии в равновесии находятся МпА1б, Cd и А1, причем алюминиевый
твердый раствор при 597°С содержит примерно 0,1% Cd и 0,8% Мп. Кадмий
и марганец слабо растворяются в МпА16 и в Cd соответственно [1, 2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Е. Дриц. ЖНХ, 1963, т. 8, с. 864.
2. D. W. Wakeman, etc., JIMMA 16, 124.
221

AI—Cd+O, S, Se, Те
В табл. 14 приведены характеристики соединений, найденных в этих си-
системах [1,2]. Весьма маловероятно, что приведенные фазы могут находиться
в равновесии с алюминиевым твердым раствором. Характеристика соединения
(AlSb)* (CdTe)i-x как материала для радиоэлектроники приведена в ра-
работе 12].
Таблица 14
ТРОЙНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ АЛЮМИНИЯ
Соедине-
Соединение
Al2Cd04
Al2CdS4
Al2CdSe4
Al2CdTe4
Содержание
элементов,
Cd
48
38
23
16
70
10
,23
52
0,
т.
27
43
65
75
7o
Sh
n.
,80
,50
,57
,51
Кристалличе-
Кристаллическая структур?
Кубич.
Тетрагон.
>
Пространст-
Пространственная группа
FdZm
/4
/4
/ 4 или / 42т
Р 42т или / 4т2
Q СО О>
Число
в элем
ной яч
56
14
14
14
7
Параметр
о
решетки.
а
8,08
5,57
5,75
6,01
6,01
10
10
12
6
А
с
__
,32
,68
,21
,П
V
г/см8
5
3
4
5
,75
,04
,50
,1
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Hahn, etc., JIMMA 24, 487.
2. Т. A. Kuzmina (Т. А. Кузьмина), etc., Met A 6, 331532.
Al — Cd — Si
Зона расслоения в жидком состоянии системы Al—Cd в тройной системе
расширяется. Ее граница проходит за двойной эвтектикой Al+Si. Нонвариант-
ная точка реакции Жа1"^А1+51+ЖсA F49°С) отвечает содержанию 13,5% Si
и 0,5% Cd. Концентрация жидкости Жсс! близка к 99% Cd; твердые растворы
на основе алюминия и кремния содержат, вероятно, менее 0,l!% Cd. В области,
богатой кадмием, по-видимому, происходит превращение Жса—*A1+Si+Cd;
состав нонвариантной точки и температура превращения близки к кадмию
C20°С). В твердом состоянии во всех сплавах, за исключением узкой концент-
концентрационной области композиций, где кремний и кадмий входят в твердый рас-
раствор, сосуществуют три фазы: Al, Si и Cd [1].
При отжиге закаленного сплава, содержащего 5|% Si и 1 % Cd, фазы Si и
Cd выделяются раздельно и при различных температурах, причем Si выделя-
выделяется в более широком температурном интервале [2J. Кадмий, по данным ра-
работ [3,4], может, а по данным работы [5], не может служить модификато-
модификатором сплавов системы А1—Si. Подробности приведены в описании системы А1—
Na—P—Si.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. В. Otani, JIM 47, 138.
2. R. E. Marburger, etc., JIMMA 26, 29.
3. G. Schmid, etc., JIMMA 4, 663.
4. C. 5. Tang, JIMMA 29, 765.
5. S. Terai, Sumitomo Kinzoku Kogyio Kenkiu Hokoku, 1958, 10, 3, 40.
A! — Cd — Sn
Граница зоны расслоения в жидком состоянии системы At—Cd в тройной
системе подходит вплотную к стороне Cd—Sn [1,2]. Критическая точка (при
587°С) с минимальной концентрацией отвечает содержанию ~36%Cd и 57% Sn
222

[2]. В системе имеется тройная эвтектическая реакция JK~~*Al+CdSn+Cd
при 177°С (эвтектика содержит 32,25% Cd и 67,25% Sn) [3] и нонвариантное
превращение Ж+Sn—*Al+CdSn приблизительно при 223°С (перитектика со-
содержит 4,5% Cd и 95% Sn) [1]. Кадмий и олово обладают низкой раствори-
растворимостью в твердом алюминии, которая очень мало отличается от их раствори-
растворимости в соответствующих двойных системах [2]. При температурах выше
127°С фаза CdSn находится в равновесии с алюминиевым твердым раствором,
ниже 127°С она разлагается на Cd и Sn, которые сосуществуют с алюминием
[4]. Соединение CdSn (94—93% Sn) имеет гексагональную решетку с парамет-
параметрами а=3,23 А и с = 3,002 А при 176°С и содержании 4,5% Cd [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. R. A. Wright, Ргос. Roy. Soc. London, 1894, v. 55, p. 130.
2. R. Rolls, etc., MA 2, 161.
3. H. Spengler, JIMMA 28, 213.
4. Л. Perry, etc., JIMMA 31, 449.
5. Pearson, 2.
Al — Cd — Zn
Область расслоения в жидком состоянии системы Al—Cd расширяется в
тройной системе. При 467°С критическая точка отвечает содержанию 25% Cd
и 64% Zn. Линии моновариантных превращений не проходят через область
расслоения, поэтому в этой системе отсутствует тройная монотектическая ре-
реакция. Тройная эвтектика B67°С) содержит 82,2% Cd и 0,1% А1 [1—4]. В си-
системе должно иметь место и другое нонвариантное превращение с участием
фаз Ж, Al, ZnAl и Zn. В твердо-жидком состоянии происходит разложение А1
и ZnAl, так что большинство тройных сплавов состоит из трех фаз: Al, Cd и Zn.
При уменьшении температуры двухфазная область (Al+Cd) значительно су-
сужается. Две другие двухфазные области очень малы.
Добавки кадмия практически не влияют на термический коэффициент ли-
линейного расширения сплавов системы А1—Zn [5J. Твердость, предел прочности
и ударная вязкость при этом также мало изменяются [1,5]. Сплавы, содержа-
содержащие до 10,% Cd, хорошо обрабатываются резанием [1]. Их стойкость к
коррозии нри этом заметно ухудшается [5,6]. Кадмий мало влияет
на упрочнение при старении сплавов системы Al—Zn, но ощутимо уменьшает
скорость эвтектоидной реакции p(AlZn)~>Al+Zn (см. систему Al—Zn).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. F. Bugden, JIM 32, 525; 37, 448.
2. V. Jares, JIM 36, 437; 40, 503.
3. О. Р. Einerl, JIMMA 10, 242.
4. H. Spengler, JIMMA 28, 213.
5. /. Ibarz, JIMMA 2, 372.
6. R. E. Hanneman, etc., Met A 1, 130718.
Al — Ce — Co
В этой системе обнаружено соединение СеСо4А18 B3,4%Се и 39,3%Со) —
аналог фаз, содержащих марганец, железо, медь. Соединение Се2Со15А12 B2,9%
Се_и 72,7% Со) имеет ромбоэдрическую структуру (пространственная группа
R3m, 57 атомов в элементарной ячейке). Параметры решетки, если ее рас-
рассматривать как гексагональную, составляют а=8,44 А, с=12,3 А [1]. Весьма
маловероятно, чтобы эта фаза находилась в равновесии с алюминиевым твер-
твердым раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. С. Заречнюк. Кристаллография, 1962, т. 7, с. 543; О. С. Заречнюк, И. Ф. Колобнев.
М. Ю. Теслюк. — ЖНХ, 1963, т. 8, с. 1668.
223

AI — Се — Си
В равновесии с алюминиевым твердым раствором в этой системе находят-
находятся два тройных соединения: СеСи4А18 и СеСиАЦ. Фаза СеСи4А18 A9,2% Се и
42,5% Си) имеет тетрагональную структуру (пространственная группа /4/
/ттт, 26 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=8,84 А и с =
==5,17 а. Твердость по Виккерсу этой фазы составляет 3860 МН/м2. Соеди-
Соединение СеСиАЦ D5Л% Се и 20,2% Си) имеет .переменный состав (D3,7-47,2 %
Се и 23,9—19% Си) и HV 3170 МН/м2. Третье соединение примерного состава
Ce2Cu7Alio B7,9—28,9% Се и 46,2—412$% Си) имеет ромбоэдрическую решетку
(пространственная группа R3m, 57 атомов в элементарной ячейке) с пара-
о о
метрами а=8,96-ь8,89 А и c=13,04-f-13,07 А, если рассматривать решетку
как гексагональную. Эта фаза не сосуществует с алюминиевым твердым рас-
раствором [1, 2]. Область алюминиевого твердого раствора при
СиА12 пренебрежимо мала, а в фазе СеАЦ при 527° растворяется до 2%
€и [1],
Рис. 77. Распреде-
._ ление фазовых об-
Д1 ? ц 6 й ластей ПРИ 502°с
Л1- *¦ ^ и и в алюминиевом
Си % Углу диаграммы
А1—Се—Си
Добавки церия могут несколько уменьшать (до 10%) поверхностное натя-
натяжение на границе раздела жидкость — газ сдлава с 5% Си [3]. Как показано
в работе [8], данные относительно улучшения свойств сплавав системы А1—Си
при введении церия [4—7] большей частью умозрительны из-за ограниченного
количества испытаний, часто плохо воспроизводимых.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. J. Qladyshevski (E. И. Гладышевский), etc., JIMMA 29, 769.
2. О. С. Заречнюк. ЖНХ, 1963, т. 8, с. 868; Кристаллография, 1962, т. 7, с. 543.
3. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
4. О. Barth. Dissert., Halle, 1912 (см [6, 8]).
5. /. Schultz, JIM 26, 517; 28, 585; 35, 534.
6. H. List, JIM 31, 365.
7. 5. Smirnov — Verin (С. Смирнов — Верин), JIMMA 11, 284.
8. H. W. Gillet, etc., JIM 32, 526.
Al — Ce - Fe
В этой системе образуется несколько тройных соединений, но только одно
из них, CeFe2Al10 B6,7%Се и 21Д>% Fe), находится в равновесии с алюминие-
алюминиевым твердым раствором. Эта фаза, по-видимому, имеет объемноцентрирован-
ную тетрагональную решетку (пространственная группа 14[ттт, 26 атомов
в элементарной ячейке), изоморфную соединениям FeaLaAho и Fe2.NdAl10 [1].
Сведения о соединениях, более богатых церием и (или) железом, приведены в
работах [2, 3]. Железо и церий имеют очень малую растворимость в алюминии
в твердом состоянии.
224

Введение церия в алюминиевые сплавы с высоким содержанием железа
(>0,7% Fe) уменьшает хрупкость, обусловленную присутствием железа, при-
приводя к превращению иглообразной фазы FeAl3 в тройное соединение более ок-
округлой формы [4, 5]. Однако в сплавах с низким содержанием железа при
этом не происходит заметного измельчения зерна или повышения прочности
[6, 7]. Добавка 3—4% ферроцерия B5:75) к алюминию чистотой 99,5% уве-
увеличивает предел прочности и относительное удлинение примерно на 10 к, мало
влияет на предел текучести и уменьшает электропроводность также приблизи-
приблизительно на 10% [81.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. I. Vivchar (О. И. Вивчар), etc., Met A 3, 110422.
2. Е. I. Gladyshevsky (E. И. Гладыше в с кий), etc., JIMMA 29, 769.
3. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 2, 110429.
4. К. L. Meissner, JIM 31, 410; 35, 534.
5. /. Schultz, JIM 35, 534.
6. M. Bosshard, CA 28, 7228.
7. С. Panseri, etc., JIMMA 14, 431.
8. P. S. Venkatesan, etc., Met A 4, 310405.
Al — Ce — Ge
В этой системе имеется по меньшей мере пять тройных соединений, три из
которых могут сосуществовать с алюминиевым твердым раствором. Соедине-
Соединение CeGe2Al2 D1,2% Се и 42,9% Ge), которое находится ближе всего к сторо-
стороне А1—Ge, имеет гексагональную структуру (пространственная группа Р3/л1,
о о
5 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=4,271 А и с=6,947 А,
изоморфную фазам CaSi2Al2 и LaGe2Al2. Две другие фазы с переменным со-
содержанием алюминия и германия отвечают формуле Се (Al'GeJ. Их составы
находятся на линии СеА12 — GeAl2. Соединение с более низкой концентрацией
германия, по-видимому Ce2GeAl3 F4,7,% Се и 16,7% Ge), содержащее 65,4—
63,7% Се и 14,4—18,1!% Ge [1], имеет гексагональную структуру (пространст-
(пространственная группа Рб/ттт, 3 атома в элементарной ячейке) с параметрами
a=4,36-f-4,33 А и с=4,29-М,32 А [1, 21. Другое соединение, возможно CeGeAl
E8,5% Се и 30,2% Ge), существует в интервале концентраций 59,9—54,4% Се
и 26,5—38,5% Ge [1]. Остальные соединения, более богатые германием, не
находятся в равновесии с алюминиевым твердым раствором. Фаза CeGe2Al2
отсутствует в сплавах в неравновесном состоянии [1*1 - Это указывает на тот
факт, что она образуется по перитектической или перитектоидной реакции.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. А. A. Muraveva (А. А. Муравьева), etc., Met A 3, 110668, 110730.
2. A. Raman, Z. Metalkunde, 1967, Bd 58, s. 3.
Al - H + Ce, Cr, Fe, Sn, Th, Ti
Растворимость водорода в жидком алюминии значительно возрастает при
введении церия, тория, титана. Железо и хром мало влияют или не влияют на
растворимость, а олово значительно ее уменьшает [1]. Сообщается [2, 3] об
образовании соединения Се (Н4А1K, содержащего 60,2% Се и 5,1% Н, стабиль-
стабильного при — 73°С, но распадающегося при комнатной температуре. Это соедине-
соединение, по-видимому, представляет собой фазу СеА13, содержащую до 12 внедрен-
внедренных атомов водорода. В соединении Th2Al системы Al —H —Th может раст-
растворяться до 0,8% Н. При этом его формула принимает вид Н^чТпвАЦ @,8!% Н
и 93,7% Th), число атомов в элементарной ячейке возрастает от 12 до 27,4, а
параметры увеличиваются от 7,62 и 5,86 А до 7,64 и 6,52 А для а и с соответ-
ственно.В этом соединении до одной четверти тория может замещаться цери-
церием [4]. Подобное увеличение параметров кристаллической решетки происходит
8 Зак. 218
225

при абсорбции дейтерия фазой Th2Al [5]. Весьма маловероятно, чтобы соеди-
соединения на базе Th2Al находились в равновесии с алюминиевым твердым раство-
раствором в сплавах, богатых алюминием.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Baukloh, etc., JIMMA 12, 273.
2. /. Aubry, etc., Compt. Rend., 1954, v. 238, p. 2534.
3. В. И. Михеева, М. E. Кост. — ЖНХ, 1958, № 3, с. 260.
4. /. H. N. Van Vucht, Philips Res. Repts., 1963, v. 18, p. 21, p. 35.
5. /. Bergsma, etc., Acta Cryst., 1961, v. 14, p. 223.
Al — Ce — La, Al - Ce - Th, Al - Ce - Y,
Al — Th — Y
В системе Al — Ce—Th тройные соединения не образуются. В равновесии
с алюминиевым твердым раствором в сплавах системы, богатых алюминием,
находятся двойные фазы СеА14 и ThAl3 [1]. Их области гомогенности так об-
обширны, что лишь в ограниченном числе сплавов с алюминиевым твердым ра-
раствором сосуществуют обе фазы.
^ Параметры решетки соединения Се^хЯхАЦ, где R обозначает лантан, то-
торий или иттрий, определены теоретическим путем изучения электропроводности,
исходя из закона Вегарда [2]. Исследованы удельная теплоемкость [3] и
магнитная восприимчивость [4] соединений (CeLa)Al3 и (ThY)Al3.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Н. N. Van Vucht, JIMMA 29, 830.
2. К. Н. Buschow, etc., Met A 4, 151403.
3. M. H. Van Maaren, etc., Met A 5, 320680.
4. V. Niculescu, etc., Met A 6, 331974.
Al — Ce — Mg
В системе образуется тройное соединение переменного состава (CeMg)Ab,
которое находится в равновесии с алюминиевым твердым раствором и фазами
СеАЦ и Mg5Al8 [1]. Соединение (CeMg)Al2 B2,1% Се и 21,2% Mg) имеет
гексагональную решетку (пространственная группа Р§ъ\ттс, 12 атомов в эле-
о о
ментарной ячейке) с параметрами а=5,52 А и с=8,89 А при содержании 5%
(ат.) Се [1]. Церий в очень слабой степени растворим в твердом алюминии и
мало влияет на растворимость магния в алюминии. Дополнительные сведения
относительно сплавов, богатых магнием, приведены в работах [2,3].
Влияние добавок церия на механические свойства сплавов системы А1—
Mg практически не ощутимо [4, 5]. Не обнаружено изменения стойкости к
коррозии под напряжением [6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., MA 2, 1905.
2. S. A. Pogodin (С. А. Погодин), etc., JIMMA 11, 111.
3. V. I. Mikheeva (В. И. Михеева), etc., JIMMA 20, 96.
4. M. Bosshard, CA 28, 7228.
5. Y. N. Trehan, etc., JIMMA 30, 90.
6. W. В *те, etc., JIMMA 9, 316.
Al — Ce — Mn
Добавка церия несколько уменьшает растворимость марганца в алюминии
в твердом состоянии. Растворимость церия в алюминии практически отсутству-
отсутствует; она не возрастает и при введении марганца. В системе образуется тройное
соединение с широкой областью гомогенности B4—28% Се и 30—40% Мп);
его состав отвечает формуле СеМп4А18 B4,3% Се и 38,2% Мп). Оно имеет
226

объемноцентрированную тетрагональную решетку (пространственная группа
IJmmm, 26 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а = 8,89 А и с =
о
= 5,17 А, изоморфную соответствующим фазам с кобальтом и железом [11.
Эта фаза находится в равновесии с алюминиевым твердым раствором и соеди-
соединениями МпА1б и СеАЦ. Вторая тройная фаза, по-видимому, СеМп3А14 C3,9%
Се и 40,0% Мп) или, по другим данным; Ce2Mn7Alio B9,9% Се и 41,3% Мп), су-
существует в интервале концентраций 33—38% Се и 30—42% Мп. Она имеет
ромбоэдрическую решетку (пространственная группа R3m, 57 атомов в эле-
о о
ментарной ячейке) с параметрами а = 8,85 А и с= 12,95 А, если решетку рас-
рассматривать как гексагональную [2]. Эта фаза не находится в равновесии с
алюминиевым твердым раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. I. Gladyshevski (Е. И. Гладышевский), etc., JIMMA 29, 769.
2. О. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., JIMMA 32, 614.
Al — Се — S, Al — Er — S, Al — Gd — S,
Al - La - S, Al - Nd - S, Al — Pr - S,
Al — S — Sm, Al — S — Y
В табл. 15 приведена характеристика сульфидов, образующихся в этих си-
системах [1]. Они изоморфны, обладают гексагональной структурой (пространст-
(пространственная группа Р63 или Р6з//л), имеющей примерно 24 атома в элементарной
ячейке. Маловероятно, чтобы какое-либо из этих соединений присутствовало в
сплавах, богатых алюминием.
Таблица 15
состав и структура сульфидов
Соединение
AlCeS3
AlErS3
AlCdS3
AlLaS3
AlNdS3
AlPrSs
AlSmS3
A1YS3
Содержание
Се
53,2
57,6
56,2
53,2
53,9,
53,5
55,0
42,1
элементов, %
S
36,3
33,1
34,2
36,6
35(,9
36,3
35,1
45,2
Параметр
a
10,05
9,50
9,69
1<U7
9,90
9,97
9,80
9,64
0
решетки, А
с
6,08
6,07
6.08
fi,08
6,09
6,07
6,11
V, г/см3
3,86
4,82
/4,43
3,76
4,04
3,93
4,23
3,37
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Flahaut, etc., Compt. Rend., 1958, v. 247, p. 1866; Bull. Soc. Chim. France 1960
p. 229.
Al — Ce — Sb
В этой системе тройные соединения не образуются. Алюминиевый твердый
раствор может находиться в равновесии с фазами СеА14, SbAl и CeSb [1].
Фаза CeSb B2,3% Се) имеет кубическую решетку (пространственная группа
Fm3m, 8 атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 6,422 А [2].
8* Зак. 218 227

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1.0. С. Заречнюк и Е. А. Цыгуля. — «Изв. АН СССР. Неорган, материалы», 1966,
№ 2, с. 210.
2. Pearson, 2.
А1 - Се - Si
В алюминиевом твердом растворе содержится мало кремния и очень не-
небольшое количество церия: при 527°С предельная растворимость составляет
0,85% Si и 0,05% Се. Кроме кремния и фазы СеАЦ, алюминиевый твердый ра-
раствор может находиться в равновесии с тройным соединением и твердым
раствором алюминия в фазе CeSi2. Тройное соединение с вероятной формулой
Ce2SiAl3 F7,15% Се и 13,43% Si) [1] имеет гексагональную решетку A4 ато-
о о
мов в элементарной ячейке) с параметрами а = 6,24 А и с = 7,30 А; у =
= 5,62 г/см3, HV 2490 МН/м2 [2]. Согласно более поздней работе [2] это
соединение содержит 56% Се и 25% Si, что отвечает формуле CeSi2Al2. Об-
Область гомогенности фазы CeSi2 G1,4% Се) в тройной системе расширяется
вплоть до концентрации примерно 22% А1, 7% Si, 72% Се, что отвечает фор-
формуле Ce2SiAl3. Фаза CeSi2 имеет объемно-центрированную тетрагональную
решетку (пространственная группа IA\lamd, 12 атомов в элементарной ячейке)
о о о
с параметрами а = 4,17 А, с= 13,85 А в двойной системе и а=4,31 А, с =
о
= 15,1 А, когда в состав фазы входит алюминий [1]. Характеристики соеди-
соединения Ce2SiAl3 как материала для радиоэлектроники приведены в работе
[2Ь]. Фаза с 16,68% Се, обнаруженная авторами работы [3], кроме алюми-
алюминия, кремния и церия, по-видимому, содержит другие элементы.
Добавка церия или мишметалла (сплава, содержащего 50% Се и 50%
других редкоземельных элементов) приводит к уменьшению размера зерна,
измельчению частиц кремния и некоторому увеличению прочности сплавов
системы Al—Si [4—6]. Однако эти сплавы не упрочняются путем термиче-
термической обработки [7]. Изучение распределения церия в промышленных сплавах
показало, что большая часть этого элемента окисляется и выводится из рас-
расплава при плавке [8].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Brauer, etc., Z. Anorg. Chem., 1952, v. 267, p. 198.
2. L. N. Altunina (Л. Н. Алтунина), etc., JIMMA 32, 614.
2b. G. Wiech, etc., Met A 6, 152376.
3. C. Panseri, etc., JIMMA 14, 431.
4. S. Smirnov-Verin (С. Смирнов-Верин), JIMMA 11, 284.
5. R. Sharan, etc., Met A 1, 510148.
6. /. S. Hirschhorn, Met A 4, 460021.
7. W. Kroll, JIM 36, 432.
8. V. S. Grebenkin (В. С. Гребенкин), etc., Met A 2, 120191.
Al — Cl — F
В работе [11 приведены значения констант равновесия, свободной энергии
и теплот образования газообразных соединений A1C1F, AlCbF и AIF2CI и Дру-
Других фаз этой системы в интервале 1067—1257°С.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Farber, etc., Met A 4, 321011.
Al - Cl - О
Реакции, приводящие к образованию оксихлорида алюминия, изучены в
работах [1, 21.
228

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. И. Schafer, etc., Ca 45, 489.
2. У. 5. Lyu, CA 54, 19251.
А1 — Со — Си
В сплавах, богатых алюминием, имеются два бинарных (Со2А19 и СиА12)
и одно тройное соединение СоСи2А17. Тройное соединение имеет очень узкое
поле первичной кристаллизации и в большинстве сплавов образуется по пери-
тектической реакции Ж+Со2А1д->А1+СоСи2А17 при 559°С. Тройная эвтектиче-
эвтектическая реакция Ж-^А1+СиА12+СоСи2А17 происходит ири 647°С (эвтектика содер-
содержит 0,33% Со и 32% Си). На рис. 78 показано распределение фазовых обла-
Al
10
20
Си,%
so
CuAl2
40
Рис. 78. Алюминиевый угол диаграммы А1—Со—Си. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы Фазовых областей при 502°С; в рамках — пер-
первичные фазы
стей «в системе в твердом состоянии при 527°С; единственное изменение диаг-
диаграммы, происходящее при понижении температуры, — уменьшение предельной
растворимости меди. В фазе СиА12 растворяется примерю 0,1% Со.
Тройное соединение содержит 13,5% Со и 34,3—36,1% Си. [1—3]. Исходя
из изоморфизма с фазой FeCu2Al7, ему присвоена [3] формула СоСи2А17
A5,7% Со и 33,9% Си). Соединение имеет тетрагональную структуру (про-
(пространственная группа Р4/тпс или Р4пс, 40 атомов в элементарной ячейке)
о о
с параметрами а=6,304 А и с= 14,756 А; у=4,0-М,4 г/см3. Сведения об
остальных фазах, более богатых кобальтом, приведены в работе [4]. Добавки
кобальта к сплавам системы А1—Си увеличивают твердость, но уменьшают
упрочнение при старении. Другой, более важный эффект — значительное сни-
снижение скорости старения даже при введении малого количества кобальта —
обусловлен уменьшением диффузионной подвижности атомов меди [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Р. С. L. Pfeil, etc., JIMMA 17, 254.
2. G. V. Raynor, etc., JIMMA 25, 344.
3. M. G. Bown, etc., JIMMA 25, 447, 611.
4. R. V. Skolozdra, etc., Met A 5, 110656.
5. W. Koch, etc., JIMMA 2, 569.
Al — Co, Cu, Ni + Dy, Er, Gd, Ho, Lu, Tb; Tm, Y
Исследованы сплавы, состав которых отвечает формулам RXA\2 и RXAU,
где R один из следующих элементов: диспрозий, эрбий, гадолиний, гольмий,
лютеции, тербий, тулий, иттрий, а X — кобальт, медь или никель [1]. В этих
229

Таблица 16
СОЕДИНЕНИЯ КОБАЛЬТА, НИКЕЛЯ И АЛЮМИНИЯ
С РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫМИ ЭЛЕМЕНТАМИ
Соединение
CoYAl2
DyNiAl2
ErNiAl2
GdNiAl2
HoNiAl2
TbNiAl2
TmNiAl2
YNiAl2
CuMgAl2
DyNiAl4
ErNiAl4
HoNiAl4
LuNiAl4
TbNiAl4
TmNiAl4
YNiAl4
Содержание элементов, %
Co, Ni, Cu
29,2
21,4
21,1
21,8
2\?
21,7
20,9
29,2
46,0
17,8
,17,6
17,6
17,0
ia,o
17.4
23,0)
редкоземель-
редкоземельный элемент
(или Mg)
44Д
59,0
59,6
58,2
59,4
58,5
60,0
44,1
17,0
49,3
50,0
49,8
51,2
48,8
50,4
34J
Параметр решетка
а
4,08
4,05
4,064
4,08
4,07
4,084
4,064
4,07
4,0,1
4,056
4,044
4,037
4,023
4,075
4,044
4,08
Ь
10,15
9,95
10,06
10,14
10,07
10,11
10,03
10,13
9,25
15,13
15i,08
15,27
14,97
15,24
15,04
4,08
о
[, А
с
7,06
7,11
6,898
6,93
6,96
6,97
6,90
7,06
7,15
6,63
6,63
6,60
6,63
6,61
6,63
6,62
сплавах обнаружены соединения, приведенные в табл. 16. Структура и состав
соединений, найденных ,в других системах, не изучены. Фазы обоих типов —
RXA\2 и RXAU — имеют орторомбическую структуру (пространственная группа
Стст) с 16 и 24 атомами в элементарной ячейке соответственно. Соединения
типа RXA\2 изоморфны фазе CuMgAl2, а соединения типа RXAU изоморфны
фазе YNiAl4, хотя согласно оригинальной работе [2], этим соединениям при-
присвоены приведенные в таблице значения параметров кристаллической решетки.
Соединение CoYAl4 C1% Со и 34,6% Y) системы А1—Со—Y, как полага-
полагают, имеет орторомбическую структуру (пространственная группа, по-видимо-
о
му, С222, 56 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а = 7,39 А, Ь =
= 10,15 А и с=7,06 А. Второе соединение, CoYAl7 B2,9% Со и 22,4% Y),
о
также обладает орторомбической структурой с параметрами а=4,10 А, Ь —
о о
= 16,9 А, с= 11,95 А [3]. В системе А1—Со—Gd [4, 5] имеются другие соеди-
соединения, более богатые кобальтом.
В системе А1—Си—Y образуется несколько тройных соединений, два из
которых, Cu4YAl8 и Y (СиА1L, могут находиться в равновесии с алюминием.
При 547°С происходит эвтектическое превращение Ж—*A1+CuA12+Cu4YA18.
Эвтектика содержит 34,2% Си И 0,5% Y. Другая эвтектическая реакция со-
совершается при 605°С, а перитектическая — при 610°С [6, 7]. Соединение
iCu4YAl8 !D5,i5% Си и 15,9% Y) имеет объемноцентрированную тетрагональную
решетку (пространственная группа 14/ттт, 26 атомов в элементарной ячейке)
о о
с параметрами а=8,72 А и с = 5,16 А. Область гомогенности соединения
Y(CuAlL находится в интервале концентраций от 7,7% Си и 43% Y до 27,0%
Си и 38,2% Y. Оно также имеет объемноцентрированную тетрагональную ре-
решетку (пространственная группа И/ттт, H атомов в элементарной ячейке).
Добавка иттрия существенно уменьшает растворимость меди в алюминии в
твердом состоянии [7]. В неравновесных условиях (после литья) заметной
230

разницы в растворимости не обнаружено [6]. Прочность сплавов, содержащих
фазу Cu4YAl8, незначительно уменьшается после нагрева при 227°С, а сплавы
с фазами Y(CuAlL или YA13 разупрочняются в большей степени [71.
Изучены магнитные свойства соединений /?€охА12-х, #СихА12-х и
RNixA\2-x, где R — эрбий, гадолиний, гольмий или тербий [8—10]. Более ве-
вероятно, что эти соединения представляют собой фазы типа /?А12, в которых
часть алюминия замещается кобальтом, медью или никелем.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. M. Rykhal, etc., Met A 6, 110904; 7, 120190.
2. R. M. Rykhal, etc., Met A 5, 121356.
3. R. M. Rykhal, etc., Met A 5, 110108.
4. /. H. Wernick, etc., J. Phys. Chem. Solids, 1962, v. 23, p. 867.
5. /. Shidlovsky, etc., Met A 4, 330436.
6. O. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., MA 2, 907; Met A 1, 110755.
7. M. E. Drits (M. E. Дриц), etc., Met A 4, 110543; 7, 520014.
8. H. Ocsterreicher, Met A 5, 330005, 331,938.
9. B. Leon, etc., Met A 4, 332020.
10. M. Hidaka, etc., Met A 7, 150321.
Al — Co — Fe
В этой системе не образуются тройные соединения. Два двойных соедине-
соединения FeAla, CuAlg и алюминиевый твердый раствор входят в состав тройной
эвтектики F54°С), содержащей 0,35 % Со и 1,55% Fe. Зоны гомогенности обо-
их фаз занимают широкие концентрационные области тройной системы —
от 33,2 до 20,2% Со и 10,8% Fe для фазы Со2А19 (что отвечает формуле
Co2FeAli4) и примерно от 37 до 25,9(% Fe и 12,4% Со для фазы FeAl3 [что
соответствует формуле (CoFebAlg] (рис. 79). Растворимость кобальта в сое-
соединении FeAl3 резко уменьшается при понижении температуры, а раствори-
растворимость железа в соединении Со2А19 меняется незначительно [1].
J
0.5
2,0
Fe.%
Рис. 79. Алюминиевый угол диаграммы Al—Co—-Fe. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей в твердом состоянии; в рам-
рамках — первичные фазы
Добавка кобальта уменьшает эффект охрупчивания сплавов системы А1 —
Si при введении железа [2J благодаря образованию фазы (CoFeJ Alg вместо
пластинчатой фазы Fe S1AI5.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1- G- %• Raynor, etc., JIMMA 16, 266; 18, 594, 595.
2. G. Guertler, etc., JIMMA 7, 8.
231

Al — Со + Hf, Nb, Sc, Та, Ti, Zi
В этих системах образуются тройные соединения [1—5]. В каждой из си-
систем, где изучена область, богатая алюминием, алюминиевый твердый раствор
находится в равновесии с фазой Со2А19 и соответствующим двойным соедине-
соединением [2, 3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. Y. Markiv (В. Я. Маркие), etc., MA I, 839; Met A 2, 110272, 121000; 7, 110I86
2. V. V. Burnashova (В. В. Бурнашова), etc., Met A 3, 110728; 5, 110325.
3. R. M. Rykhal, etc., Met A 5, 110108.
4. М. A. Drits (М. Е. Дриц), etc., Met A 2, 110183.
5. P. I. Kripyakevich (П. И. Крипякевич), etc., Met A 4, 120225.
Al — Со — Mg
В сплавах этой системы, богатых алюминием, в равновесии с алюминие-
алюминиевым твердым раствором находятся фазы Со2А19 и Mg5Al8 [1, 3]. Тройная эвтек-
эвтектика содержит примерно 34% Mg и менее 0,5|°/0 Со [1]. Она плавится при тем-
температуре около 447°С [3]. Кобальт слабо влияет на растворимость магния в
алюминии в твердом состоянии; растворимость кобальта в алюминии и сое-
соединении MgsAle пренебрежимо мала, однако примерно до 2% Mg может вхо-
входить в соединение C02AI9, замещая алюминий [1].
Добавка 2% Mg улучшает механические свойства сплавов системы А1 —
Со, поскольку вместо крупных кристаллов соединения СогА19 образуется эв-
эвтектика. Однако не исключено, что этот эффект обусловлен оседанием в про-
процессе плавки первичных кристаллов фазы Со2А19. Кобальт измельчает зерно
отливок из сплавов системы А1—Mg [2], но мало влияет на стойкость к кор-
коррозии под напряжением и к расслаивающей коррозии [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Raynor, etc., JIMMA 20, 930.
2. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., MA 2, 808; Met A 2, 110139.
3. Mondolfo, 1943.
4. A. Ruhenbeck, JIMMA 19, 177.
5. F. C. Althof, etc., JIMMA 28, 55.
Al - Co - Mn
В этой системе образуется несколько тройных соединений, однако в об-
области, богатой алюминием, в равновесии с алюминиевым твердым раствором
могут находиться только фазы МпА1б и Со2А19 [1, 2]. В табл. 17 приведены
нонвариантные реакции, происходящие в этой части системы \\—3].
Таблица 17
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ, БОГАТЫХ АЛЮМИНИЕМ
Реакция
Ж + Со4А113 -+Т + Со2А1&
Ж + МпА14->Г + МпА1в
Ж + Г-*МпА1в + Со2А19
Ж-*А1+МпА1в + Со2А19
t, °с
670
697
680
651
Содержание элементов в фазах, %
I
Со
2,0
0,7
1,0
1,4
Мп
5,5
3,3
2,5
1,6
II
Со
22
1
0,5(?)
Мп
18
33
29
0,7
ш
Со
5,0
6,0
0,4
0,4
Мп
30,5
29,5
25,6
25,6
IV
Со
31,5
0,4
31
31,5
Мп
1,5
25,6
1,5
1,5
Примечание. I—IV — порядковый номер фаз в реакциях.
232

Растворимость марганца в алюминии в тройной системе меньше, чем в
двойной. Согласно данным работы [1], растворимость кобальта в алюминии
при эвтектической температуре составляет 0,5%, однако эти сведения весьма
сомнительны. В фазе МпА1б растворяется примерно 0,5% Со, а в фазе Со2А19—-
около 1,5% Мп [1, 3]. Кобальт усиливает нестабильность фазы MnAli2 [3].
Добавка кобальта мало влияет на степень пересыщения, параметр решет-
решетки, магнитные свойства и термоэлектродвижущую силу сплавов системы А1 —
Мп, закаленных из жидкого состояния.
Твердость по Виккерсу возрастает на 200 МН/м2, а скорость выделения
марганца из пересыщенного твердого раствора уменьшается [4]. Добавка
марганца приводит к увеличению содержания кобальта в твердом растворе
сплавов системы А1-Оо, закаленных из жидкого состояния [5]. Сведения о
тройных фазах, богатых кобальтом и марганцем, приведены в работах [1, 6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. Godecke, etc., Met A 6, 110284.
2. G. Venturello, etc., JIMMA 11, 247.
3. G. V. Raynor, JIMMA 11, 397; 15, 263.
4. N. /. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
5. A. F. Polesya (А. Ф. Полеся), etc., Met A 3, 110443.
6. Pearson, 2.
Al — Co — Ni
В сплавах этой системы, богатых алюминием, тройные фазы не образуют-
образуются. В равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся соединения
Со2А19 и NiAl3. Тройная эвтектика (температура плавления 638°С) содержит
0,35% Со и 5,4% Ni. Кобальт и никель очень слабо растворяются в алюминии
в твердом состоянии. Никель в большом количестве растворяется в фазе
Со2А19: более двух третей атомов кобальта замещается никелем, так что со-
состав фазы отвечает формуле CoNi2Ali3 A1,2% Со и #2,3% Ni). Вместе с тем
предельная растворимость кобальта в фазе NiAl3 ограничена 2,5'% Со [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Raynor, etc., JIMMA 15, 262.
Al — Со — Si
В области этой системы, богатой алюминием, тройные соединения не об-
образуются. С алюминиевым твердым раствором сосуществуют фазы Со2А1д и Si.
Тройная эвтектика E75°С) содержит приблизительно 0,7i% Co и 13% Si [1, 2].
В соединении Со2А19 растворяется несколько более 5% Si; это приводит к
изменению параметра решетки [2]. Сведения о силицидах, которые образуются
в сплавах, богатых кобальтом и кремнием, приведены в работе [3].
Кобальт не является модификатором сплавов системы Al — Si [4] и, по
данным работы [5], слабо влияет на их свойства, хотя, согласно работе [6],
он уменьшает размер зерна, улучшает характеристики ползучести и стойкость
к коррозии.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Mondolfo, 1943.
2. /. N. Pratt, etc., JIMMA 18, 699; 19, 639.
3. Pearson, 2.
-• ?" T*rai* Sumitomo Kinzoku Kogyio Kenkiu Hokoku, 1958, v. 10, N 3, p 40
ъ. H. Bauer, etc., JIMMA 5, 576.
6. F. R. Morral, JIMMA 32, 1331.
233

Al _ Co - U
Тройное соединение C03U2AI, содержащее 26,1% Со я 69,9% U, имеет гек-
гексагональную решетку (пространственная группа Рбг/ттс, 12 атомов в эле-
элементарной ячейке) с параметрами а=б,12 А и с=7,69 A; Y=12>6 г/см3 [1].
Маловероятно, чтобы это соединение находилось в равновесии с алюминиевым
твердым раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
4. S. Steeb, etc., Z. Metalkunde, 1964, Bd 55, s. 453.
Al — Co — Zn
В этой системе тройные фазы не образуются. Содержание кобальта в
тройной эвтектике не превышает 0,05% '[1]. Наиболее вероятно наличие трой-
тройного эвтектического превращения — }K->Zn+ZnAl+Ce2Al9, причем его тем-
температура и содержание цинка в эвтектике очень близки к двойной эвтектике
ZnAl+Zn (950/0 Zn; 382°C). В системе должна происходить другая нонвариант-
ная реакция, по-видимому, #C-f-Al->ZnAl+Co2Al9. Ее нонвариантная точка
очень близка перитектике Ж+Al-^ZnAl в двойной системе.
В твердом состоянии тройные сплавы содержат фазу Со2А19 и двойные
соединения системы Al — Zn. Цинк растворяется в фазе Со2А19, причем его
концентрация возрастает (до 4%) при увеличении содержания в сплаве (до
60%) [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Raynor, etc., Acta Met., 1953, v. 1, p. 649.
Al — Cr — Cu
В этой системе обнаружено несколько тройных соединений [1], но ни одно
из них не образуется в сплавах, богатых алюминием. В равновесии с алюминие-
алюминиевым твердым раствором могут находиться только фазы СгА^ и СиА12 [2—4].
При температуре около 437°С происходит эвтектическое превращение Ж-^А1+
+СгА17+СиА12 (эвтектика содержит 32% Си и 1,5% Сг) [2]. Добавка меди
несколько уменьшает растворимость хрома в жидком алюминии [3], так что
при концентрации 5% Си положение линии перитектической реакции Ж+
+СгА1т->А1 отвечает 0,25% Сг. Сведения о растворимости хрома в твердом
алюминии отсутствуют; по-видимому, она того же порядка, что и в двойной
системе. Введение хрома не уменьшает растворимость меди в алюминии в
жидком и твердом состояниях [5]. В соединении СгА17 может растворяться
до 2,2% Си при соответственном уменьшении концентрации хрома до 19,9%
[3]. Хром имеет низкую растворимость в соединении СиА12 [2].
v При закалке из жидкого состояния растворимость хрома и меди увеличи-
увеличивается, превышая предельное значение для равновесных условий, а параметр
решетки уменьшается. Старение при 127—227°С приводит к выделению меди,
в то время как хром остается в твердом растворе, так что величина пара-
параметра решетки матрицы меньше, чем в двойных сплавах системы А1 — Си [6].
Хром практически не влияет на механические свойства сплавов системы А1 —
Си [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. А. Р. Prevarsky (А. П. Прев ар с кий), etc., Met A 5, 110425.
2. A. Knappwost, etc., JIMMA 9, 237.
3. Н. Zoller, JIMMA 28, 858.
4. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 1, 110113.
5 P. Poengten, etc., JIM 53, 694; JIMMA 1, 169.
6. V. V. Kovalenko (В. В. Коваленко), etc., Met A 2, 121012.
234

Al - Cr - Fe
В сплавах этой системы, богатых алюминием, тройные соединения не об-
образуются [1, 2]. В равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся
фазы СгА17 и FeAl3 [3]. /В сиситеме имеется тройная эвтектика с температурой
плавления 640°С, содержащая 1,7% Fe и 0,3—0,4% Сг [1, 4]. При концентра-
ции 4—5% Fe+Cr происходит превращение Ж+СгаАЬ-^СгАЬ+РеАЦ [3, 5].
Оба соединения, СгА17 и Сг2А1ц, растворяют значительное количество железа.
При этом фаза СгА17 содержит примерно до 2Q% Сг и 4% Fe, а фаза Сг2А1и—
примерно до 19% Сг и 14% Fe. В соединении FeAl3 также растворяется при-
приблизительно до 4% Сг [3] (рис.80).
Fe,%
Рис. 80. Алюминиевый угол диаграммы А1—Сг—Fe. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 627°С; в рамках — пер^
вичные фазы
Коэффициент термического расширения тройных сплавов меньше, чем*
алюминия [1]. Предел прочности, с учетом разброса данных [1] до-
достигает максимального значения 120 МН/м2 при содержании
2,5% Fe и 1,8% Сг. Механические свойства сплавов с суммарной концентрацией
железа и хрома более 5% ухудшаются из-за появления хрупкости, обусловлен-
обусловленной большим количеством первичных интерметаллидов [1]. Сведения о ха-
характере поверхности ликвидус области, богатой железом, полученные расче-
расчетом, приведены в работе [6], а характеристики вязкости и электропроводно-
электропроводности расплавов, богатых железом,— в работе [7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. Taillandier, JIM 50, 600; 53, И.
2. /. /. Kornilov (И. И. Корнилов), ЛММА 13, 7.
3. /. N. Pratt, etc., JIMMA 19, 637.
4. Н. Zoller, JIMMA 28, 858.
5. Mondolfo, 1943.
6. V A Kozheurov (В. А. Кожеуров), etc., Met A 4, 110819.
7. Е. L. Levin (Е. Л. Левин), Met A 4, 320262.
235

Al - Cr - Mg
В области, богатой алюминием, образуется тройное соединение Т (рис. 81).
Ниже приведены нонвариантные реакции и содержание Сг и Mg, отвеча-
отвечающее нонвариантным точкам '[1, 2]:
Cr/Mg, %
1,7/31,1
1,7/12,8
2,3/12
t, °С
437,4
633
Состав четвертой нонвариантной точки, по данным работы [1], отвечает
2,2% Сг и 31,6% Mg.. В реакции участвуют жидкость и фазы Cr2Aln, Mg5Al8
и Т. Концентрация хрома в эвтектике, по-видимому, завышена; более вероятно
А1+СгА17
7 б
10
20
Мд, %
30
40
Рис. 81. Алюминиевый угол диаграммы Al—Cr—Mg:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 447°С
содержание 0,1% Сг. Эвтектика Al+MgsAl8+r носит вырожденный характер:
ее структура представляет собой кристаллы алюминиевого твердого раствора
и фазы Т в «матрице» — соединении MgsAl8 [3]. По результатам анализов
тройное соединение содержит примерно 12—13,% Сг и 8—12% Mg. Ему припи-
приписывают формулы CrMg2Al12 A2,7% Сг и 11,2,% Mg) [5], Cr2Mg3Al25 A2,2%
Сг и 8,4% Mg) или CrMgi,5Ali2 A2,6% Сг и 8,7% Mg) [4] и CrMgAl8 A7,8%
Сг и 8,3% Mg) [1]. Наиболее вероятной служит формула Cr2Mg3Ali8 A5,7|% Cr
и 11,1 % Mg) [6,6 b], установленная исходя из кристаллической структуры.
Фаза Т имеет кубическую решетку (пространственная группа Fd3m, 184 атома
о
в элементарной ячейке) с параметром а= 14,53-*-14,68 A; y = 2,87 г/см3 [4,
6, 6b], a HV 5000 МН/м2 [7] или, по данным работы [5], 4600 МН/м2 при
комнатной температуре и 4000 МН/м2 при 327°С. При понижении температу-
236

ры фазовая область Al+Cr2Mg3Ali8 резко сужается [1, 2, 4, 8], как это
показано ниже (см. рис. 75):
647°С 447°С 207°С
Точка А .... 0,5% Сг, 0,2% <\0*% Сг,
" " ' >7%Mg Cr, l%Mg <0,5%Mg
Точка В - 0,0л: % Сг, 0,0*% Сг,
15% Mg <2%Mg
Весьма ограниченное количество магния, порядка 0,05%, растворяется в
фазе СгА17 [2]. Растворимость хрома в соединении Mg5Al8, по-видимому, еще
меньше.
Хром мало влияет на механические свойства сплавов системы А1 —Mg
[4, 9—12]. Прочность при повышенных температурах и предел ползучести
повышаются пропорционально процентному содержанию соединения Cr^gsAljs
[5], однако эти свойства существенно не отличаются от характеристик двой-
двойных сплавов системы Al — Mg. Модуль упругости тройных сплавов примерно
на 5% выше расчетного значения, полученного путем суммирования эффектов
от введения каждого элемента в отдельности [10, 12]. Хром улучшает корро-
коррозионную стойкость :[11, 12] и стойкость к коррозии под напряжением [13] со-
состаренных сплавов системы Al — Mg. Введение хрома уменьшает скорость
диффузии магния в алюминии [14], однако, по данным работы [15], этот эф-
эффект незначителен.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 F. Erdmann-Jesnitzer, JIMMA 9, 237; 10, 313.
2. Н. Zoller, JIMMA 28, 858.
3. Н. Spengler, JIMMA 28, 213.
4. К. Litle, etc., JIMMA 17, 799; 21, 872.
5. В. К. Vulf, etc., JIMMA 26, 655; 28, 340.
6. 5. Samson, JIMMA 23, 436; 26, 839.
6b. T. Ohnisni, etc., Met A 7, 110054.
7. Hanemann, 1952.
8. W. Hofmann, etc., JIMMA 7, 198.
9. /. Mercier, JIMMA 30, 177.
10. N. Dudzinski, JIMMA 22, 1025.
11. D. A. Petrov (Д. А. Петров), JIMMA 4, 493, 594.
12. T. Ikeno, etc., Leght Metals Tokyo, 1958, v. 8, N 1, p. 5I.
13. R. G. Weber, etc., Met A 3, 350113.
14. T. Amitami, JIMMA 28, 417.
15. W. Roth, JIMMA 28, 929.
Al — Cr — Mn
В этой системе имеется тройная фаза, однако прк кристаллизации обра-
образуются только двойные соединения. Тройная эвтектическая реакция Ж->А1+
-f-CrAl7+MnAl6 происходит при 657°С; эвтектика содержит примерно 0,3%
Сг и '2,0% Мп [1, 2]. Введение марганца приводит к сокращению поля пер-
первичной кристаллизации фазы СгА17, которое при концентрации примерно 2,5%
Мп уступает место полю первичной кристаллизации фазы Сг2А1п [1]. Область
кристаллизации алюминиевого твердого раствора при этом также сокращается.
Растворимость хрома в жидком алюминии (в двойных сплавах при 66ГС она
составляет ~0,4%) уменьшается приблизительно до 0,15% при 0,5% Мп
[4, 5]. В сплавах в твердом состоянии имеется тройная фаза, которая образу-
образуется по перитектоидной реакции при 587°С Al+CrAl7+MnAle-^(CrMn)Ali2
[1—2b]. Другая перитектоидная реакция, по-видимому, СгА17+МпА16->
->Сг2А1п+(СгМп) А112 [3, 5], происходит в интервале 587—547°С. Распределе-
Распределение фазовых областей при 547 и 627°С показано на рис. 82.
Соединение (CrMn) Ali2 (фаза G, пользуясь обозначением авторов работы
[1]) служит метастабильной фазой МпА112 (см. систему А1 — Мп), стабилизи-
стабилизированной путем замещения части марганца хромом. Оно существует в пределах
концентрации от 2% Сг и 12% Мп до 4% Сг и 10% Мп [2]. Эта фаза обла-
937

Рис. 82. Алюминиевый угол диаграммы Al—Сг—Мп:
а — проекция поверхности ликвидус; б — границы фазовых областей при 627°С (жирные
линии) и при 547°С (пунктир)
дает о.ц.к. решеткой (пространственная группа 7/лЗ, 26 атомов в элементар-
элементарной ячейке) с параметром а = 7,507-^7,509 А; ее плотность составляет 2,92 г/
/см3 [2Ь, 6]. Соединению также приписывают кубическую решетку (простран-
(пространственная группа Fm3m, 180 атомов в элементарной ячейке) с параметром а=
= 14,65 А и формулу СгМп4А1б5 B,5% Сг и 10,5% Мп) [1, 7]. Однако данные
работ [2Ь, 6], по-видимому, более правдоподобны. В соединениях СгА17 и
Сг2А1ц хром может замещаться марганцем, при этом в фазе СгА17 может со-
238

держаться до 13,55% Cr n\lilj55% Mn (соединение несколько более легировано,
чем фаза СгМпА112), а в фазе Сг2А1п—до 2,99% Sr и 26,61% 1Мп. Приведен-
Приведенные данные отвечают 67<7°С;\при более низких температурах растворимость
резко уменьшается. Вместе с тё^ растворимость хрома в соединениях МпА16 я
МпАЦ 'весьма ограниченна (не более il% Cr) при всех температурах [1]. Раст-
Растворимость хрома и марганца в алюминии в твердом состоянии в тройных
сплавах ниже чем в двойных [1, 2Ь1. При закалке из жидкого состояния со
скоростью охлаждения 10е— 107°С/с образуются пересыщенные твердые раство-
растворы, которые могут содержать до 8—9(% Сг+Мп [8].
Уменьшение параметра решетки при совместном введении марганца и хро-
хрома равно сумме эффектов от добавки каждого элемента в отдельности, опре:
деленных экспериментально [8], но не рассчитанных теоретически [9]. Пере-
Пересыщенный твердый раствор в тройных сплавах несколько более стабилен, чем
в двойных с соответствующей концентрацией [10, 10Ь]. Сведения о сплавах,
богатых хромом и марганцем, приведены в работе [11]. Модуль упругости
тройных сплавов зависит от структуры: если в сплаве присутствуют фазы
СгА17 и МпА1б, значение модуля отвечает расчетному, полученному, исходя из
модулей двойных сплавов. Но если тот *же сплав подвергнуть отжигу с целью
получения тройной фазы, то увеличение модуля упругости против расчетного
составит до 10% [12].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Raynor, etc., JIMMA 11, 396; 12, 389.
2. /. W. H. Clare, JIMMA 27, 303, 780.
2b. T. Ohnishi, etc., Met A 6, 110508, 120696.
3. /. V. Clark. Дискуссия в работе [2].
4. /. Chinetti, JIMMA 22, 923.
5. H. Zoller, JIMMA 28, 858.
6. /. Adam, etc., JIMMA 22, 942.
7. K. Litle, JIMMA 21, 872.
8. A. F. Polesya (А. Ф. Полеся), etc., Met A 2, 110632.
9. G. V. Raynor, JIMMA 13, 383.
10. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., MA 2, 1513.
10b. /. N. Fridlyander (И. H. Фридляндер), etc., WAA 6, 430025.
11. E. Wachtel, etc., Z. Metallkunde, 1965, Bd 56, s. 121. 690.
12. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80.
Al — Cr — Mo, Al — Cr — W
Твердые растворы сплавов этих систем, закаленных из жидкого состояния
со скоростью охлаждения 10е—107°С/с, содержат порядка 8—10% Сг вместе
с молибденом или вольфрамом [1], что несколько больше, чем в двойных спла-
сплавах [2]. Распад твердых растворов сплавов систем А1 — Сг и А1 — Сг — Мо
происходит в процессе отжига при 477°С, в то время как для распада твердо-
твердого раствора сплавов системы А1 — Мо требуется более высокая температура
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
\. A. F. Polesya (А. Ф. Полеся), etc., Met A 2, 110632; 4, 110318.
2. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., MA 2, 1513.
Al — Cr — Ni
В области этой системы, богатой алюминием, не образуются тройные сое-
соединения. Тройные фазы, описанные в работе [1], не могут находиться в рав-
равновесии с алюминиевым твердым раствором. Тройная эвтектика состоит из
А1, СгА17 и NiAl3. Она содержит примерно 1,3% Сг и 5—6% Ni [2]. Сплавы,
богатые алюминием, в твердом состоянии содержат те же три фазы, за исклю-
исключением узкой области твердого раствора хрома в алюминии, вытянутой вдоль
стороны Al — Ni. Растворимость хрома и никеля в твердом состоянии пример-
примерно такая же, как в двойных сплавах. Добавки хрома мало влияют на свойст-
свойства сплавов системы А1—Ni [2].
239

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
'1. К. Schubert, etc., JIMMA 32, 1021; MA 1, 1153.
2. P. Roengten, etc., JIM 53, 694; JIMMA 1, 169.
Al - Cr - S, Al — Fe — S, Al - Mg — S,
Al - Mn - S, Al - Pb — S, Al - S - Zn
В табл. 18 приведена характеристика сульфидов [1]. Все они имеют очень
низкую концентрацию алюминия,, и, по-видимому, ни один из них не присут-
присутствует в сплавах, богатых алюминием. Соединение Z11S4AI2 при температуре
более 1127°С имеет гексагональную решетку (пространственная группаР63тс)
с параметрами а=3,756 А и с=6,13 А; у=2>63 г/см3. Ниже 827°С — структу-
о
ра кубическая (пространственная группа Fd3m) с параметром а=9,968 А;
Y=3,306 г/см3.
Таблица 18
ТРОЙНЫЕ СУЛЬФИДЫ АЛЮМИНИЯ
Соедине-
Соединение
CrS4Al2
FeS4Al2
MgS4Al2
MnS4Al2
PbS4Al2
ZnS4Al2
Содержание
элементов, %
Fe, Cr
и др.
22,2
23,5
11,6
22,7
53,3
23,3
s
54,7
53,8
62,3
55,0
32,9
51,8
Тип
решетки
Кубич.
Ромбич.
»
»
Тетраг.
Кубич.
Простран-
Пространственная
группа
Fd3m
R3m
R3m
R3m
P42m
Fd3m
Число
атомов
в элемен-
элементарной
ячейке
56
7
7
7
7
56
Параметр
решетки
о
а, А
9,90
12,09
13,21
12,24
5,16,
с=5,958
9,90
а
17С18'
17°17'
17С17'
—
—
г/см»
3,09
2,96
2,31
2,73
4,17
3,09
Исследованиями системы А1 — Fe — S [3, 4], главным образом сплавов,
богатых железом, обнаружено в алюминиевом углу тройное эвтектическое пре-
превращение }K-^Al+FeAl3+Al2S3, очень близкое к двойной эвтектике Al+FeAl3.
Зона расслоения в жидком состоянии системы Al — S занимает широкую кон-
концентрационную область тройной системы. Границы этой области почти парал-
параллельны и очень близки к стороне Al — Fe.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Flahaut, Ann. Chemie, 1952, 7, 632.
2. Н. Hahn, etc., JIMMA 24, 487.
3. R. Vogel, etc., JIMMA 13, 206.
4. W. Oelsen, etc., JIMMA 21, 716.
Al — Cr — Si
В этой системе из расплава кристаллизуются две тройные фазы —
<x(Cr4Si4Ali3) и p(Cr5Si8Al2), но только первая из них может находиться в рав-
равновесии с алюминиевым твердым растворам в твердом состоянии [1—3] (рис.
83).
В области, богатой алюминием, происходит несколько нонвариантных пре-
превращений [2, 31 (табл. 19).
240

Al+CrAl7
Рис. 83. Алюминиевый угол диаграммы А1—Сг—Si. Жирные линии — проекция поверхно-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 477°С; в рамках — пер-
первичные фазы
Таблица 19
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СИСТЕМЕ Al-Cr-Si
Точки
реакций
на рис. 83
Е
Рг
Р2
Р3
Р*
Реакция
)K->Al+Si+Cr4Si4Al13
)K+CrAl7->Al+Cr4Si4Al13
)K+Cr6Si8Al2->Si+Cr4Si4Al13
Ж+Сг2А111->СгА17+Сг4514А11з
Ж+Сг2А111+Сг5818А12-^Сг4514А11з
t, °С
577
627
587
677
707
Состав, отвечающий нонва-
риантной точке, %
Сг
0,5
0,5
0,5
2
1,5
Si
11
2,9
13
2,5
7,5
Соединение Cr4Si4Ali3 C1% Сг и 16,7% Si) —по данным химического ана-
анализа, оно содержит 30J>% Сг и 17,5% Si — имеет кубическую решетку (прост-
(пространственная группа F43m, 84 атома в элементарной ячейке) с параметром
a=F 10,917 А; у = 3,4 г/см3 [4]. Фаза Р — твердый раствор на базе соединения
Cr6i2 D8,2% Сг и 51,8% Si), в котором часть хрома и кремния замещается
алюминием, так что состав фазы отвечает формуле Cr5,Si8Al2 D8,3% Сг и
41,7% Si). По данным анализа, Р-фаза содержит 39—47% Сг и 46—41% Si
[2]. Она имеет гексагональную решетку (пространственная группа Р6222 или
Р642, 9 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а = 4,496 А и с = 6,377 А°
Y = 4,82 г/см3. По-видимому, этой фазой является соединение Cr2Si3Al D8,4%
Сг и 39,1% Si) или Cr2Si4Al D2,8% Сг и 46,5% Si) [5] с гексагональной
структурой и плотностью 4,7—4,8 г/смз. В фазе СгА17 может растворяться око-
около 0,3/о Si [6]. В равновесных условиях растворимость хрома и кремния в
твердом алюминии в тройной системе мало отличается от растворимости их в
двойных сплавах. Закалка сплавов системы А1 — Si — Сг из жидкого состоя-
состояния со скоростью охлаждения 10^°С/с и более приводит к увеличению раство-
растворимости хрома, но в меньшей степени, чем в двойной системе [7]. При этом в
сплавах, где должно присутствовать соединение Cr4Si4Ah3, образуется новая
метастабильная фаза [8].
Хром не приводит к модифицированию сплавов системы Al — Si [9, 10],
но несколько улучшает литейные свойства [11].,В неравновесных условиях
2И

после резкой закалки параметр решетки твердого раствора, пересыщенного
хромом, увеличивается в присутствии в сплаве кремния [8]. Это указывает
и на определенное пересыщение кремнием. Твердость и прочность сплавов,
полученных таким путем, повышается примерно на 30—50% [7, 8]. Они име-
имеют также более высокое электросопротивление и несколько меньший терми-
термический коэффициент линейного расширения [7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Mondolfo, 1943.
2. /. N. Pratt, etc., JIMMA 18, 699; 19, 639.
3. P. Esslinger, etc., MA 2, 481.
4. K. Robinson, JIMMA 21, 435; 22, 118.
5. W. Manchot, etc., CA 2, 1790.
6. H. Zoller, JIMMA 28, 858.
7. T. Ohashi, etc., Met A 3, 121299.
8. P. Esslinger, MA 2, 649, 670.
9. S. Terai, Res. Rep. Sumitomo Metals Lab., 1958, v. 10, p. 40.
10. C. 5. Tang, JIMMA 29, 765.
11. H. Bauer, etc., JIMMA 5, 576.
Al — Cr — Ti
Добавки титана мало влияют на растворимость хрома в жидком алюми-
алюминии. Кристаллы соединения СгА17, экстрагированные из тройных сплавов, со-
содержат 19,7i% Cr и 1,65% Ti, что указывает на замещение части хрома тита-
титаном [1]. Степень измельчения зерна в тройных сплавах меньше, чем суммар-
суммарный эффект от введения каждого элемента в отдельности '[2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Zoller, JIMMA 28, 858.
2. L. К. Lamikhov (Л. К. Ламихов), etc., MA I, 961.
Al - Сг — Y
Сообщается об образовании в этой системе двух тройных фаз. Соединение
Сг4УА18D0,6% Сг и 17,2% Y) изоморфно соответствующим фазам, образуе-
образуемым иттрием с медью, железом, марганцем. Оно имеет объемноцентрирован-
ную тетрагональную решетку (пространственная группа /4//n/n/n, 26 атомов
о
в элементарной ячейке) с параметрами а = 8,93 А и с = 5,12 А. Соединение
Сг2УА12оA4,4% Сг и 12% Y) изоморфно фазе Mg3Cr2Ali8 и большому семейст-
семейству соединений типа Сг^АЬо, где а — редкоземельный элемент или аналогич-
аналогичный металл (см. систему А1 — Ва — Сг). Это соединение имеет кубическую ре-
решетку (пространственная группа FdSm, 184 атома в элементарной ячейке)
о
с параметром а= 14,37 А [1, 2]. Неизвестно, находятся ли оба соединения в
равновесии с алюминиевым твердым раствором, как в системе А1—Си—Y, или,
что более вероятно, соединение СгА17 сосуществует с фазой Cr2YAl2o,
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., MA 2, 807.
2. P. I. Krypyakevich (П. И. Крипякевич), etc., Met A 1, 120697.
Al — Cr — Zn
В этой системе не образуются тройные соединения. В сплавах, богатых
алюминием, присутствуют фазы СгА17 и ZnAl [1, 2]. При 38ГС в области,
богатой цинком, образуется эвтектика CrAl7+ZnAl+Zn, содержащая 5,19%
А1 и 0,007% Сг [3]. Введение цинка мало влияет на положение границы полей
первичной кристаллизации А1 и СгА17 [4], а границы полей СгА17—Сг2А1п и
242

особенно Сг2А1п—СгАЦ сдвигаются к стороне А1—Zn, так что при содержа-
содержании примерно 50% Zn имеет место реакция Ж+СггАЬг-^СгАЬ+СгАЦ. В фазе
СгА17 растворяется небольшое количество цинка; химический анализ обнару-
обнаруживает в кристаллах соединения, выделенных из тройных сплавов, 20—21%
Сг и до 12% Zn [2]. Растворимость хрома в алюминии в твердом состоянии
уменьшается при увеличении содержания цинка.
Диффузия цинка в тройных сплавах, по данным работы [5], происходит
медленнее, чем в двойных сплавах системы А1—Zn, по данным же работы
[6], разница отсутствует. Сведения о влиянии хрома на старение сплавов алю-
алюминия с цинком приведены при описании системы Al — Zn.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Litle, etc., JIMMA 17, 799.
2. A. R. Harding, etc., JIMMA 19. 638.
3. E. Weisse, etc., JIMMA 10, 244.
4. H. Zoller, JIMMA 28, 858.
5. T. Amitami, JIMMA 28, 417.
6. W. Roth, JIMMA 28, 929.
Al — Cr — Zr
В этой системе исследованы главным образом сплавы, богатые хромом и
цирконием [1]. Тройные соединения не обнаружены. В алюминиевом углу
системы имеются фазы А1, СгА17 и ZrAl3. В работах ;[2—4] подтверждено от-
отсутствие тройных фаз.
По мере повышения температуры литья уменьшается размер частиц соеди-
соединений и улучшается технологичность при прессовании [5]. Изделия из спечен-
спеченных порошков, полученных путем набрызгивания расплава на металлическую
подложку, имеют высокие прочностные свойства при повышенных температу-
температурах [6]. В процессе старения таких материалов выделяются фазы СгА17 и.
ZrAl3 [7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. У. Markiv (В. Я. Маркие), etc., Met A 4, 110335.
2. О. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 1, 110113.
3. P. I. Krypyakevich (П. И. Крипякевич), etc., Met A 1, 120697.
4. Е. S. Kadaner (Э. С. Каданер), etc., С А 79, 46275с.
5. R. R. Malinowsky (Р. Р. Малиновский), МА 1, 1125; Met A 1, 520752.
6. /. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), etc., WAA 6, 430025.
7. С. Imanov (С. Иманов), etc., Met A 7, 140100.
Al—Cs—Si, Al—К—Si, Al—Rb—Si
Добавки цезия, калия и рубидия не влияют на 'свойства термически обра-
обработанного сплава, содержащего 1,35% Si. Это указывает на то, что названные
элементы в отличие от кальция и бария не растворимы в кремнии. Все три
элемента, подобно натрию [2—4], служат модификаторами сплавов системы
Al — Si, хотя калий и рубидий несколько менее эффективны.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Kroll, JIM 36, 432.
2. G. Shinoda, JIM 41, 441.
3. /. Czochralski, etc., JIMMA 4, 85, 494; 5, 838; 8, 1.
4. 5. T. Chiu, MA 2, 940.
Al — Cu — Fe
Нонвариантные превращения, происходящие в этой системе (рис 84), при-
приведены в табл. 20 [1,2].
243

Al+FeAl
Al + Cu2FeAl7
AL
Al
10 20 \ JO -iO
Cu,% Al+CuAl2
Рис. 84. Алюминиевый угол диаграммы А1—Си—Fe. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей в твердом состоянии; в рам-
рамках — первичные фазы. Положение точек А, В, С показано в табл. 21
Эвтектика имеет аномальную структуру с фазой СиА12 в качестве «матри-
«матрицы» [3]. Сведения о свойствах и термической стабильности эвтектики приведе-
приведены в работе [4]. В равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся
два тройных соединения: (FeCu) Al6 и Cu2FeAl7. Кроме них, в сплавах, полу-
полученных с высокой скоростью кристаллизации, может присутствовать фаза
Cu2FeAl6 C6,9% Си и 16,2% Fe), которая образуется при высокой температуре
]. Соединение (Fe Cu)Al6 служит метастабильной модификацией фазы FeAU
"см. систему А1—Fe), которая становится стабильной при содержании 7—8%
~и и 22—25% Fe [1, 6, 7]. Оно имеет орторомбическую решетку (пространст-
(пространственная группа Сст2и 28 атомов в элемента;рной ячейке) с параметрами а=
о
= 8,77-т-8,79 А; плотность составляет
I
=6,43-^6,46 А, 6 = 7,44—7,46 А,
:3,45 г/см3 [1, 6, 7]. Это соединение иногда обозначают формулой CuFe4Al23
G% С 246 Fe) или символом a(FeCu) [8]. Фаза Cu2Fe4Al7 C6,9% Си и
p(FC) N [9]
, [, ,
G% Си и 24,6% )
16,2% Fe), обозначаемая также
й 1220% F 29
() [] 247 (,%
(FeCu) или N [9], существует в интервале
9% С [10И] О
,% ), p() [9], уу р
концентраций 12—20% Fe и 29—39% Си [10—И]. Она имеет тетрагональную
решетку (пространственная группа PAjmnc, 40 атомов в элементарной ячей-
о о
ке) с параметрами а=6,33ч-6,336 А и с= 14,81 -^14,87 А; ее плотность состав-
составляет 4,3 г/смз [1, 5, 12—15].
В соединении FeAl3 может растворяться ограниченное количество меди
[1]. Значительная концентрационная область этого соединения, описанная в
работе [10], по-видимому, включает и область гомогенности фазы (FeCu)Al6.
Таблица 20
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СИСТЕМЕ Al-Cu
-Fe
Реакция
}K+FeAl3->(CuFe)Ale+Al
Ж+(СиРе)А1в->Си2РеА17+А1
}K+FeAl3-4CuFe)Ale+Cu2FeAl7
^^Al+CuAl2+Cu2FeAl7
t, °c
620
590
622
545
Состав жидко-
жидкости, %
Си
10,8
20,0
23,6
32,5
Fe
1,4
1,0
1,5
0,3
Состав твердо-
твердого А1-раство-
ра, %
Си
1,5
3,0
5,3
Fe
0,03
0,02
0,03
244

Растворимость железа и меди в алюминии в тройной системе не меньше, чем
в двойных системах. Но поскольку медь значительно понижает температуру
плавления эвтектики, максимальное содержание железа в твердом растворе
уменьшается [3]. Влияние изменения температуры на положение границ фазо-
фазовых областей в алюминиевом углу системы показано в табл. 21. Детальное опи-
описание разрезов, проходящих через алюминиевый угол, содержится в работе
[3], а полная диаграмма состояния приведена в работах [5, 10].
Таблица 21
ПОЛОЖЕНИЕ ГРАНИЦЫ ОБЛАСТИ АЛЮМИНИЕВОГО ТВЕРДОГО РАСТВОРА
ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
t, °c
55B
527
50J2
477
452
427
Содержание элементов, %, в точках
А
Си
5,65
5,00
4,00
3,30
2,56
1,50
Fe
0,018
0,012
0,005
0,003
0,002
0,001
в
Си
2,00
1,75
1,50
1,00
0,80
0,58
Fe
0,015
0,010
0,005
0,003
0,002
0,001
С
Си
0,60
0,50
0,40
0,30
0,23
0,19
Fe
0,013
0,009
0,006
0,003
0,002
0,001
Параметр решетки тройных сплавов, закаленных от высокой температуры,
зависит от содержания меди в твердом растворе. Поскольку медь связывается
с железом B:1), уменьшение параметра при введении одного и того же ко-
количества меди в сплав тем меньше, чем выше содержание железа {16]. Коэф-
Коэффициент термического расширения тройных сплавов ниже, чем каждого из
двойных сплавов соответствующей концентрации. Так, коэффициент термиче-
термического расширения в интервале 27—227°С сплава, содержащего примерно
10% Си и 5% Fe, составляет 20,9-10 м/(м-°С), а сплава с 10% Си
23,1-10-е м/(м-оС), сплава с 5% Fe 22,4X10 м/(м.°С) [17]. Теплопровод,
ность сплавов, содержащих 8—12% Си и 1—2% Fe, составляет порядка
1,6-10~2 Вт/(м-°С), электросопротивление при комнатной температуре — око-
около 4,5-=-4,9-10~8 Ом-м. При увеличении температуры теплопроводность не-
незначительно, а электросопротивление резко возрастают [18] Т. э. д. с. и элек-
электросопротивление при криогенных температурах исследованы в работе [19].
Ведение до 1% Fe увеличивает прочность промышленных алюминиевых спла-
сплавов [2], но в случае образования первичных кристаллов соединения Cu2FeAl7
заметно ухудшается пластичность. Повышение модуля упругости при увели-
увеличении легирования очень ограниченно [21]. Электродный потенциал меняется
.аналогично параметру решетки: медь, связанная железом в соединение
Cu2FeAl7, не влияет на потенциал, который зависит только от концентрации
свободной меди. Так, двойной сплав с 4% Си, закаленный от температуры вы-
выше 477Х, имеет электродный потенциал —0,70 В, а при введении 1% Fe зна-
значение потенциала практически такое же (-0,74 В), как в двойном сплаве, со-
содержащем 2)% Си (—0,75 В) [15].
rooiД°баВКа железа не ВЛИяет на жидкотекучесть сплавов системы А1 — Си
угг\, а технологичность этих сплавов при ковке и прокатке несколько ухудша-
ухудшается, особенно в присутствии более 1% Fe [23]. Введение железа уменьшает
анизотропию и фестонистость листов сплава с 4% Си [24] Скорость днффу-
зии меди и железа в тройных сплавах мало отличается от двойных сплавов
как втвердом [25], так и в жидком [26] состояниях.
Железо существенно влияет на упрочнение при старении сплавов систе-
системы А1 —Lu высокой чистоты: достаточно введения 0,05% Fe для почти пол-
поллого устранения упрочнения в процессе старения при комнатной температуре
245

[27—29]. Но влияние железа нейтрализуется добавкой 0,03% Mg. При боль-
большом содержании железа интенсивность упрочнения снижается благодаря
уменьшению концентрации «свободной» меди. Однако этот эффект может быть
в значительной степени скомпенсирован повышением легирования сплава
медью с тем, чтобы получить необходимую концентрацию этого элемента в
твердом растворе [16, 29, 30].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
2. Н W Phillips, JIMMA 21, 517; Inst. of Metals Monograph 25, 1959.
3. H. Spengler, JIMMA 28, 213.
4. /. Miura, etc., Met A 6, 311981.
5. A. P. Prevarsky, Met A 4, 110918.
6. P. J. Black, etc., JIMMA 29, 882.
7. L. K. Waldorf, MA 1, 177.
8. F. Keller, etc., Met. Progress, 1933, v. 23, № 2, p. 44; № 4, p. 45; № 5, p. 38.
9. A. G. Gweyr, etc., J. Inst. Metals, 1928, v. 40, p. 318.
10 A. J. Bradley, etc., JIMMA 7, 104, 106.
10b. R. Kowatshewa, etc., Met A 6, 230624.
11. G. V. Raynor, etc., JIMMA 25, 242.
12. K. Yamaguchi, etc., JIM 53, 343.
13. H. Wichr, JIMMA 10, 313.
14. Af. G. Bown, etc., JIMMA 25, 447.
15. R. H. Brown, etc., JIMMA 7, 520.
16. H. Y. Hunsicker, JIMMA 7, 103, 432.
17. L. W. Kempf, JIM 53, 181.
18. E. Griffiths, etc., J. Inst. Metals, 1928, v. 39, p. 337.
19. R. L. Singh, etc, Met A 5, 331332.
20. F. С Lea, etc., JIM 28, 583.
21. R. L. Templin, etc., JIM 44, 481; 47, 648; JIMMA 5, 207; 14, 434.
22. Af. C. Fleming, etc., JIMMA 29, 903, 1013.
23. A. Portevin, etc., JIMMA 11, 287.
24. T. Amitami, JIMMA 30, 190.
25. W. Roth, JIMMA 28, 929.
26. K. Uemura, JIMMA 6, 137; 8, 81.
27. M. L. Gayler, etc., CA 26, 2683; JIMMA 4, 326.
28. W. Koch, etc., JIMMA 2, 569.
29. D. A. Petrov (Д. А. Петров), JIMMA 4, 592; 5, 428.
30. A. Chitty, JIMMA 25, 147.
Al - Cu — Ge
Исследование старения показало, что в сплавах этой системы не обра-
образуются тройные соединения. Растворимость меди и германия в алюминии в
твердом состоянии того же порядка, что и в двойных системах [1]. Сведения
о влиянии германия на старение двойных сплавов с медью приведены при
описании системы А1 — Си, а характеристика выделения германия из твердого,
раствора — в описании системы Al — Ge,
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. I. Zakharova (M. И. Захарова), etc., MA I, 1679; Met A 1, 140055.
Al - Си - Н
Растворимость водорода в жидком алюминии уменьшается по мере уве-
увеличения содержания меди [1]. Изменение растворимости описывается форму-
формулой lgS = —Л/Т-\-Ву где S — растворимость водорода (см3) в 100 г металла
при нормальном давлении; Т — температура, К; Л и В — постоянные, значения
которых соответственно составляют: для чистого алюминия 2550 и 2,62; при
2i% Си 2950 и 2,90; при 4% Си 3050 и 2,94; при 8% Си 3150 и 2,94; при
16% Си 3150 и 2,83; при 32% Си 2950 и 2,57 [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Bauklon, etc., JIMMA 12, 273.
2. W. R. Opie, etc., JIMMA 18, 350, 481; 19, 161.
246

Al — Си — Hg
В результате реакции алюминия с амальгамой меди образуется соедине-
соединение Cu3Hg6Al2, содержащее 13,1% Си и 83,2% Hg [1]. Маловероятно, чтобы
оно находилось в равновесии с алюминиевым твердым раствором. Добавка
меди значительно уменьшает реакционную способность алюминия при взаимо-
взаимодействии с сулемой (HgCb) ;[2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. S. Russell, С А 30, 7001.
2. Е. Kohti-Abrest, CA 6, 3081; 7, 1144.
А1 — Си — In
В этой системе, по всей вероятности, не образуются тройные соединения, а
растворимость меди и индия в алюминии в твердом состоянии мало отлича-
отличается от растворимости их в двойных системах [1]. Добавка примерно 0,1% In
уменьшает интенсивность процесса образования зон ГП при старении сплавов
системы А1 — Си. При этом снижается эффект старения при комнатной тем-
температуре. Вместе с тем эта добавка ускоряет образование б'-фазы (СиА12)
[8], что усиливает чувствительность к искусственному старению, особенно
малолегированных сплавов, содержащих 2—3% Си [3]. Энергия активации
образования б'-фазы составляет 1,2 эВ [6]. В бинарных сплавах эта величина
составляет 1,2—1,4 эВ (см. систему А1 — Си). Индий также уменьшает ста-
стабильность вакансионных петель, образующихся при закалке, и ширину около-
граничной зоны, свободной от выделений [7]. Последовательность выделений
при старении в сплавах с индием такая же, как в сплавах системы А1 — Си —
Cd: вместе с 0'-фазой образуются две фазы с неизвестной структурой, кото-
которые затем уступают место In' — промежуточному соединению, выделяющемуся
при старении сплавов системы Al — In [1]. Изучены тепловые эффекты при
образовании этих выделений [9].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. М. Silcock, etc., JIMMA 23, 111; 27, 559.
¦2. W. H. Fraenkel, JIMMA 9, 118.
3. H. K. Hardy, JIMMA 21, 603; 23, 1081.
4. К. М. Entwistle, etc., JIMMA 30, 373.
5. A. L Perry, etc., Met A 2, 140145.
c B. Noble, Met A 1, 140204, 140223.
7. /. В. М. Nuyten, Met A 3, 140003.
8. S. Matsuo, etc., Met A 2, 151237.
9. T. Hirata, etc., Met A 5, 140116.
Al — Cu — La
В этой системе образуется несколько тройных соединений, два из кото-
которых— Cu2LaAlio и La(CuAlL — находятся в равновесии с алюминиевым твер-
твердым раствором. Фаза Cu2LaAli0 B3,4<у0 Си и 26,0% La) имеет тетрагональную
объемноцентрированную решетку (пространственная группа 1\\ттт, 26 ато-
атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=8,8 А и с = 5,17 А Состав сое-
соединения La (CuAlL меняется от CuLa2Al7 A1,9% Си и 52,5% La) до CuLaAl3
B2,4% Си и 49,1% La). Оно также обладает тетрагональной объемноцентри-
рованной решеткой (пространственная группа IAjmrnm, Ю атомов в элементар-
элементарной ячейке) с параметрами а=4,3264-4,294 Аи с= 10,80—10,53 А [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 2, 121215.
247

Al — Си — Li
В алюминиевом углу этой системы в равновесии с алюминиевым твердым
раствором находятся три тройных соединения: Тв, Тх и Т2. Обнаружены еще
две фазы с меньшим содержанием алюминия. Фаза Тв содержит около 55—
57i% Си и 1,1—1,5% Li. Ее состав отвечает формуле Cu4LiAl7 E6,5% Си и
1,5% Li). Она имеет кубическую решетку (пространственная группа Fm3m}
12 атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 5,83 А; у=3,64-^3,76 г/
/см3. Структура этого соединения очень близка к промежуточной б'-фазе
(СиА12), которая образуется при старении сплавов системы А1 — Си [1]. Тв
может служить модификацией этой фазы, стабилизированной путем замещения
части атомов алюминия литием. Твердость по Виккерсу фазы Тв D250—
4750 МН/м2) мало меняется при нагреве вплоть до 327°С [2]. Фаза Тх содер-
содержит примерно 52,8{% Си и 5,4% Li, что хорошо соответствует формуле CuLiAl2.
Эта фаза имеет гексагональную решетку (возможные пространственные груп-
группы Р622, P6m2, Рб/ттптп) с параметрами а = 4,96^-4,955 А°и с=9,34-^-9,35 А;
HV 4250—5200 МН/м2 [2]. Состав фазы Тг близок к CuLi3Ale B6,9% Си и
8,8% Li) '[I], a HV 3200—3700 МН/м2. Более вероятно, что эта фаза отвечает
формуле CuLisAls B8,8% Си и 9,6% Li). Она имеет кубическую структуру
(пространственная группа /тЗ, 162 атома в элементарной ячейке) с парамет-
о
ром а= 13,914 А, изоморфную фазе Mg32 (ZnAlL9 [3]. Наибольшее количест-
количество меди может растворяться в соединении LiAl, при этом параметр его решет-
решетки несколько уменьшается. Распределение фазовых областей в твердом со-
состоянии при 502 и 327°С показано на рис. 85.
Al
Ч
Си, %
Рис. 85. Распределение фазовых областей при 502°С (жирные линии) и 327°С (пунктир>
в алюминиевом углу диаграммы Al—Cu—Li
Литий резко снижает поверхностное натяжение сплавов системы А1 — Си
на границе раздела жидкость — газ [4]. Сплавы, содержащие 2% Си и 1 —
2% Li, после искусственного старения имеют сравнительно высокие механи-
механические свойства (о"в = 350 МН/м2, б = 2-ьЗ,%), а холодная деформация перед
248.

старением приводит к повышению ав до 500 МН/м2 при 5=1,% [5]. Однако
более высокие прочностные свойства имеют сплавы, содержащие 4—5% Си и
0,5—1,5% Li. Коррозионная стойкость промышленных сплавов этой системы
сопоставима с таковой сплавов системы А1—Си—Mg. Как и большин-
большинство материалов, упрочняемых при старении, сплавы этой системы имеют очень
низкую стойкость к коррозии под напряжением после недостаривания (когда
прочность несколько меньше1 максимальной) и очень высокую — в случае пе-
рестаривания [6].
В процессе старения при температуре ниже 52°С образуются зоны, содер-
содержащие только атомы меди, а при 77— 127°С в состав зон входят также атомы
лития [7]. Последующее старение приводит к формированию в'- и ^8-фаз,
характерных для сплавов системы А1 — Си, вместе с б'-фазой присущей спла-
сплавам системы Al — Li. Промежуточные фазы, предшествующие выделению трой-
тройных соединений, не были выявлены [8, 9], поскольку они, вероятно, очень близ-
близки фазам, которые формируются в двойных системах. При относительно вы-
высоких температурах старения образуется фаза 7^ в виде шестиугольных пла-
пластин по плоскостям A11)ai с ориентационным соотношением [7, 10]: (ПО)nil
||(lll)Ai; A00) г, II A10)Ai и [110]rill[211]Ai. При низком пересыщении фаза
Т{ выделяется на дефектах упаковки: при большем пересыщении зародыша-
зародышами этой фазы, по-видимому, служат зоны ГП [7]. Анализ изотерм старения
сплава, содержащего 4,5% Си, 0,8% Li, 0,6% Мп и 0,3% Cd, показал, что
энергия активации процесса старения от начала до достижения первого мак-
максимума составляет порядка 0,4 эВ, а до момента достижения второго макси-
максимума 1,2 эВ [6]. Наблюдалась деформация путем двойникования [10].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. К. Hardy, etc., JIMMA 23, 1081.
2. Z. A. Sviderskaya C. А. Свидерская), etc., JIMMA 30, 498.
3. E. E. Cherkashin (E. E. Черкашин), etc., JIMMA 32, 1112.
4. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
5. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 27, 715.
6. K. Anderko, etc., JIMMA 30, 90.
7. B. Noble, etc., Met A 3, 130737; 6, 140021, 330539.
8. /. M. Silcock, JIMMA 27, 559.
9. K. Schneider, etc., Met A 7, 140063, 140083.
10. O. S. Bochvar (О. С. Бочвар), etc., CA 78, 7064t, 61293e.
Al — Cu — Mg
Область этой диаграммы, богатую алюминием, исследовали неоднократно.
Хороший обзор литературы приведен в работе [1]. На рис. 86, а показана про-
проекция поверхности ликвидус; нонвариантные превращения в сплавах, богатых
алюминием, перечислены в табл. 22. Как полагают [2]-, вблизи стороны А! —
Mg при 452°С происходит также превращение )K+CuMg4Al6-*Al+Mg5Al8. Эв-
Эвтектика Al+CuMgAl2 является квазибинарной, но разрез Al — CuMgAl2 нель-
нельзя считать подлинно квазибинарньгм. Изучена кристаллизация сплавов, точки
концентраций которых находятся на линии моновариантного превращения от
эвтектики А1+СиА12 до эвтектики Al+CuMgAl2 [3]-.
В равновесии с алюминиевым твердым раствором могут находиться два
тройных соединения: CuMgAl2 и CuMg4Ale. Фаза CuMgAl2 D6% Си и 17i% Mg)
существует в узкой концентрационной области [4, 5]-. Она имеет орторомбиче-
скую решетку (пространственная группа Cmcm, 16 атомов в элементарной
ячейке) с параметрами а=4,01 А, 6 = 9,25 А, с = 7,15 А [6].. Координаты ато-
атомов в решетке приведены в работе [7]. Другое соединение, сосуществующее
с алюминиевым твердым раствором, имеет область гомогенности в интервале
концентраций 22—27% Си и 27,5—30% Mg. Этому интервалу отвечают двр
формулы: CuMg4Al5 [4] и CuMg4Al6 [8—10], но ни одна из них не удовлетво-
удовлетворяет условию, при котором в элементарной ячейке соединения находится шест-
1 В оригинале «больше». (Прим. ред.)
249

16
20
Рис. 86. Алюминиевый угол диаграммы А1—Си—Mg:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом
состоянии и границы предельной растворимости при различных температурах; / — пре-
предельная растворимость при t ; 2 — линия квазибинарного разреза
250

Таблица 22
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ, БОГАТЫХ АЛЮМИНИЕМ [1]
Гочки реакции
на рис. 86,а
Л
В
с
D
Е
F
Реакция
Ж-*А1+СиА12
Ж-*А1 +CuAl2+CuMgAl2
)K-*Al+CuMgAl2*
>K+CuMgAl2->Al+CuMg4Ale
Ж-*С1^4А1в+А1+М&А1в
>K->AlH-Mg5Al8
*, °С
548
507
518
467
449
450
Содержание элементов, отве-
отвечающее нонвариантной точ-
точке. %
Си
33
30
24,5
10
2,7
0
Mg
0
6
10,1
26
3-2
33
* Квазибинарная эвтектика.
надцать атомов [9]-. Образование твердого раствора с фазой Mg32(AlZnL9 [11]
требует, чтобы в элементарной ячейке находилось 162 атома. В случае исполь-
использования приведенных выше формул это требование выполняется только при
наличии в решетке вакансий. Соединение имеет кубическую структуру (про-
о
странственная группа 1тЪ) с параметром а = 14,28 А [9].
Две другие фазы — CuMgAl и Cu6Mg2Al5— не находятся в равновесии с
алюминиевым твердым раствором, но образуют непрерывные ряды твердых
растворов с фазами MgZn2 и MgaZrin соответственно и поэтому представляют
интерес для четверных сплавов системы А1 — Си—Mg — Zn. Соединение
CuMgAl E5,7% Си и 20,8% Mg) служит фазой Лавеса с гексагональной ре-
решеткой (пространственная группа P63/mmc, 12 атомов в элементарной ячейке)
с параметрами а=5,07-ь5,19 А и с=8,29-^8,45 А [12, 13].
Соединение Cu6Mg2Al5 F7,6% Си и 8,5% Mg) [14]—привадят также
другую формулу Cu7Mg3Ali0 E6,4% Си и 9,2% Mg) [15, 16] —имеет куби-
кубическую решетку (пространственная группа РтЗ, 39 атомов в элементарной
о
ячейке) с параметром а == 8,274-8,31 А; у = 4,9 г/см3. Сведения об этих фазах
приведены также в работе [17].
Изучена пластичность соединений CuMgAl2 и CuMg4Al6 при высокой тем-
температуре [18].
Распределение фазовых областей в твердом состоянии и изменение пре-
предельной концентрации твердого раствора в зависимости от температуры [1]
показаны на рис. 86,6. Растворимость меди в алюминии уменьшается при до-
добавке магния, особенно в интервале 7—15% Mg [19]. Сообщается о метаста-
бильных модификациях фаз CuMg2Al и CuMgAl [20], однако их существование
весьма сомнительно.
Сведения о свойствах истинно тройных сплавов очень ограниченны. Ос-
Основная информация касается промышленных сплавов, которые содержат
марганец или никель вместе со значительной концентрацией (даже если это
не указано) железа и кремния (см. ч. II). Параметр решетки матрицы спла-
сплавов системы А1—Си—Mg практически совпадает с расчетным значением
[21,22].
Поверхностное матяжение на границе раздела жидкость — газ при
°С 5% С [23]
р рц рздеа жид
727°С в сплаве с 5% Си уменьшается п<ри введении магния [23].
Теплопроводность сплавов, содержащих примерно 4% Си, 1,6% Mg
@,1% Fe), составляет порядка 2—2,5-10 Вт/(м-°С) в интервале 27—327°С.
Электро 45108 О
(,% ), оставляет порядка 22,510 Вт/(мС) в интервале 27327С.
Электросопротивление отожженных сплавов составляет 4,5-10—8 Ом-м при
77°1С и 6,5-,10-8 Ом-м при 327°С. Значение числа Лоренца находится в интер-
интервале 8—10 Вт/(Ом-°С2) [24, 25].
25!

Твердость, пределы прочности, текучести и относительное удлинение в
большой степени зависят от термической обработки.
Ниже приведены ориентировочные значения механических свойств спла-
сплавов с 4—5<>/0 Си и 1—2% Mg [26—29]:
с^ , мн/м* <т0. *. мн/м* HV, мн/м«* 6,%
Состояние сплава:
отожженный . . . 150—170 60—80 400—500 20—25
полностью состарен-
состаренный 450—550 400—500 1300—1500 5—15
* HV сплава, подвергнутого испытанию не позднее чем через 10 мин после
закалки, составляет 500—600 МН/м2.
Сведения относительно поведения сплавав при испытании на ползучесть
носят разноречивый характер: по данным работы [30], максимальным преде-
пределом ползучести обладают сплавы с выделениями, образовавшимися после ста-
старения, а согласно данным работы [31], — сплавы с наибольшей степенью гете-
гетерогенности. Добавки магния и меди не влияют на скорость распространения
ультразвука в алюминии [32]. Предел усталости очень чувствителен к режи-
режиму старения: он имеет максимальное значение на этапе старения, предшест-
предшествующем образованию промежуточной фазы, и минимален, когда процесс вы-
выделения завершен и фаза CuMgAl2 присутствует в сплаве в виде вытянутых
пластин [33i, 34]. Зоны ГП могут растворяться и образовываться вновь при
циклическом нагружении '[34Ь].
Электродный потенциал резко меняется в зависимости от термической
обработки. Так, потенциал сплава, содержащего 4,2% Си и l,7i% Mg, со-
составляет —0,8 В в отожженном состоянии (чистый алюминий в этих же ус-
условиях имеет потенциал — 0,88 В) я — 0,65 В в закаленном или естественно
состаренном состоянии [35, 36]. Стойкость к коррозии сплавов с отношением
концентрации Cu:Mg>2 несколько лучше, чем двойных сплавов системы
А1—Си; добавка более 0,05% Си к сплавам с высоким содержанием магния
дает отрицательный эффект [37].
Скорость диффузии магния в расплаве несколько повышается при введе-
введении 1меди [38]. В твердом состоянии магний и медь мало влияют на взаимную
диффузию в алюминии [39]. Исследовано растворение фазы СиА12 в тройном
сплаве [40]. Изучен также процесс диффузии магния из соединения CuMgAl2
и образование фазы CuAl2 [40b].
Ооновным упрочнителем при старении сплавов с соотношением концент-
концентраций Cu:Mg>8:l служит фаза СиА12, а при старении сплавов с отношением
этих концентраций 8:1—4:1 два соединения СиА1я и CuMgAl2 [26]. При изме-
изменении отношения от 4:1 до 1,5:1 свойства сплавов определяются фазой
CuMgAl2, а при дальнейшем уменьшении отношения — в основном фазой
CuMg4Ale [41—43']. В тех сплавах, где упрочнение обусловлено образованием
СиА12, малые добавки магния @,1%) ускоряют старение [44] и нейтрализуют
тормозящий эффект железа [42, 45]. Подробно изучены изменения свойств и
структуры при старении сплавов, содержащих фазу CuMgAl2 вместе (или при
отсутствии) с фазой СиА12. Согласно довольно ограниченной информации по
сплавам, содержащим фазу CuMgAl6 i[4,l, 42, 46], упрочнение этих материа-
материалов при старении не столь велико; сведения о механизме и кинетике процесса
отсутствуют.
Процесс выделения в сплавах системы А1—Си—'Mg при отношении
M2 начинается с зон ГП—сегрегации атомов меди и магния по пло-
о
о
скостям B10)ai диаметром до 16 А [47—54]. Преимущественными местами
выделения служат дефекты упаковки [55]. Увеличение объема в начальной
стадии старения и последующее его уменьшение объясняют соответственно
образованием разупорядоченных зон и их упорядочением. Зоны с упорядоченной
структурой, обозначаемые также S", растут в виде цилиндров [54] в направ-
252

^ ЧЛ5
Рис. 87. Выделение фазы»
CuMgAl2 из алюминиевой мат-
рицы:
а — ориентировка выделения, в-
решетке матрицы; б — алюми-
алюминиевый твердый раствор; в — зо-
зоны ГП; г — фаза S'; д — фаза
5(CuMgA12); размеры даны в
ангстремах
лении [100], все еще сохраняя когерентность с матрицей [52, 56]. Перегруп-
Перегруппировка атомов в зонах S" з конечном итоге приводит к образованию проме-
промежуточной S'-фазы. Она имеет орторомбическую решетку с параметрами а =
о о о
= 4,05 А, 6=9,06 А и с=7,20 А. Оставаясь когерентной с матрицей, во вся-
всяком случае в направлениях а и Ь, S'-фаза может расти до толщины более
о
100 А [48,_51]. Ола имеет следующие ориентащюшше соотношения [54]:
A00M4B70)аГ, [010]5, ||[120]ai. Рост Я'-фазы продолжается до момента
потери когерентности с матрицей и образования 5-фазы (CuMgAl2). Струк-
Структура этих (выделений показана иа рис. 87. Энергия активации превращения
зон ГП в S" составляет 0,9 эВ [57], a S" в S' 1—1,1 эВ [54, 57, 5в]. Образо-
Образование зон сопровождается поглощением, а формирование остальных продук-
продуктов распада — выделением тепла i[59].
На рис. 88 и 89 показано изменение свойств сплава высокой чистоты,,
содержащего 4,2% Си и 1,7% Mg, в процессе старения. Источниками этих
сведений служат работы [27, 36, 60, 61], выполненные под наблюдением авто-
автора и дополненные данными исследований [26, 28*, 33, 41, 53, 62—65].
* Обзор большого количества литературных источников, которые не включены в*
список литературы в настоящем издании.
253-

На стадии образования зон ГП и S" сплавы имеют наихудшую коррози-
коррозионную стойкость; они -склонны к межкристаллитной коррозии. Уменьшение
скорости охлаждения при закалке способствует образованию пограничных
выделений, что также ухудшает стойкость к коррозии [43, 65Ь].
Ооновными факторами, влияющими на старение, 'Служат химический со-
состав сплава, пластическая деформация и условия закалки. Сокращение коли-
количества соединения CuMgAl2 ведет к уменьшению скорости изменения свойств
при старении и ослаблению эффекта
упрочнения. Изменение отношения
концентраций Cu:Mg от 4:1 до 2:1
слабо влияет на старение; тройные
сплавы с большей величиной отноше-
отношения Си : Mg ведут себя подобно спла-
сплавам системы А1—Си, а сплавы с
t,°c
427
227
27
w3 w1 m ws r,v
Рис. 88. Схема изменения свойств в про- Рис. 89. Диаграмма изменения свойств
цессе старения сплава А1 — 4% Си— сплава А1 — 4% Си—1,7% Mg в зависи-
1,7% Mg мости от температуры t и времени старе-
старения т (см. рис. 88)
меньшим отношением имеют незначительный эффект упрочнения [27,
28]. Влияние изменения температуры закалки на свойства носит обыч-
обычный характер: при слишком низкой температуре происходит неполное
(растворение, и эффект «старения уменьшается. Поскольку состав большинства
промышленных сплавов находится вблизи предельной растворимости, нагрев
под закалку необходимо проводить при максимально возможной температуре,
однако наличие эвтектики Al+CuAl2+CuMgAl2 ограничивает эту температу-
температуру 502°С [66]. Быстрая закалка ускоряет старение. При медленной закалке
или в случае повышенного времени переноса из печи в закалочное устройство
происходит распад (ib процессе охлаждения при закалке или до закалки)
твердого раствора. Это приводит к повышению твердости материала в зака-
закаленном состоянии, но уменьшается скорость старения [68]. Кратковременный
нагрев состаренного материала, как и других сплавов, упрочняемых при ста-
старении, при повышенной температуре привадит к возврату [69, 70]. Обработку
на возврат можно проводить повторно, но только в том случае, если старение
не достигло поздней стадии [70]. Возврат редко бывает полным; в большин-
большинстве случаев определенная часть зон не растворяется, что приводит к неполно-
неполному разупрочнению [69].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. W. L. Philips. Inst. Metals Monograph 25, 1959; Inf. Bull. 25, Aluminium Devel.
Ass., London, 1961.
2. H. Hanemann, etc., JIMMA 8, 326.
3. G. Garmong, etc., Met A 4, 620219; 5, 120686.
4. H. Nishimura, JIMMA 5, 250; 472, 473; 6, 4, 300; 7, 152.
4b. R. Kowatscheva, etc., Met A 6, 230624.
5. A. T. Litle, etc., JIMMA 11, 396.
6. H. Perlits, etc., JIMMA 11, 289; 12, 320.
7. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
8. R. Vogel, JIM 22, 354.
254

9. F. Laves, etc., JIMMA 2, 593.
10. Af. Bosshard, JIMMA 2, 511.
11. G. Bergmann, etc., JIMMA 20, 699.
12. Pearson, 1.
13. У. Komura, JIMMA 30, 799.
14. 5. Samson, Acta Chim. Scand., 1949, v. 3, p. 809.
15. F. Laves, Etc., JIMMA 4, 46. пол no nrvQ
16. Af. С. Мирославская. - ДАН СССР, 1951 г., т. 77, с. 289; т. 78, с. 909.
18*. iariS°Novikov (И. И. Новиков), etc., JIMMA 31, 217.
19. D. A. Petrov (Д. А. Петров), etc., JIMMA 14, 312.
20. L. S. Palatnik (Л. С. Палатник), etc., JIMMA 29, 120.
21. V. G. Kuznetsov (В. Г. Кузнецов), JIMMA 14, 155.
22. D. M. Poole, etc., JIMMA 19; 826.
23. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
24. A. Eucken, etc., JIMMA 2, 370.
25. W. Bungardt, etc, JIMMA 18, 503; 20, 129.
26. W. L. Fink, etc., JIMMA 7, 103, 432.
27 E. S. Nachtman, Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1950.
28. H. К. Hardy, JIMMA 22, 110.
29 /. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), etc., JIMMA 30, 785.
30. A. H. Cottrell, JIMMA 23, 729.
31. M. V. Zakharov (M. В. Захаров), JIMMA 28, 650.
32. L. L. Rokhlin (Л. Л. Рохлин), Met A 3, 320068, 320147.
33. G. Pysz, etc., Met A 1; 140346; 2, 140012.
34. K. N. Raju, Met A 5, 312056.
34b. M. Shimura, etc., Met A 2, 130633.
35. G. V. Akimov (Г. В. Акимов), etc., JIMMA 15, 516.
36. A. Yamamoto, MS Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1951.
37. E. DiRusso. etc., JIMMA 30, 675.
38. K. Uemura, JIMMA 6, 137; 8, 81.
39. W. Roth, JIMMA 28, 929.
40. W. Bernhardt, MA 2, 1181.
40b. A. A. Koltsova (А. А. Кольцова), etc., Met A 6, 130444.
41. Af. L. V. Gayler, 3. Inst. Metals, 1923, v. 29, p. 507.
42. D. A. Petrov (Д. А. Петров), JIMMA 4, 493, 592, 594; 5, 428
43. D. L. Robinson, etc., Met A 5, 140575.
44. К. М. Entwistle; etc., JIMMA 30, 373.
45. Af. L. Gayler, Etc., CA 26, 2683.
46. K. L. Dreyer, JIMMA 16, 123, 391.
47. M. L. Gayler, JIMMA 7, 103.
48. Y. A. Bagaryatsky (Я. А. Багаряцкий), JIMMA 19, 647, 648; 21, 606; 23, 817.
49. V. Gerold, etc., JIMMA 27, 442.
50. У. Murakami, etc., JIMMA 27, 727.
51. /. Af. Silcock, JIMMA 28, 581.
52. R. N. Wilson, etc., A 1, 841.
53. F. L. Lokshin, etc., Met A 1, 110117.
54. T. V. Shchegoleva (Т. В. Щеголева), etc., MA 2, 1543; Met A 1, 140009.
55. O. S. Bochvar (О. С. Бочвар), etc., Met A 5, 140168.
56. G. C. Weatherly, etc., Met A 1, 120722, 120264.
57. G. W. King, JIMMA 31, 265.
58. R. Horiuchi, etc., Met A 4, 140134.
59. W. Fraenkel, JIMMA 1, 69, 167.
60. A. ?. Weinberg, Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1953.
61. D. W. Levinson, Thesis. 111. Inst. Tech. Chicago, 1953.,
62. V. G. Davydov (В. Г. Давыдов), etc., Met A 1, 110723.
63. L. N. Leshchiner (Л. Н. Лещинер), Met A 4, 140370.
64. N. У. Lysenko (H. Я. Лысенко), etc., Met A 4, 312347, 331860.
65. G. Pysz, etc., Met A 1, 140343.
65b. L. Graf, etc., Met A 3, 350908.
66. H. Klemm, Met A 2, 120645.
67. /. Hidveghy, etc., Met A 3, 310794; 4, 210683; 5, 312452, 312465.
68. У. Gefen, etc., Met A 5, 140590.
69. H. Nischimura, JIMMA 9, 6.
70. R. H. Beton, etc., JIMMA 25, 148
Al - Cu - Mn
В этой системе имеется тройное соединение Си2МпзА12о, которое находит-
находится в равновесии с алюминиевым твердым раствором и двойными фазами
CuAl2, MnAl6 и МпАЦ. В табл. ;23 приведены 'нонвариаитные реакции в обла-
области, богатой алюминием [1].
Тройная эвтектика имеет аномальную структуру с соединением СиА12 в
качестве «матрицы» и включениями двух других фаз i[2]. Алюминиевый угол
255

Таблица 23
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СИСТЕМЕ А1—Cu-Mn
Гочки реакций
на рис. 90,а
А
В
С
D
Е
Реакция
Ж->А1+СиА1я
Ж->А1+СиА12+Си2Мп3А120
Ж+МпАЦ->МпА1в+Си2Мп3А12о
Ж+МпА1в-*А1+Си2Мп3А120
Ж-*А1+МпА1в
Содержание элементов
в жидкости, %
Си
33,0
32,5
15,6
14,8
Мп
0,6
2,1
Q,9
1,9
t, °с
548
547,5
625
616
658
диаграммы А1—Си—Мп приведен на рис. 90 [1]. В фазе СиА12 растворяется
менее 0,1% Мп, а в Фазе МпА16 — около 0,2% Си [3], однако это приводит к
некоторому изменению характера травимости фазы МпА16 {4]. Метастабильное
соединение MnAli2, обнаруженное авторами работы [5], не наблюдалось дру-
другими исследователями.
Состав фазы Cu2MnaAl20 A5,3% Си и 19,8% Мп) меняется в интервале
концентраций 12,8—19% Си и 19,8—24% Мп [3,5—10]. Основываясь на ана-
анализе структуры и учитывая подобие с фазой МпцГ^АЦо, этому соединению
приписывают формулу (CuMn) Al4 i[10]. В пределах указанного интервала
концентраций находится также состав фазы с формулой CuMn2Al12 A2,8% Си
и 22,1% Мп) |[11]. Соединение имеет орторомбическую структуру {4,6] (про-
(пространственная группа, по-видимому, Стст, 152 атома (в элементарной ячейке)
с параметрами а = 24„1-г24,11 А, 6= 12,5-^-12,51 А° с=7,74-7,2 А [6,9]. Твер-
Твердость по Виккерсу меняется от 4200 МН/м2 при комнатной температуре до
3000 МН/м2 три 297°С [10]. Сведения о соединениях, более богатых медью
и марганцем, приведены также в работе [I1Ь].
В неравновесных условиях в случае кристаллизации расплава со ско-
скоростью охлаждения 103—104°С/с растворимость марганца в алюминии возра-
возрастает до 5%, а образование тройного соединения подавляется. Поэтому в та-
таких сплавах вместе с алюминиевым твердым раствором сосуществуют только
фазы МпА16 и СиА12 {11].
И медь, и марганец уменьшают параметр решетки алюминия в соответст-
соответствии с законом аддитивности {12]. Теплопроводность сплава с 8% Си и 1% Мп
составляет 1,6-10~2 Вт/(м-К), а электросопротивление 4,86-10~8 Ом-м при
комнатной температуре и 8,92-10-8 Ом-м три 347°С .[13]. Электросопротивле-
Электросопротивление сплавов с 1—3% Си и 1—2% Мп, гомогенизированных при 607°С, состав-
составляет 6—6,5-Ю-8 Ом-м при комнатной температуре {14].
Механические свойства сплавов с отношением концентраций Cu:Mn=5
контролируются медью и поэтому очень сильно зависят от температуры. Хо-
Хотя добавка марганца несколько улучшает механические свойства деформиро-
деформированных полуфабрикатов благодаря измельчению зерна {15—18], уровень
свойств остается того же порядка, что и у сплавов системы А1—Си [19—24].
Сплавы, содержащие тройную фазу, обладают средними прочностными свой-
свойствами. Так, у сплавов с 4,5% Си и до 2% Мп в искусственно состаренном
состоянии аь = 400-М50 МН/м2, аО;2 = 25О МН/м2, б» 16-г-20% {17]. У двух-
двухфазных сплавов с Сц.2МпяА120 при 297°С aO;2«3O-f-4O МН/м2, достигая мак-
максимума при содержании 2,9% Си и 1,5% Мп. Сплав этого состава имеет так-
также наибольшее время до разрушения (около 60 ч) при испытании на длитель-
длительную прочность под нагрузкой 40 МН/м2 при 297°С )[10]. По данным работы
[25], марганец в сплавах системы А1—Си имеет тенденцию концентрировать-
концентрироваться на границах зерен, а излом носит преимущественно межкристаллипный ха-
характер [15], но, согласно данным работы [25Ь], границы фрагментов обедня-
:256

ются марганцем, что привадит к появлению «белых границ», наблюдаемых
при металлографическом 'исследовании микрошлифов.
Стойкость к коррозии сплавов системы А1—Си 'можно .повысить, введя мар-
марганец [15, 20, 26]. Однако такая мера нерадикальна, поскольку эта характе-
характеристика зависит главным образом от термической обработки [27]. Марганец
повышает чувствительность к скорости охлаждения три за.калке [24]: при
уменьшении скорости склонность к межкристаллитной коррозии повышается.
Отжиг горячепрессованяых полос сплава с 5% Си и 0,7% Мп приводит к из-
изменению текстуры [28J. Марганец уменьшает скорость диффузии меди <[29],
но попытки использовать этот эффект при плакировании сплавов с медью
сплавом системы А1—Мп оказались безуспешными. Параметры диффузии, по-
полученные расчетным путем,,, приведены в работе [30].
Марганец, как полагают авторы [24, 31], ускоряет упрочнение при старе-
старении сплавов с медью, повышая скорость образования зон ГП [32] и стабили-
стабилизируя промежуточную фазу 6' (CuAl2) ![15]. Однако, по данным работы [16],
эффект упрочнения и скорость изменения механических свойств при старении
уменьшаются. Это противоречие связано с различием составов «ее ледов айны х
А1+МпА16
Рис. 90. Алюминиевый угол диаграммы А1—Си—Мп:
те^п^рТт^х поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при различных
9 Зак. 218
257

сплавав. При содержании меди, превышающем предел растворимости в твер-
твердом состоянии, марганец взаимодействует с избытком меди, образуя тройное
соединение. Это упрочняет оплав и ускоряет старение. В сплавах с понижен-
пониженным содержанием меди образование тройного соединения уменьшает количе-
количество меди, необходимое для упрочнения матрицы. Поэтому уменьшаются эф-
эффект старения и скорость упрочнения [32]. Двухступенчатое старение с пер-
первой «ступенью три 97—127°С и второй при температуре выше 177°С ускоряет
упрочнение и (повышает максимальную твердость сплава с 4% Си и 0,5% Мп.
При этом меняется критическая температура перехода от кривой упрочнения
с двумя максимумами к кривой с одним максимумом [33].
Сообщается об образовании в сплаве с 2% Си и 1% Мп тройной проме-
промежуточной фазы '[31]. Выделение по плоскостям скольжения и субграницам,
которые обраауются при деформации, не влияет на шредел усталости [22]. В
сплавах с пересыщенным твердым раствором, полученных путем закалки из
жидкого состояния со скоростью охлаждения 103°С/с и более, выделение ме-
меди происходит обычным путем при температуре <227°С; марганец не выделя-
выделяется при температуре <327°С [34, 35].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. W. L. Phillips, Inst. Metals Monograph 25, 1959; Information Bull. 25, Aluminium
Devel. Ass., London, 1961.
2. H. Spengler, JIMMA 28, 213
3. G. V. Raynor, JIMMA 11, 397.
4. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
5. M. К. В. Day, etc., JIMMA 16, 699.
6. H. G. Petri, JIMMA 6, 340, 449.
7. H. Hanemann, etc., JIMMA 6, 211, 302.
8. W. Guertler, etc., JIMMA 12, 319.
9. K. Robinson, JIMMA 20, 572.
10. В. К. Vulf, etc., JIMMA 28, 340.
11. A. F. Polesya (А. Ф. Полеся), etc., Met A 3, 110415.
lib. K. Schubert, etc., JIMMA 32, 1021.
12. W. Hofmann, JIMMA 6, 52.
13. E. Griffiths, etc., J. Inst. Metals, 1928, v. 39, p. 337.
14. W. Hofmann, JIMMA 19, 355.
15. C. Changarnier, etc., JIMMA 22, 290.
16. A. Chitty, JIMMA 25, 147.
17. V. B. Ghate, etc., JIMMA 29, 823.
18. /. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), etc., JIMMA 30, 499.
19. W. Rosenhain, etc., JIM 3, 280.
20. H. Bohner, JIMMA 1, 562.
21. S. Af. Voronov (С. М. Воронов), etc., JIMMA 4, 598.
22. /. A. Kies, etc., JIMMA 6, 495; 7, 9.
23. /. A. Nock, Jr., etc., JIMMA 29, 683.
24. D. L. Robinson, etc., Met A 5, 140575.
25. L. D. Kharitonova (Л. Д. Харитонова), JIMMA 28, 232.
25b. O. A. Setyukov (О. А. Сетюков), etc., Met A 6, 110339.
26. E. Wilson, JIM 35, 533; 37, 486.
27. E. M. Hewlett, etc., JIM 32, 629.
28. У. Af. Vaynblat (Ю. М. Вайнблат), etc., MA 2, 649.
29. T. Amitami, JIMMA 28, 417.
30. /. 5. Kirkaldy, Met A 3, 130892.
31. K. Kusumoto, etc., JIMMA 23, 878.
32. M. E. Drits (M. E. Дриц), etc., MA 2, 161.
33. S. Matsuo, Met A 4, 140017, 140449.
34. N. 1. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
35. A. F. Polesya (А. Ф. Полеся), etc., Met A 1, 120648, 150606.
Al - Cu - Mo
В этой системе, по данным работ [1, 2], не образуются тройные соедине-
соединения, и в равновесии с фазой СиА12 находится соединение МоАЬг. Вместе с тем
молибден, подобно железу или никелю, уменьшает эффект упрочнения при ста-
старении сплава с 4% Си, что указывает на образование тройного соединения
[1, 2]. Согласно данным работ [1, 2], добавка 1% Мо к сплавам системы А1—
Си улучшает механические свойства но это заключение неубедительно. Анало-
Аналогичный разброс результатов, полученный авторами работы [3], указывает, по
258

60
Рис. 91. Алюминиевый угол диаграммы А1—Си—Ni:
а — проекция поверхности ликвидус [1—31; б — распределение фазовых областей в твер-
твердом состоянии при 527°С [5-8]
Т Зак. 218
259

Таблица 24
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ А1—Cu-Ni,
БОГАТЫХ АЛЮМИНИЕМ
реак-
рис.
Точки
ций на
91, а
1
2
3
4
б
Реакция
Ж->А1+СиА12
>K->Al+CuAl2+Cu4NiAl7
Ж+№2А13-А1+Си4№А17
>K+NiAl3-*Al+CuNiAl3
Ж->А1+№А1з
t, °с
J
548
546
590
630
640
Содержание элеме
I
Си
33,2
32,5
22
16
Ni
0,9
2
4
6
и
Си
5,65
5,3
33
1
Ni
0,02
25
42
0,04
Примечание. I—IV — порядковый номер фаз в реакциях.
их мнению, на слабое влияние или отсутствие влияния молибдена на свой-
свойства. Этот paaopoic, одиако, может быть результатом ликвации по -плотно-
-плотности, так что некоторые образцы могли не содержать молибден.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. Roengten, etc., JIM 53, 694; JIMMA
2. W. Koch, etc., JIMMA 2, 569.
3. H. Reinmann, JIM 28, 588.
169.
Al - Cu - Ni
В этой системе имеются: фаза Cu4NiAl7, находящаяся в равновесии с
алюминиевым твердым раствором, и соединение NiaAl^, в котором часть нике-
никеля может замещаться медью. Алюминиевый угол диаграммы А1—Си—Ni при-
приведен «а рис. 91,а [1—3], нонвариантные реакции — >в табл. 24. Тройная эв-
эвтектика носит аномальный характер с СиА12 в качестве «матрицы» и вклю-
включениями двух других фаз [4]. Сведения о свойствах ,и термической стабиль-
стабильности эвтектики 'приведены в работе [4Ь].
Растворимость меди в твердом алюминии при 427, 527°С и *пл приведена
ниже, %:
Фазовая область 427°С 527°С
Al + NiAl3 + NiaAl8 1,2 1,5
Al + Ni2Al3+Cu4NiAl7 1,5 3,3
Al + Cu4NiAl7+CuAl2 1,9 3,8
1,7E54)
4,35 E61)
5,3E47)
Никель обладает очень низкой растворимостью даже при предельно высо-
высоких температурах [7].
Тройная фаза имеет область гомогенности, причем структура фазы меня-
меняется в зависимости от состава. Фаза обладает упорядоченной ромбоэдриче-
ромбоэдрической 'решеткой (пространственная группа i?32, R3m, или ЯЪт, 12 атомов в
элементарной ячейке), причем число ячеек в решетке меняется в зависимости
о
от состава. Основная ячейка имеет параметр а=13,5 А и а=17э27/ или а =
о о
= 4,119-4-4,101 А и с=5,025-г-4,970 А, если ее рассматривать как гексагональ-
гексагональную. Детальные сведения приведены в работе [8]. По данным анализов, фаза
содержит 47—50,6% Си и 12,1—12,5% Ni [9, 10], что близко к формуле
CuNiAl7 E0,7% Си и 11,8% Ni) и лучше ©сего отвечает установленной струк-
структуре элементарной ячейки i[ll]. Для обозначения фазы часто используют фор-
формулу Cu3NiAl6 D6,5% Си и 14,2% Ni) [5, 11], а также Cu2NiAl7 C9,6% Си
260

нтов, %, в фазах
III
Си
52,2
52,0
3,5
U
Ni
0,5
0,0л:
0,0л:
42
IV
Си
46
42
23
Ni
11
16
45
и 18,2% Ni) [12], Cu2NiAl3 D7,8% Си и 22,2%
Ni) [13] и Cu3NiAl9 C8,7% Си и 11,9% Ni)
[1]. Твердость по Викксрсу фазы Cu^iAl? со-
составляет порядка 10000 МН/м2 [7].
Фаза Ni2Als, область гомогенности которой
в тройной системе расширяется вплоть до кон-
концентрации, отвечающей формуле CuNiAb
C1,2% Си и 29,9% Ni), имеет гексагональную
решетку (пространственная группа P3ml, 5 ато-
атомов в элементарной ячейке). В двойных спла-
сплавах параметры решетки этой фазы составляют
а=4,036 А и с=4,90 А [5]. Сведения о фазах,
более богатых медью и никелем, приведены в
работах [5, 6].
Фазовый состав сплавов, богатых алюми-
алюминием, полученных в неравновесных условиях
путем литья в кокиль, мало отличается от,рав-
от,равновесного состояния [14]. Изучены теплоты об-
образования химических соединений [15], ликвация в макрообъемах [16] и
направленная кристаллизация эвтектики [16Ь].
Параметр решетки твердого раствора определяется концентрацией меди,
растворенной в матрице; никель мало влияет на параметр [7]. Коэффициент
линейного расширения тройных сплавов ниже, чем алюминия или сплавов
системы А1—Си, но выше, чем сплавов системы А1—Ni при соответствующих
концентрациях [17]. При 327°С ав возрастает от 100 до 200 МН/м2, а б умень-
уменьшается от 50 до 8% при изменении содержания фазы Cu4NiAl7 в сплаве от 10
до 32%. Время до разрушения сплавов с 25—32% фазы Cu4NiAl7> испытанных
на ползучесть при 297^С под нагрузкой 40 МН/м2, составляет 40 ч [18]. Ни-
Никель 'понижает скорость диффузии меди в алюминии, а также благодаря об-
образованию фазы Cu4NiAl7 уменьшает интенсивность упрочнения при старении
и скорость собирательной рекристаллизации [19, 20]. Добавка никеля не-
несколько измельчает литое зерно сплавов системы А1—Си, причем этот эффект
сохраняется после деформации и термической обработки [21].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1.
2.
3.
4.
4Ь.
5.
6.
7.
8.
9.
10.
11.
12.
13.
14.
15.
16.
16Ь
17.
18.
19.
20.
21.
Н. Nishimura, JIM 41, 437.
A. Rapp, JIMMA 7, 237, 344; 9, 237.
К. Е. Bingham, etc., Ргос. Roy. Soc. London, 1921, 99A, 47; J. Inst. Metals 1923
29, 71.
H. Spengler, JIMMA 28, 213.
/. Miura, etc., Met A 6, 311981.
A. J. Bradley, etc., JIMMA 4, 507; 5, 576.
W. Koster, etc., JIMMA 16, 477.
Hanemann, 1952.
5. 5. Lu, etc., Scientia Sinica, 1957, 6, 431; Acta Phys. Sinica, 1957, 13. 2, 150.
G. V. Raynor, etc., J. Inst. Metals, 1957/58, v. 86, p. 135.
R. Kowatschewa, etc., Met A 6, 230624.
M. G. Bown, JIMMA 24, 634; 25, 611.
M. Bosshard, JIMMA 2, 511.
O. Quadrat, etc., JIMMA 3, 504.
L. Silvagni, etc., CA 36, 2827.
W. Oelsen, CA 31, 7819.
R. Mechrabian, etc., Met A 3, 120591.
M. D. Rinaldi, etc., Met A 6, 120201.
L. W. Kempf, JIM 53, 181.
B. К. Vulf, etc., JIMMA 28, 340.
Л. Z. Zhmudsky (A. 3. Жмудский), etc., JIMMA 26, 391.
D. I. Lainer (Д. И. Лайнер), etc., MA 1, 1030.
A. Z. Zhmudsky (A. 3. Жмудский), etc., MA 2, 326.
261

Al — Си — О
Соединение AlCuO2 имеет ромбоэдрическую решетку с параметром а==
о
= 5,896 А; а=28°1' (пространственная группа, по-видимому, ЦЪт, 4 атома в
элементарной ячейке); у=4,897-4-5,1 г/см3. Если решетку рассматривать как
о о
гексагональную, ее (параметрами будут а=2,87 А и с= 16,98 А [1].
Маловероятно, чтобы это соединение имелось в сплавах, богатых алюми-
алюминием. Как правило, >при введении окисленной меди в алюминий происходит
бурная реакция полного восстановления окиси меди и образование А12Оа.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Hahn, etc., Z. Anorg. Chem., 1955, v. 279, p. 281.
Al — Cu — Pb
В этой системе имеется широкая область расслоения в жидком состоянии
от стороны А1—РЬ до стороны Си—РЬ. Область занимает большую часть кон-
концентрационного треугольника [1—4]. В зоне расслоения медь концентрирует-
концентрируется преимущественно в жидкости, богатой алюминием; три 727°С практически
вся медь находится в верхнем слое [4]. При концентрации примерно 33% Си
и 0,5% РЬ E47°С) происходит монотектическое превращение Жа1-^А1-{-
+СиА12+Жрь [1—3]. В области, богатой свинцом, имеется тройное эвтектичес-
эвтектическое превращение Ж—^А^СиАЬ-ЬРЬ, причем состав эвтектики очень близок к
чистому свинцу, а температура превращения — к температуре плавления свин-
свинца. Эвтектика носит полностью вырожденный характер [5]. Добавка свинца
мало влияет (на растворимость меди в алюминии в твердом состоянии [1], а
растворимость свинца в алюминии, как и в двойной системе, очень незначи-
незначительна.
Свинец резко уменьшает поверхностное натяжение сплавов системы А1—
Си на границе раздела жидкость — газ [6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. L. W. Kempf, etc., JIMMA 6, 44, 350.
2. W. Claus, etc., JIMMA 7, 153.
3. Hanemann, 1952.
4. G. Tammann, etc., CA 18, 3520.
Ъ. H. Spengler, JIMMA 28, 213.
6. L Kubichek, JIMMA 27, 629.
Al — Cu — Pr
Изучены магнитные свойства и структура соединения Рго,зззСио>1А1о,5бб
[1]. Наиболее вероятно, что это соединение представляет собой фазу РгА12
(которая не >может находиться в равновесии с алюминиевым твердым раст-
раствором), где часть алюминия замещается медью.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. Oesterreicher, Met A 5, 331604.
Al — Си — Sb
В этой системе имеется квазибинариый разрез CuAl2—AlSb (с эвтекти-
эвтектикой). При 545°С происходит эвтектическая реакция )K->Al+CuAl2+SbAl.
Эвтектика содержит примерно 34,5% Си и 1% Sb [1, 2]; по нашему мнению,
концентрация сурьмы, вероятно, более низкая. Сурьма не влияет на раствори-
растворимость меди в алюминии в твердом состоянии. Растворимость сурьмы очень
262

мала даже в двойных сплавах. В твердом состоянии в равновесии с алюми-
алюминиевым твердым раствором находятся фазы SbAl и СиА12.
Сурьма уменьшает поверхностное натяжение сплавов системы А1—Си на
границе раздела жидкость — газ [3].
Диффузия меди в соединении алюминий — сурьма описывается констан-
константами А, = 3,5- Ю-3 ом2/с и Q = 0,36 эВ [4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. Matsukawa, JIM 41, 435.
2. М. I. Zamotorin (M. И. Замоторин), etc., JIMMA 8, 293.
3. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
4. R. H. Weiber, etc., JIMMA 28, 215.
Al — Cu — Si
В этой системе не образуются тройные соединения. В равновесии с алю-
алюминиевым твердым раствором находятся фазы СиА12 и Si. Тройное эзтектиче-
ское превращение )K->Al+CuAi2+Si происходит, по разным данным, при
520—525°С; эвтектика содержит 26—31% Си >и 5—6,3% Si (наиболее вероят-
вероятны 27% Си и 5% Si и температура плавления 525°С) [1—8]. Изучены свой-
свойства и термическая стабильность эвтектики .[9]. Проекция поверхности ликви-
ликвидус доказана на рис. 92,а. В большинстве сплавов, богатых алюминием, в рав-
равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся фазы СиА12 и Si.
Трехфазная область сужается при уменьшении температуры (рис. 92,6) [7,
8, 10, 11]. Растворимость меди в кремнии и кремния в соединении СиА12, по
видимому, пренебрежимо мала. Кристаллизация в неравновесных условиях,
даже закалка из жидкого состояния, мало влияет на структуру.
Термический коэффициент линейного расширения алюминия незначительно
уменьшается три введении меди, кремний вызывает несколько больший эф-
эффект, а тройные сплавы имеют промежуточное значение [12]. Жидкотеку-
честь сплавов системы А1—Си значительно возрастает при легировании крем-
кремнием: добавка 5% Si к сплаву с 4% Си приводит к повышению этой харак-
характеристики на 20% {13]. Теплопроводность сплавов системы А1—Си—Si мало
отличается от теплопроводности других алюминиевых сплавов и составляет
порядка 2-Ю-2 Вт/(м-К) [14].
Механические свойства сплавов, особенно термически упрочняемых, за-
зависят главным образом от содержания меди. При концентрации меди и крем-
кремния порядка 3—5% предел прочности отливок может достигать 200—250 МН/
/м2 при 8 = 1-^3% [15]. Модуль упругости зависит от содержания кремния
[16].
При введении меди улучшаются литейные свойства сплавов системы А1—
Si [17], а способность к механической обработке ухудшается [18]. Уменьше-
Уменьшение легирования усиливает процесс образования столбчатой структуры при
кристаллизации сплавов системы А1—Си—Si. По мере увеличения отношения
концентраций Si:Cu при любом суммарном содержании компонентов увеличи-
увеличивается размер дендритов и уменьшается расстояние между ветвями дендрита
[19]. Добавка меди приводит к уменьшению размера колоний в эвтектических
сплавах системы Al—Si [20]. Величина усадки сплавов системы Al—Cu—Si
при литье и сварке существенно зависит от химического состава; она макси-
максимальна в сплавах, отвечающих предельной растворимости в твердом состоянии,
когда образуется минимальное количество эвтектики. Увеличение легирова-
легирования вызывает уменьшение усадки до пренебрежимо малого значения для спла-
сплавов, точки концентраций которых находятся за линией, соединяющей концент-
концентрации сплавов А1+9ч-10% Си и Al+3-=-4% Si [21, 22].
При пластической деформации в твердо-жидком состоянии твердые части-
частицы перемещаются <в жидкой фазе. Величина деформации существенно зависит
от структуры сплава [23]. Добавка меди совместно с кремнием замедляет
рекристаллизацию алюминия, подвергнутого очистке зонной плавкой [24].
дремнии увеличивает плотность дислокационных петель в сплавах системы
263

Al—Си [25], ускоряет упрочнение при старении и в то же время приводит к
увеличению прочности, особенно сплавов с низким содержанием меди [26].
Характер выделения кремния меняется в присутствии небольшого количества
меди в твердом растворе, при этом образуются частицы преимущественно
сферической, а не пластинчатой формы, как в двойных сплавах [27]. Добавка
бария, кальция, церия, цезия, галлия, калия, лантана, натрия, рубидия, строн-
стронция и иттрия существенно не влияет на свойства и кинетику упрочнения при
старении |28J
40
Си , %
Рис. 92. Алюминиевый угол диаграммы Al—-Cu—Si:
а — проекция поверхности ликвидус; б — положение вершины трехфазного треугольника
Al+CuAl2+Si при различных температурах
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Wetzel, JIM 31, 409.
2. A. G. С. Gweyr, etc., J. Inst. Metals, 1928, v. 40, p. 297
3. G. G. Urazpv (Г. Г. У разов), etc., JIM 43, 447; 50, 661.
4. K. Matsuyama, JIMMA 2, 7.
5. C. Hisatsume, JIMMA 3, 453; 5, 771.
6. D. A. Petrov (Д. А. Петров), etc., JIMMA 19, 274.
7. Hanemann, 1952.
8. H. W. L. Phillips, JIMMA 21, 122; Inst. Metal Monograph 25, 1959.
9. /. Miura, etc., Met A 6, 311981.
10. H. Wiehr, JIMMA 10, 313.
11. /. L. Axon, JIMMA 20, 331.
12. F. Bollenrath, etc., JIMMA 16, 475.
13. L. Losana, JIM 38, 402.
264

14 W. Bungardt, etc., JIMMA 18, 503; 20, 129.
15" F. Bollenrath, etc., JIMMA 15, 396.
16. C. Mascre, etc., JIMMA 26, 1021.
17. H. Bauer, etc., JIMMA 5, 576.
18. R. S. Archer, etc., AIME Tr., 1925, 71,,828.
19. M. lbaraki, etc., Met A 1, 120224; 2, 121311.
20. G. L. Powell, etc., Met A 4 121701.
211. P H Jennings, etc., JIMMA 16, 700.
22. G. Bracale, Met A 3, 510121. 1ШМД «« 701
23 / /. Novikov (И. И. Новиков), etc., JIMMA 31, 701.
24.' /. С Blade, JIMMA 28, 499.
25. M. E. Gulden, etc., Met A 1, 130905.
26. A. Chitty, JIMMA 25, 147.
27. A. T. Stewart, etc., Met A 3, 140166.
28. W. Kroll, JIM 36, 432; 53, 12.
Al — Cu — Sn
В сплавах этой системы, богатых алюминием, тройные соединения не об-
образуются. В равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся Ui a 2
и Sn Граница области расслоения в жидком состоянии проходит за центром
концентрационного треугольника .[1-4]. При 52ГС происходит превращение
ЖА1->А1+СиА12+Ж8гГ нонвариантная точка отвечает концентрации примерно
20% Си и 25% Sn (ГЗ, 4]. В области, богатой оловом, имеется тройное эвтек-
эвтектическое превращение >K->Al+Sn+Cu6Sn5 при 228°С [41; эвтектика содер-
содержи!видимому 0,5о/о Си и 99„0о/0 Sn ([3, 5, 6]. На рис. 93 показаны возмож-
возможные варианты проекции поверхности ликвидус и распределения фазовых об-
областей в твердом состоянии. Добавка олова уменьшает растворимость меди
в алюминии в твердом состоянии [4, 6Ь].
Sn, %
Рис. 93. Часть диаграммы Al—Cu—Sn, прилегающая к стороне Al—Sn. Жирные линии —
проекция поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей в твердом
состоянии при 227°С; в рамках — первичные фазы; ОР — область расслоения
Легирование оловом снижает поверхностное натяжение сплавов системы
А1—Си на границе раздела жидкость — газ [7] и на границе жидкость —
твердая фаза до величины» составляющей менее половины поверхностного на-
натяжения на границе раздела твердая фаза — твердая фаза [8]. Добавка меди
устраняет образование матовой пленки на алюминии, содержащем 0,01 —
0,03% Sn, которая возникает из-за сегрегации олова на поверхности [9]. Вве-
Введение олова уменьшает предел усталости сплавов системы А1—Си [10].
Малые добавки олова @,05—0,10% Sn) влияют на упрочнение при.ста-
рении сплавов системы А1—Си. Хотя максимальная твердость, количество
тепла, выделяемого при старении, и максимальные значения механических
свойств сплавов Al—Cu—Sn такие же, как и двойных сплавов [11, 12], вве-
введение олова замедляет формирование зон ГП, подавляет образование перво-
первого максимума на изотерме твердости и приводит к увеличению второго макси-
максимума [4, 13—16]. Этот эффект обычно приписывают высокой энергии связи
265

между атомами олова и вакансиями, а согласно данным работы [6Ь], он
объясняется уменьшением растворимости меди в присутствии олова. Медь не
влияет на выделение олова в сплавах системы Al—Sn [14].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. J. И. Andrew, etc., JIM 2, 315.
2. Т. Sato, etc., Nippon Kinzoku Gakkai Shi, 1944, v. 8, p. 14.
3. Y. Hosoi, JIMMA 22, 1150.
4. T. Morinaga, etc., JIMMA 22, 1150; 23, 281, 626.
5. Af. Goto, etc., JIM 36, 433.
6. M. I. Zamotorin (M. И. Замоторин), JIMMA 4, 230.
6b. H. Suzuki, etc., Met A 6, 140459, 140277.
7. L. Kubicheck, JIMMA, 629.
8. J. A. Bail-ey, etc., MA 2, 1329.
9. H. M. Cohen, JIMMA 28, 779.
10. F. Gatto, JIMMA 26, 599.
И. H. К. Hardy, JIMMA 21, 603.
12. /. /. Polmear, etc., JIMMA 22, 923.
13. T. Izawa, etc., JIMMA 22, 752.
14. /. M. Silcock, etc., JIMMA 23, 111.
15. H. Kimura, etc., JIMMA 29, 882; 31, 474.
16. B. Noble, Met A 1, 140204.
Al — Cu — Ti
В этой системе образуется несколько тройных соединений [1], однако в
области, богатой алюминием, сосуществуют только фазы Al, CuAl2 и TiAb. fle-
ритектическое превращение Ж+Т1А13-^А1+СиА12 происходит при 552°С
(перитектика содержит примерно 0,1% Ti и 32—33% Си).
В сплавах, богатых алюминием, в равновесии с алюминиевым твердым ра-
раствором в твердом состоянии находятся фазы СиА12 и TiAi3. Титан мало вли-
влияет на растворимость меди в алюминии в твердом состоянии [2, 3].
Подобно двойной системе минимальную усадку при кристаллизации C%)
имеют тройные сплавы, содержащие около 0,4% Ti. Жидкотекучесть сплава с
4% Си уменьшается примерно на 20% при введении 1,7% Ti [5], но сплав с
0,4% Ti имеет такую же жидкотекучесть, как чистый алюминий [7]. Эффект
улучшения жидкотекучести обусловлен измельчением зерна, поэтому сущест-
существенно зависит от технологии литья [8]. Добавка титана повышает температуру
рекристаллизации сплавов системы А1—Си: введение 0„44% Ti в сплав с
4% Си увеличивает эту температуру примерно «а 50°С [9]. Титан замедляет
образование зон ГП и ускоряет формирование 0'-фазы при старении сплавов
системы А1—Си [10, 11], но по сравнению с оловом и кадмием влияние тита-
титана очень ограниченно [12].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Schubert, etc., JIMMA 32, 1021.
2. Н. Nishimura, etc., JIMMA 4, 182.
3. P. Virdis, etc., Met A 4, 110779.
4. H. Itnai, etc., JIMMA 23, 483, 583.
5. Af. С Fleming, etc., JIMMA 29, 903, 1013.
6. K. Hori, JIMMA 23, 681.
7. W. E. Sicha, etc., JIMMA, 159.
8. H. Bohner, JIMMA 1, 562.
9. 5. Kugasa, JIMMA 25, 854.
10. A. K. Chtterjee, etc., JIMMA 26, 1023.
И. Y. Murakami, etc., JIMMA 32, 793.
12. H. K. Hardy, JIMMA 18, 163.
Al - Cu - V
В этой системе, вероятно, ло перитектической реакции образуется трой-
тройное соединение. Благодаря этом} ?«80 ГН/м2 при содержании 7% Си и
1% V .[1]. Механические свойства сплава с 6,2% Си мало изменяются при
введении 0,5% V, лишь несколько уменьшается предел текучести [2]. Ванадий
измельчает зерно, что усиливает эффект термической обработки [3].
266

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80.
2. Н. Bohner, JIMMA 1, 562.
3. Anon, JIM 50, 472.
Al
Cu - W
Соединение содержащее вольфрам (возможно, тройная фаза AlCuW или,
что более вероятно, WAli2), вместе с алюминиевым твердым раствором и фа-
фазой СиА12 образует тройную эвтектику. Добавка вольфрама повышает тем-
температуру ликвидус, «о .не влияет на прочность сплавов системы А1—Си в тер-
термически обработанном и необработанном состояниях i[l].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. R. Whit more, etc., JIM 34, 419.
Al — Си — Zn
Поле первичной кристаллизации алюминиевого твердого раствора зани-
занимает широкую концентрационную область этой системы. На линии монова-
моновариантного превращения, идущей от двойной эвтектики А1+СиА12 в область,
богатую цинком, имеются четыре нонвариантные точки [1—11] (табл. 25).
Таблица 25
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В ЧАСТИ ДИАГРАММЫ Al-Cu-Zn,
ПРИЛЕГАЮЩЕЙ К СТОРОНЕ Al—Zn
* ,;
S?
схл
sr« .
О S —h
;
2
5
6
7
8
Реакция
Ж-*А1+СиА12
Ж+Al-^ZnAl
Ж-^ZnAl+Zn
ж+Сигп5->гп
Ж+СиА12-^А1+
Г+[8]^
+CuZ^ [8]
+ZnAp
Ж—>-Zn A1 -р- Си Z п5 -1-
+Zn [11]
Содержание элементов, %, в фазах
I
Си
33,0
—
1 7
15'
10,5
6 (?)
3,71
Zn
_
-86
95
98,3
60
74
84 (?)
89,3
I
Си
5,7
—
—
12,5
52
55,5
1,5
I
Zn
_
-70
82,2
87,5
2
14
78,1
in
Си
52,5
—
—
2,7
1,5
1,8
15,5
Zn
_
71,6
99
97,3
65
п
83,3
IV
Си
_
—
—
55
23
2,75
Zn
_
—
13
72
96
t, °с
548
443
382
424
420
396
379,5
Примечание. I—IV — порядковый номер фаз в реакциях.
Тройная фаза Т имеет область гомогенности в интервале концентраций
56—58% Си и 10—30% Zn [8]. Сообщается о двух разных структурах этой
фазы — Т и Т\ однако двухфазная область не обнаружена. Структура фа-
фазы |Пр>и относительно большой концентрации алюминия очень близка, к соеди-
соединению Cu4NiAl7. Поэтому можно предположить, что, как и в сплавах системы
А1—Си—Ni, структура тройной фазы более или менее непрерывно меняется
при изменении химического состава, причем Г и Г' служат структурами спла-
сплавов экстремальных составов. Структуру Т имеют композиции, точки концент-
концентрации которых расположены ближе к стороне Си—Zn. Состав фазы близко
267

отвечает формуле CU5Z112AI3 F0,1% Си и 24,7% Zn). Фаза имеет кубическую
решетку (пространственная группа РтЪт, 2 атома в элементарной ячейке)
со слабым упорядочением ло типу CsCl. Параметр основной элементарной
о о
ячейки меняется от а=2,91 А при 57% Си и 10% Zn до а = 2,94 А при 57%
Си и 25% Zn [8]. Структура Т\ которая формируется при большей концентра-
концентрации алюминия, по-видимому, отвечает формуле Cu3ZnAl3E6,7% Си и 19,2%
Zn). Соединение имеет искаженную о. ц. к. решетку; наблюдаются сильные
сверхструктурные линии решетки типа CsCl; HV 6500 МН/м2 [12]. Диффузия
цинка «в эвтектику А1+СиА12 приводит к образованию фазы Т [12Ь]. В соеди-
соединении CuZn5 G8—87% Zn) может растворяться до 5% А1. Если эта фаза не
содержит алюминия, а концентрация цинка составляет 82%, она имеет гекса-
гексагональную плотноупакованную решетку (пространственная группа Рбв/ттс) с
параметрами а = 2,74 Аи с = 4,29 А [13]; HV 1500 МН/м2 [12].
В фазе СиА12 растворяется до 2—3% Zn, при этом ее свойства и параметр
решетки мало меняются. При температуре плавления эвтектики C79°С) в твер-
твердом растворе «а основе цинка находится до 1,25% А1 и 2,75% Си [8]. Раст-
Растворимость меди в соединении ZnAl при 360°С должна составлять порядка
1,5% [8]. Характер распределения фазовых областей в твердом состоянии
AL
20
40 60
Zn;%
80 2 I 5 \ Zn
ZnAl Zn
60
Al
20
Zn,%
60 \ 80 I Zn
Al+ZnAl ZnAl+Zn
Рис. 94. Область диаграммы Al — Си — Zn, прилегающая к стороне Al — Zn:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 377°С
268

усложняется присутствием двух алюминиевых твердых растворов (см. систему
А1—Zn). На рис 94,6 показано возможное распределение фазовых областей
при 377°С.
В твердом алюминии при различной температуре растворяется следующее
количество Си и Zn:
t °r 427 377 352 327 277 227
Си % ' '. 2,7 1,8 1,5 1,3 0,7 0,45
Zn,' % " .' ' .'".".I.. 70 47 43 29 14 6
Растворимость меди в алюминии возрастает при введении цинка [14].
Так, при 457°С и 0% Zn растворимость меди составляет 2,8%,, а при 9% ^п
3,6%. Введение меди замедляет эвтектоидное превращение ZnAl->Al+Zn
[6 15]. Добавка цинка уменьшает скорость диффузии меди в алюминии
[16,17]. Л1 п
Цинк мало влияет на упрочнение при старении сплавов системы А1—^и
[3, 16, 18—21]. Добавка меди замедляет процесс выделения >в сплавах систе-
системы А1—Zn (см. систему А1—Zn). Свойства сплавов системы А1—Си—Zn при-
приведены в ч. II.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. J. L. Haughton, etc., JIM 26, 532; 28, 645.
2. D. Hanson, etc., CA 20, 569.
3. H. Nishimura, JIM 40, 497; 41, 438; 43, 447.
4. M. Hamasumi, etc., JIM 43, 447.
5. H. Burkhardt, JIMMA 3, 520.
6. E. Gebhardt, JIMMA 9, 274, 276; 10, 139, 244.
7. K. Lohberg, JIMMA 10, 319.
8. W. Koster, etc., JIMMA 9, 272, 273; 10, 244.
9. E. Gebhardt, JIMMA 17, 428.
10. H. Watanade, JIMMA 25, 909.
11. E. Weisse, etc., JIMMA 10, 244.
12. Hanemann, 1952.
12b. M. R. Jackson, etc., Met A 6, 130976.
13. Pearson, 1.
14. D. J. Strawbridge, etc., J. Inst. Metals, 1947/1948, v. 74. p. 191.
15. M. L. Fuller, etc., JIMMA 2, 13, 681; 3, 38.
16. V, I. Arkharov (В. И. Архаров), etc., JIMMA 21, 781; 24, 773; 27, 375, 376, 647.
17. /. 5. Kirkaldy, Met A 3, 130892.
18. N. N. Buinov (H. H. Буйное), etc., JIMMA 26, 314.
19. L. D. Kharitonova (Л. Д. Харитонова), JIMMA 28, 232.
20. O. D. Shashkov (О. Д. Шашков), etc., JIMMA 31, 929.
21. Y. Baba, MA 2, 1365.
Al — Cu — Zr
В этой системе образуется несколько тройных соединений, но в равнове-
равновесии с алюминиевым твердым раствором в сплавах, богатых алюминием, мо-
могут находиться только фазы СиА12 и ZrAl3 i[l, 2].
Медь приводит к уменьшению толщины зоны, пересыщенной цирконием,
в отливках, отлитых в кокиль, и усиливает эффект упрочнения, обусловлен-
обусловленный выделением циркония в процессе нагрева при 427°С [3]. Добавка цирко-
циркония существенно повышает предел ползучести [4] и температуру рекристалли-
рекристаллизации [5] сплавов системы А1—Си. Судя по характеру упрочнения, цирконий
замедляет старение с образованием зон ГП и ускоряет формирование б'-фа-
зы [6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 1, 110113
2. V. У. Markiv (В. Я. Маркие), etc., Met A 4, 110335.
3. R. Ichikawa, etc., Met A 4, 140164.
4. G. Screw, etc., Met A 4, 311256.
5. S. Kugasa, JIMMA 26, 675.
6. Y. Mur.kami, etc., JIMMA 32, 793.
269

Al — Dy — Fe, Al — Er — Fe
В системах Al—Dy—Fe [1] и Al—Er—Fe [2] образуется несколько трой-
тройных соединений, аналогичных системам Al—Fe с церием, лантаном, неодимом
и иттрием. Как и в этих системах, в равновесии с алюминиевым твердым ра-
раствором и фазами FeAl3, DyAl3 (или ЕгА13) находится только соединение
DyFe2Al10, содержащее 29,7% Dy и 20,7% Fe (или ErFe2All0, содержащее
30,2% Ег и 20,5% Fe). Все остальные фазы обнаружены только в тех спла-
сплавах, где алюминиевый твердый раствор отсутствует.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. /. Vivchar (О. И. Вивчар), etc., CA 79, 69467f;
2. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 7, 110133.
Al — Dy + Er, Gd, Ho, Sc, Tb, Y; Al — Er + Gd, Ho, Sc,
Tb, Y; Al - Gd + Ho, Sc, Tb, Th, Y; Al - Ho + Sc, Tb, Y;
Al — Sc + Tb, Y; Al — Tb — Y
Изучены тройные соединения, найденные на линиях, соединяющих точки
концентрации фаз типа #А13, где R — редкоземельный элемент [1]. Обнару-
Обнаружены структуры пяти различных видов (табл. 26): Л — ромбоэдрическая
(пространственная группа R3m, 36 атомов в элементарной ячейке, если рас-
Gd %
Рис. 95. Распределение фазовых областей в твердом состоянии в алюминиевом углу
диаграммы Al—Er—Gd
270

Таблица 26
СТРУКТУРА СОЕДИНЕНИЙ ТИПА RAU
Система
А1—Dy—Ег
Al -Dy—Gd
Al-Dy-Ho
Al—Dy—Sc
Al—Dy—Tb
Al-Dy-Y
Al— Er—Gd
Al—Er—Ho
Al—Er—Sc
Al-Er-Tb
Al-Er-Y
Al—Gd—Ho
Al—Gd—Sc
Al-Gd-Tb
Al—Gd—Y
/VI—Ho—Sc
Концентрация, %
2
0— 90 ErAl3
93—100 ErAl3
0— 2 GdAl3
10— 46 GdAl3
55—100 GdAl3
0—100 HoAl8
0— 30 ScAl3
40—100 ScAlg
0— 13 TbAl3
78—100 TbAl3
0— 10 YAI3
20—100 YAI3
0— 1 GdAl3
5— 14 GdAl3
20— 40 GdAl3
45— 60 GdAl3
72—100 GdAl3
0— 4 HoAl3
15—100 HoAl3
0—100 ScAl3
0— 2 TbAl3
7_ 40 TbAl3
45_ 64 TbAlg
68—100 TbAlg
0— 2 YA13
5— 35 YAlg
40— 55 YAlg
60—100 YA13
0— 35 HoAl3
46— 70 HoAl3
77— 90 H0AI3
97—100 H0AI3
0— 2 ScAlg
85—100 ScAlg
0— 67 TbAlg
73—100 TbAlg
0— 88 YAlg
95—100 YAlg
0— 22 ScAlg
28—100 ScAl3
Вид струк-
структуры сое-
соединения
3
С
D
В
А
Е
С
В
С
D
В
А
В
А
D
С
В
А
Е
D
С
D
D
С
В
А
D
С
В
А
Е
А
В
С
Е
D
Е
А
Е
А
С
D
о
Параметр решетки, А
а
4
6,065—6,036
4,217—4,215
6,086—6,091
6,163—6,188
6,305—6,323
6,065—6,049
6,086—3,0,63
6,065-6,056
4,190—4,106
6,086—6,087
6,156—6,179
6,086—6,083
6,157—6,194
4,215
4,040—6,045
6,079—6,085
6,169—6,187
6,306—6,323
4,215—4,217
6,038—6,049
4,215—4,106
4,215—4,216
6,036—6,055
6,076—6,089
6,158—6,179
4,215
6,043—6,048
6,077—6,086
6,156—6,194
6,323—6,30,4
6,178—6,165
6,088—6,0а2
6,059—6,049
6,323—6,321
4,118—4,106
6,323—6,298
6,194—6,179
6,323—6,259
6,198—6,194
6,049—6,039
4,199—4,106
с
5
35,85—35,77
9,529—9,532
21,16—21,17
4,602—4,598
35„85—35,80
9,529—9,494*
35,85—задг*4-
9,529—9,535
21,15—21,17
9,529—9,529
21,15—21,14
35,78—35,80
9,51,9—9,509
21,17—21,16
4,602—4,598
35,63—35,80
35„75—35,80
9,517—9,531
21,14—21,17
35,78
9,512—9,530
21,13—21,14
4,598—4,603
21,17
9,5,29—9,517
35„82—35„8С
4,598
4,598—4,60^
21,16—21,1/
4,598—4,60^
21,14
35,80—33,7'
271

Продолжение табл. 2Ь
* При низкой температуре.
** При высокой температуре.
1
Al— Ho-Tb
А1—Но—Y
Al—Sc—Tb
Al—Sc—Y
Al—Tb—Y
2
0— 35 TbAl3
40— 51 TbAl3
57_Ю0 TbAl3
0— 30 YA13
35— 43 YA13
48—103 YAI3
0— 43 TbAl3
55— 85 TbAl3
90—100 TbAl3
0— 40 YAlg
50— 82 YAlg
87—100 YAlg
0—100 YAlg
3
С
В
A
с
в
А
D
В
А
D
В
А
А
4
6,049—6,064
6,084—6,087
6,157—6,179
6,049—6,064
6,083—6,084
6,150-6,194
4,106—4,196
6,060—6,084
6,168—6,179
4,106—4,168
6,053—6,077
6,173—6,194
6,179—6,194
5
35,80—35,83
9,523—9,536
21,15—21,17
35,80—35,82
9,523
21,12—21,14
9,480—9,526
21,17
9,480—9,508
21,14
21,17—21,14
сматривать структуру как гексагональную); В — гексагональная (простран-
(пространственная группа Рбз/mmc, 16 атомов в элементарной ячейке, причем отноше-
отношение с/а>1); С — ромбоэдрическая; D — кубическая (пространственная груп-
группа Р/лЗт, 4 атома в элементарной ячейке); Е — гексагональная (пространст-
(пространственная группа Рбз/mmc, 8 атомов в элементарной ячейке, отношение с/а<1).
Наиболее вероятно, что в равновесии <с алюминиевым твердым раствором
находятся только фазы типа RAU. По данным, приведенным в табл. 26, легко
построить распределение фазовых областей в тройных системах. На рис. 95
показана система А1—Ег—Gd. На диаграмме ириведены возможные формулы
тройных соединений.
Сведения о магнитных свойствах фазы GdAl2, содержащей торий и (или)
иттрий, имеются в работе [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. /. Zalutskaya (О. И. Залуцкал), etc., Met A 2, 110423, 110729.
2. W. Schafer, etc., Met A 6, 150153.
A! — Dy — Ge, Al — Er — Ge, Al — Eu — Ge,
Al—Gd—Ge, Al—Ge+Ho, Lu, Nd, Pr, Sm, Tb,
Tm, Yb
Все соединения, приведенные в табл. 27, имеют гексагональную решетку
(пространственная группа Р3/л1, 5 атомов в элементарной ячейке) [1]. Посколь-
Поскольку «зоморфные соединения CeGe2Al2, Ge2LaAl2 и Ge2YAl2 находятся в равно-
равновесии с алюминиевым твердым раствором, то и все остальные фазы, по-види-
по-видимому, также могут образовываться в сплавах, богатых алюминием (см. так-
также системы Al—Ce-nGe, Al—Ge—La, Al—Ge—Y).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 3, 110730.
272

Таблица 27
СОЕДИНЕНИЯ РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ С ГЕРМАНИЕМ И АЛЮМИНИЕМ
Соедине-
Соединение
CeGe2Al2
DyGe2Al2
ErGe2Al2
EuGe2Al2
GdGe2Al2
HoGe2Al3
LaGe2Al2
Содержание
элементов, %
РЗЭ
41,2
44,8
45,6
43,2
44,0
45,1
41,0
Ge
42,9
40,1
39,5
41,3
40,7
39,8
43,0
Параметр
решетки, А
а
4,271
4,209
4,184
4,220
4,248
4,196
4,284
с
6,947
6,667
6,662
7,310
6,714
6,668
7,001
Соедине-
Соединение
LuGe2Al2
NdGe2Al2
PrGe2Al2
SmGe2Al2
TbGe2Al2
TmGe2Al2
YbGe2Al2
YGe2Al2
Содержание
элементов, %
РЗЭ
46,2
42,0
41,4
42,9
44,4
45,9
46,5
30,9
Ge
38,7
42,2
42,5
41,5
40,6
39,3
39,8
50,4
Параметр
о
решетки, А
а
4,165
4,264
4,264
4,233
4,239
4,179
4,184
4,196
с
6,631
6,325
6,896
6,805
6,630
6,651
7,047
6,702
Al _ Dy - U
Судя ло немногочисленным опубликованным данным, в этой системе име-
имеются два тройных эвтектических превращения: Ж->А1+иА14+Оузи2А115 и
Ж->А1+ОуА1з+Оу3и2А115; оба они происходят примерно при 627°С. В твер-
твердом состоянии алюминиевый твердый раствор находится в равновесии с соеди-
соединениями UA14, Dy3U2Ali5 и DyAl3. В соединении UA14 вплоть до 20% U может
замещаться диспрозием, а в соединении DyAl3 до 14% Dy способно замещать-
замещаться ураном. Фаза Dy3U2Ali5 C5,5% Dy и 34,8% U) имеет гексагональную ре-
о о
шетку с параметрами а=6,05 А и с= 14,35 А. Узкая область гомогенности
этой фазы находится ориентировочно в интервале концентраций от 22% Dy и
50% U до 52% Dy и 20% U [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. Casteels, etc., Met A 1, 110188.
Al — Eu — La, Al — Gd — La
Изучены магнитные свойства соединений EuxLai-xAl2 и GdxLai-xAl2
[1—5]. Исходя из результатов исследований систем алюминия с другими
редкоземельными элементами, можно предположить, что эти фазы не обра-
образуются в сплавах, богатых алюминием.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. И. Mader, etc., Met A 2, 330064.
2. W. M. Swift, etc., Met A 4, 151740.
3. G. Kooppmann, etc., Met A 6, 150753.
4. D. E. MacLaughlin, etc., Met A 6, 151455.
5. D. Davidov (Д. Давыдов), etc., Met A 6, 331177.
Al - Fe + Hf, Nb, Sc
В этих системах образуются тройные соединения [1, 2]„ однако анализ
подобных диаграмм состояния показывает, что алюминиевый твердый раствор
находится в равновесии только с двойными соединениями.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. У. Markiv (В. Я. Маркие), etc., Met A 2, 121001; 3, 110728; 7; 1,10186
2. О. 5. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 4, 110182.
273

Al - Fe - Hg
В этой системе возможно существует соединение Fe6Hg3Al2 C3,9% Fe и
60,6% Hg), которое образуется путем растворения сплавов системы Al—Fe в
ртути [1]. Однако, по данным работы [2], при взаимодействии амальгамы же-
железа с алюминием образуется соединение Fe2Al7(FeAi3).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. S. Russel; etc., JIMMA 2, 341.
2. A. Meyer, JIMMA 19, 440.
Al — Fe — La
В этой системе образуется несколько интерметаллических соединений [1],
одно из которых, Fe2LaAli0 B1,7% Fe и 22,6% La), находится в равновесии
с алюминиевым твердым раствором. Оно изоморфно соединениям CeFe2Ali0 и
Fe2NdAli0 [2] и имеет объемноцентрированную тетрагональную структуру, по-
подобную фазе Fe4LaAl8 C8,7% Fe и 24,0% La). Кристаллическая решетка сое-
соединения Fe2LaAli0 (пространственная группа 14ттт, 26 атомов в элементар-
элементарен о
ной ячейке) имеет параметры а = 8,82 А и с = 5,19 А. Второй по мере убыва-
убывания концентрации алюминия служит фаза Fe2LaAl/ B5,6% Fe и 31,5% La).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 1, 110543.
2. О. /. Vivchar (О. И. Вивчар), etc., Met A 3, Щ0422.
Al — Fe — Mg
В этой системе тройные соединения не образуются (рис. 96). В равновесия
с алюминиевым твердым раствором находятся две двойные фазы FeAl3 и
Mg5Al8. При 450°С происходит тройное эвтектическое превращение Ж-*-А1+
+FeAl3+Mg5Al8; эвтектика скорее всего содержит 0,15% Fe и 33% Mg [1—4].
Она имеет полностью вырожденную структуру. Растворимость железа в фазе
Mg5Al8 и магния в фазе FeAl3 пренебрежимо мала [5, 6]. Растворимость же-
железа в алюминии в твердом состоянии, по-видимому, уменьшается при введе-
введении магния [1, 7]. Растворимость магния уменьшается при легировании желе-
железом: максимальная растворимость при температуре тройной эвтектики в при-
присутствии железа составляет 14,1% Mg, а >в двойной системе 17,4% Mg [2, 5].
Исследован (процесс выделения тепла при растворении сплавов системы А1 —
Fe в магнии [8].
Кристаллизация сплавов в неравновесных условиях в случае быстрого ох-
охлаждения резко усиливает тенденцию к вырождению эвтектики, так что круп-
крупные кристаллы фазы FeAl3 могут образовываться даже при низкой концентра-
концентрации железа. Кроме того, даже в сплавах, содержащих 2—3% Mg, появляется
соединение Mg5Al8 [7].
Добавка железа приводит к некоторому измельчению зерна в отливках из
сплава системы А1 — Mg [6]. Легирование железом ухудшает коррозионную
стойкость этих сплавов [9], но мало влияет на коррозию под напряжением и
расслаивающую коррозию [10]. Скорость диффузии магния в алюминии при
введении железа мало изменяется [И]. Уменьшение величины первичных кри-
кристаллов соединения FeAl3 при добавке магния {12] „ возможно, объясняется
тем, что магний способствует оседанию более крупных кристаллов в процессе
плавки.
274

20
JO
Mq;%
Рис. 96. Алюминиевый угол диаграммы Al—Fe—Mg:
a — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 452°С
(сплошные линии); пунктир — растворимость магния при 427 и 377°С
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. Fuss, Metallographie des Aluminiums und Seiner Legierungen, Berlin, 1934.
2. M. Barnick, etc., JIMMA 5, 576.
3. Mondolfo, 1943.
4. H. W. L. Philips, JIMMA 14, 249.
5. W. Hoffmann, JIMMA 6, 52.
6. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., MA 2, 808; Met A 2, 110139.
7. H. W. L. Philips, JIMMA 9, 347.
8. M. G. Oknov (M. Г. Окнов), etc., JIMMA 7, 16.
9. T. Ikeno, etc., Light Metals Tokyo, 1958, v. 8, p. 51.
10. F. C. Althof, etc., JIMMA 28, 55.
11. W. Bungardt, etc., Z. Metallkunde, 1940, Bd 32, s. 360.
12. A. Ruhenbeck, JIMMA 19, 177.
Al — Fe — Mn
В сплавах, богатых алюминием, присутствуют только двойные фазы FeAl3,
МпА16 я МпА14; тройные ооединения не образуются [1—4]. Однако железо мо-
может замещать марганец в фазе МпА16, состав которой при этом меняется до
FeMnAl12 A3,0% Fe и 14% Mn) [I—ЗЬ]. Марганец, по-видимому, стабилизи-
стабилизирует метастабильную фазу FeAl6 (см. систему Al — Fe), которая образует не-
непрерывный ряд твердых растворов с фазой МпА16. Результаты экспериментов
со сплавами, полученными путем кристаллизации с высокой скоростью охлаж-
охлаждения, .подтвердили такое предположение [5]. Этой фазе обычно приписыва-
приписывают формулу (FeMn)Al6. В области, богатой алюминием, происходят два нон-
вариантных -превращения: ?K+FeAl3+MnAl4-*(FeMn)Al6 при 727°С и Ж->
~>PeAl3+(FeMn)Al6+Al п,ри 654°С; нонвариантные точки отвечают содержа-
275

Рис. 97. Алюминиевый угол диаграммы Al—Fe—Мп:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 627°С
нию 2,5% Fe, 3,5% Мп и 1,7% Fe, 0,7% Мп соответственно [1, 4]. В твердом
состоянии 'В сплавах, богатых алюминием, присутствуют только фазы FeAl3 и
(FeMn)Al6. Алюминиевый угол диаграммы А1—Fe—Мп приведен на рис. 142
Марганец, очевидно, незначительно влияет на растворимость железа в твер-
твердом состоянии, а растворимость марганца уменьшается при ©ведении железа
[6, 7]. До 4—5% Мп может входить в фазу FeAl3, замещая железо, и до 2%
Fe может входить в фазу МпАЦ, замещая марганец [2]. Соединение
(FeMn)Al6 имеет такую же орторомбическую структуру, как и фазы FeAl6 и
МпА1б (пространственная группа Сстт, 28 атомов в элементарной ячейке). В
табл. 28 приведены параметры решетки этих трех фаз [3, 6]. Путем закалки
из жидкого состояния можно увеличить концентрацию 'марганца в твердом
Таблица 28
ПАРАМЕТРЫ РЕШЕТКИ И ТВЕРДОСТЬ ФАЗ MnAle, FeMnAlI2 И FeAl6
Соединение
МпА1в
FeMnAl12
FeAle
о
Параметр решетки, А
а
М98
6,495
6,492
Ъ
7,540
7,498
7,437
с
8,858
8,837
8,788
HV, МН/м2
5400
7040
276

растворе тройных сплавов, однако несколько в меньшей степени, чем в
двойных сплавах системы А1 — Мп [8]. По данным работы [9], концентрация
растворенного железа при этом существенно не увеличивается, но, согласно
работе [10], в алюминии может раствориться до 8% Fe и 3% Мп. Железо в
пересыщенном твердом .растворе мало влияет на твердость в т. э. д. с, умень-
уменьшает магнитную восприимчивость и электросопротивление, замедляет выделе-
выделение марганца при отжиге i[ll], но ускоряет старение [7]. В процессе старе-
старения сплавов, полученных в условиях охлаждения .при набрызгивании, выде-
выделяются зоны ГП диаметром примерно 100 А, обогащенные железом и мар-
марганцем, а затем образуется фаза (FeMn)Al6 [10].
В никельсодержащих сплавах железо может частично замещаться нике-
никелем [ЗЬ].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Degischer, JIMMA G, 211, 302; 7, 152.
2. G. V. Raynor, JIMMA 11, 397.
3. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
3b. R. Kowatschewa, etc., Met A 6, 230624.
4. H. W. L. Prilips, Inst. Metals, Monograph 25, London, 1959.
3. L. В ackerud, Met A 1, 110529.
G. Hanemann, 1952.
7. /. /. Theler, Met A 6, 140454.
8. /. K. Varidova (И. К. Варивода), etc., JIMMA 32, 827.
9. /. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), etc., JIMMA 25, 355; 26, 522.
10. M. H. Jacobs, etc., CA 78, 7045n.
11. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
Al — Fe — Mo
В этой системе обнаружены два тройных соединения, но в сплавах, бо-
богатых алюминием, в равновесии с алюминиевым жидким раствором находят-
находятся только фазы FeAl3 и МоА15 [1]. Поэтому весьма вероятно, что в равнове-
равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся фазы FeAl3 и МоАЬг, а не
какое-либо тройное соединение. Однако имеются данные, указывающие на
взаимодействие железа с молибденом в сплавах системы Al — Si [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. У. Markiv (В. Я. Маркие), etc., Met A 3, 110357.
2. Я. /. Dichtl, Met A 3, 121200.
А! — Fe — N, А! — Мп — N, Al — N — Ni
Изучено азотирование сплавав, богатых железом, марганцем и никелем
[1]. В системах А1—'Fe—N и А1—^Мп—N тройные нитриды не образуют-
образуются, но в нитриде Fe*N с кубической структурой может растворяться значи-
значительное количество алюминия. В сплавах системы А1—N—Ni имеется трой-
о
ной нитрид с кубической решеткой и параметром а = 3,80А. Маловероятно,
чтобы эта фаза образовывалась в сплавах, богатых алюминием.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. Я. Stadelmier, etc., JIMMA 29, 976.
Al - Fe - Nd
В этой системе алюминиевый твердый раствор находится в равновесии с
двойными фазами FeAl3, NdA'l4 и тройным соединением Fe2NdAl10 B1,4% Fe
и 27,4% Nd). Это соединение, по-видимому, имеет объемтюцентрированную
тетрагональную решетку (пространственная группа 14/ттт, 26 атомов в эле-
элементарной ячейке); оно изоструктурно фазам CeFe2Al10 и FegLaAho. Следую-
Следующим по мере увеличения легирования соединением служит фаза NdFe4Al8
277

C8,4% Fe и 24,6% Nd). Ее область гомогенности расширяется до концентрации
37,7% Fe и 25,6% Nd. Соединение также имее! тетрагональную решетку
(пространственная группа /4/mmm, 26 атомов в элементарной ячейке). В
этой системе образуются и другие соединения с большим содержанием же-
железа и неодима [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. /. Vivchar (О. И. Вивчар), etc., Met A 3, 110422.
А1 — Fe — Ni
В богатой алюминием области этой диаграммы имеется тройная фаза
FeNiAlg. В системе происходят следующие превращения: )K+FeAl3+NiAl3->
-^FeNiAlo при 809°С C,8% Fe и 20,5% Ni), )K+FeAl3->Al+FeNiAl9 при 649°С
A,7% Fe и 1,7% Ni), ^K-^Al+FeNiAlg+NiAb при 639°С @,2-0,3% Fe ir
Рис. 98. Алюминиевый угол диаграммы А1—Fe—Ni:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом
состоянии
278

6,5% Ni). В фазе FeAl3 до 3—4% Fe может замещаться никелем, а в фазу
NiAi3 может входить, замещая никель, не более 1% Fe (рис. 98). Растворимость
железа и никеля в тройной системе почти одинаковая. Фаза FeNiAlg A5,6%
Fe и 16,4% Ni) имеет широкую область гомогенности в интервале концентраций
примерно от 4,5% Fe и 28% Ni до 14% Fe и 18% Ni [3]. Моноклинная решет-
решетка этой фазы относится к пространственной группе Р2\/с B2 атома в эле-
элементарной ячейке), параметры а = 6,2 А, Ь = 6,3 А, с=8,6 А; <х = 95° [5]; HV
6900—7400 МН/м2 [3].
Исследованы тепловые эффекты при получении сплавов этой системы
[6]. Термический коэффициент линейного расширения алюминия понижается
при введении как железа, так и никеля, а при совместном легировании эффект
практически подчиняется правилу .аддитивности [7]. Модуль упругости спла-
сплавов системы Al—Fe—Ni несколько выше полученного расчетом, исходя из
суммы эффектов от введения каждого элемента. Модуль упругости порядка
85 ГН/м2 можно получить при добавке 2% Fe и 4% Ni [8]. Сплавы, точки
концентраций которых находятся на квазибинарном разрезе Al—FeNiAlg, об-
обладают не очень высокими механическими свойствами при повышенных тем-
температурах: кратковременная прочность сплава, содержащего 12% FeNiAlg,
при 327°С составляет порядка 50 МН/м2; время до разрушения под нагруз-
нагрузкой 30 МН/м2 — примерно 70 ч [9].
Благодаря хорошей стойкости к коррозии в насыщенном паре сплавы этой
системы используют в качестве материала для оболочек тепловыделяющих
элементов водоохлаждаемых ядерных реакторов. Коррозия сплавов, содер-
содержащих до 1,5% Fe и 2% Ni, незначительна вплоть до 377°С; она резко уси-
усиливается при дальнейшем повышении температуры. Измельчение зерна от-
отливок при введении железа и никеля незначительно [10].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. W. L. Philips, JIMMA 9, 346.
2. A. Schrader, etc., JIMMA 12. 315.
3. Напетапп, 1952.
4 G. V. Raynor, etc., JIMMA 15, 263.
5. A. J. Bradley, etc., JIMMA 5, 474.
6. M. G. Oknov (M. Г. Окнов), etc., JIMMA 7, 16.
7. L. W. Kempf, JIM 53, 181.
8. N. Dudzinski, JIMMA 22, 1025.
9. В. К. Vulf, etc., JIMMA 28, 340.
10. L. K. Lamikhov (Л. К. Ламихов), etc., MA 1, 961.
Al — Fe — P
В богатой алюминием области этой системы между областями концентра-
концентраций фаз Al, FeAl3 и А1Р находится точка тройной эвтектики: ее состав не
приводится [1]. Анализ высоколегированных сплавов системы Al—Fe, со-
содержащих фосфор i[2|], показал, что этот элемент, растворяясь в соединении
FeAl3, сегрегирует на границах зерен, что приводит к появлению у соедине-
соединения склонности к межкристаллитной коррозии.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. Vogel, JIMMA 21, 1010.
2. /. Е. Tutov (И. Е. Тутов), JIMMA 4, 665; 5, 224; 6, 428.
Al - Fe - Si
По данным самой последней работы, в равновесии с алюминиевым твер-
твердым раствором в этой системе находятся две тройные фазы Fe2SiAl8 (а) и
FeSiAl5 (p). Третья фаза, FeSi2Al4 (б), часто присутствует в сплавах, бога-
богатых кремнием, а четвертая, FeSiAl3 (у), имеется в сплавах, богатых желе-
железом и кремнием. При более высоком содержании железа и кремния образует-
279

Таблица 29
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ At—Fe-Si
БОГАТЫХ АЛЮМИНИЕМ
Реакция
Ж-^Al+FeAls
Ж-WU+Si
Ж-^Al+Si+FeSiAls
>K+FeAl3->Fe2SiAl8+FeSiAl3
Ж+FeSiAla-^FesSiAle+FeSiAlb
Ж+FeSi Al3+FeSi Al4- FeSiAl6
>K-fFeAl3-*Al+Fe2SiAl8
>K+Fe2SiAl8->Al-fFeSiAl5
>K+FeSi2Al4->FeSiAl5+Si
и
о
¦к»
655
577
576
710
675
700
630
612
596
Содержание
I
Fe
1,9
0,7
7,5
6,0
7
2,5
1,7
1,5
Si
12,5
1? 0
12,5
13,0
14
4,0
6,5
14
1
Fe
0,05
—
0 01
36
34
34
36
33,0
25,5
элементов,
Si
1,65
1,60
0,2
17
17
0,1
7,0
25,5
%, в
ill
Fe
36
—
0,0*
33,0
33,0
25,5
0,05
0,04
25,0
Si
99,9
99 8
7,0
7,0
25,5
0,6
1,1
13
фазах
IV
Fe
—
-25
34
25,0
25,0
33
25
<o,i
Si
—
-15
17,0
15,0
13,0
7,0
13
99,8
Примечание. I—IV — порядковые номера фаз в реакциях.
ся много других тройных фаз [1—6]. В табл. 29 приведены нонвариантные
превращения в алюминиевом углу системы, а проекция поверхности ликвидус
показана на рис. 99,а [1, 3—15].
Соединение Fe2SiAl8 C1,6% Fe и 7,8% Si), которое часто приводят в виде
Fe3Si2Ali2 C0,7% Fe и 10,2% Si), обладает областью гомогенности в интер-
интервале концентраций 30—33% Fe и 6—12% Si [6, 13, 14, 16, 17]. Оно имеет
гексагональную решетку (пространственная группа P63/mmc) с параметрами
а=.12,3 А и с = 26,3 А; у = 3,58 г/см* [15, 18, 19]. Фаза FeSiAl5 B5,6% Fe
и 12,8% Si) кристаллизуется в .виде китайских иероглифов. Ее область го-
гомогенности находится в пределах 25—30% Реи 1,2—iL5% Si [4—6, 13, 14, 16,
о
19, 19b]. Фаза имеет моноклинную решетку с параметрами а = Ь = 6,12 А и
с = 41,5 А; а=91°; у=3,3-нЗ,35 г/см3 [12, 15, 17], a HV 5800 МН/м2. Она
образуется в форме тонких пластин, которые в сечении плоскостью микро-
микрошлифа имеют ©ид длинных иголок.
Тетрагональная фаза FeSi2Al4 B5,4% Fe и 25,5% Si) с параметрами
0=6,124-6,16 А и с = 9,484-9,49 А имеет Y=3,3-M,4 г/см3 [4, 10, 12, 17].
Решетка фазы FeSiAl3 C3,9% и 16,9% Si) моноклинная с центрированным
основанием и параметрами а=17,8 А, 6=10,25 А, с=8,90 А; Р=132° [15].
Сообщается об образовании соединения, содержащего 27—35% Fe и 6—8%
Si, с кубической решеткой (пространственная группа /тЗ, 138 атомов в эле-
о
ментарной ячейке) и параметром а = 12,5ч-12,55 А. Эта фаза — неравновес-
неравновесное соединение; для ее стабилизации требуется небольшое количество мар-
марганца, хрома и меди. В этом случае фаза представляет собой соединение
Mn3Si2Ali5 или Cr4Si4Ali3 с расширенными областями гомогенности, в которых
железо замещает большую часть марганца или хрома [15, 19, 21]. В работе
[21Ь] показано, что кубическая фаза может появляться также в промышлен-
промышленном сплаве в неравновесных условиях (в слитках, отлитых непрерывным ме-
методом).
В соединении FeAl3 растворяется менее 0,2% Si [19], железо в кремнии
практически не растворяется [22]. На рис. 99,6 показано наиболее вероятное
распределение фазовых областей в твердом состоянии, а на рис. 100 — раз-
разрез при 0,7% Fe [23-25].
280

FeSiAU
FeSiAl.5
FeSiAl3
FeSiAU
FeSi2Al4
FeSiAl5+Si
Si, %
Рис. 99. Алюминиевый угол диаграммы А1—Fe—Si:
a — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом
состоянии
Области существования тройных фаз в твердом состоянии находятся
преимущественно вне их полей первичной кристаллизации, поэтому для до-
достижения равновесия необходимо полное завершение перитектических реак-
реакций. По этой 'Причине большинство промышленных сплавов находится в не-
неравновесном состоянии, так что в них могут сосуществовать фазы FeAl6,
FeAl3, Fe2SiAl8, FeSiAl5 и FeSiAl4. В материалах, которые подвергаются тер-
термической обработке, равновесие достигается путем диффузии в твердом со-
состоянии, так что фаза FeSiAls часто имеет вид китайских иероглифов, харак-
281

Al+FeAl3
Al+FeAl3
Al + oc
Al + cc + p
Al+p
W
Si %
Рис. 100. Разрез диаграммы А1—Fe—Si при 0,7% Fe
терный для соединения Fe2SiAl8, или вид пластин, типичный для фазы
FeSi2AU. Поэтому идентификация фаз только по форме может быть ошибоч-
ошибочной. Изучено распределение фазовых областей в неравновесных условиях
[7, 25, 26]. Но так как в этих работах точно не указана методика получения
сплавов, приведенные данные следует рассматривать только как ориентиро-
ориентировочные.
Во всяком случае появление фаз FeAl3, Fe2SiAl8 и FeSi2Al4 возможно во
всех тех сплавах, где эти соединения кристаллизуются первично, а свободный
кремний, как правило, входящий в состав эвтектики, может присутствовать
даже в сплавах с соотношением концентраций Fe:Si=4:l, поскольку его ра-
растворимость уменьшается при быстром охлаждении [27]. Теплоты образова-
образования сплавов приведены в работе [28], а другие термодинамические характе-
характеристики — в работах [28Ь„ 28с].
Энергия активации диффузии железа, растворенного в алюминии, при
введении кремния понижается от 1,65 эВ для сплава Al—Fe до 1,35 эВ для
сплава с 0,12% Si [29]. Скорость диффузии кремния значительно больше,
чем железа. Поэтому после гомогенизации слитков распределение кремния
становится равновесным; это в малой степени или совсем не относится к же-
железу [30]. Однако в биметаллических парах Al—Fe присутствие кремния
тормозит образование хрупких соединений алюминия с железом [31—33].
При старении сплавав системы Al—Fe—Si кремний выделяется по плоско-
плоскостям A00) и A11) [34], а фаза FeAl3 — в виде игл по плоскостям (ПО) алю-
алюминиевого твердого раствора [35, 36].
Поскольку фаза FeSiAl5 не подвергается анодированию в серной кислоте,
в анодной пленке в присутствии этой фазы в сплаве образуются несплош-
ности [37].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. //. Nishimura, JIMMA 2. 147, 337.
2. М. Bosshard, JIMMA 2, 511.
3. G. G. Urazov (Г. Г. У разов), etc., JIM \ 4. 59G.
4. L. N. Sergeev (Л. И. Сергеев), etc., JIMMA 5, 144.
5. 5. Takeda, etc., JIMMA 7, 393.
6. //. Nowoiny, etc., JIMMA 20, 9, 10.
282

7. Л. G. С. Gweyr, etc., J. Inst. Metals, 1927, v. 38, p. 29; Met. Ind. London, 1927,
v. Э1, p. 217, p. 245.
8. E. H. Dix, Jr., etc., JIM 38, 411.
9. W. Fuss, JIM 50, 11, 223.
!0. W. Janiche, JIMMA 4, 479, 595.
11. H. W. L. Philips, etc., JIMMA 10, 384.
12. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
13. /. N. Pratt, etc., JIMMA 18, 699; 19. 639.
14. /. Obinata, etc., JIMMA 24, 469.
15 D. Munson, MA 2, 1697, 1905.
16. W. L. Fink, etc., JIM 44, 557.
17. M. Arrnand, JIMMA 20, 621; 23, 626.
18. K. Robinson, etc., JIMMA 21, 1024.
19. С Y. Sun, etc., J. Inst. Metals, 1967, v. 95, p. 384.
19b. R. Kowaischewa (P. Коващева), etc., Met A 6, 230624.
20. Hanemann, 1952.
21. M. Cooper, Met A 1, 120336.
21b. R. Sudberg, личное сообщение, 1972.
22. Hansen, 1958.
23. С. Crussard, etc., JIMMA 17, 336.
24. С. E. Ransley, JIMMA 19, 355.
25. H. W. L. Philips, Inst. Metals Monograph 25, 1959; Equilibium Diagrams of Alu-
Aluminium Systems, Aluminium Development Association, London, 1961.
26. L. Silvagni, etc., Aluuminio, 1939, 7, 89.
27. H. Jolivet, etc., JIMMA 13, 281; 14, 70, 166, 220.
28. W. Oelsen, CA 31, 7819.
28c. /. Perakis, etc., Met A 6. 152547.
29. /. Miki, etc., Met A 1, 120877, 140251.
30. E. Hirosawa, etc., Met A 2, 121034.
31. D. 1. Lainer (Д. И. Лайнер), etc., JIMMA 25, 499.
32. D. I. Lainer (Д. И. Лайнер), etc., JIMMA 32, 525.
33. A. K. Kurakin (А. К. Куракин), Met A 4, 130038.
34. H. Nishimura, etc., JIMMA 22, 291.
35. K. Nagahama, etc., Met A 3, 121127.
36. W Normann, etc., Met A 5, 140092.
37. /. Cote, etc., Met A 3, 570372.
Al — Fe — Ti
В богатой алюминием области этой системы нет тройных соединений. С
алюминиевым твердым раствором сосуществуют фазы FeAl3 и TiAl3. Пои
661—660°С происходит превращение )K+TiAl3->Ai+FeAl3 (нонвариантная
точка отвечает содержанию 1,7% Fe и 0,16% Ti) [1, 2]. Согласно данным ра-
работы [1], растворимость титана в твердом алюминии ib тройных сплавах при
637 и 597°С составляет 0,22% и 0,14% соответственно, однако истинные зна-
значения, вероятно, должны быть ближе к 1 —1,5% — растворимости в двойных
сплавах. Титан мало влияет на растворимость железа в алюминии в твердом
состоянии i[l].
И железо, и титан уменьшают величину усадки при кристаллизации; их
влияние в тройных оплав'ах примерно подчиняется закону аддитивности [3].
Однако модифицирующее действие этих элементов та зеренную структуру не
аддитивно [4]. Свойства тройных сплавов незначительно отличаются от
свойств двойных. Исследованы тройные соединения в сплавах с 'большим со-
содержанием железа и титана [б].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. У. V. Bok, etc., JIMMA 26, 823.
2. Н. Nishimura. etc., JIMMA 8, 52.
3. H. Imai, etc., JIMMA 23, 483, 583.
4. L. K. Lamikhov (Л. К. Ламихов), etc., MA 1, 961.
5. V. Y. Markiv (В. #. Маркие), etc., Met A 2, 121001; 7, 110186.
Al - Fe - U
Единственная публикация по этой диаграмме посвящена соединениям,
которые не могут находиться в равновесии с алюминиевым твердым раство-
раствором [1]. Сведения о влиянии малых добавок алюминия и железа на свой-
стза урана (Приведены в работах [2—4].
283

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Petzow, etc., JIMMA 31, 3, 675.
2. /. И. Gittus, JIMMA 32, 865.
3. D. J Marsh, etc., JIMMA 32, 1205.
4. Y. N Sokursky (Ц. Н. Сокурский), etc., Met A 5, 710138.
Al _ Fe - у
В этой системе обнаружено неаколько тройных соединений [1, 2]. В фа-
фазе Fe4YAl8 D2,4% Fe и 16,8% Y) железо может замещать алюминий, изме-
изменяя состав фазы до Fe6YAl6 E6,8% Fe и 15,2% Y). Соединение Fe4YAl8 изо-
изоморфно соответствующим соединениям с храмом, медью и марганцем. Оно
имеет объемноцентрирсгаанную тетрагональную решетку (пространственная
группа 14/ттт, 26 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=
о о
=в,72 А и с=5,04 А, если состав соединения отвечает формуле Fe4YAle. В
равновесии с алюминиевым твердым раствором находится только одна фаза
Fe2YAl10 B4% Fe и 18,7% Y) [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. С. Заречнюк. — ДАН УССР, 1966, № 6, с. 767.
2. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 5, 110427.
Al — Fe — Zn
В цинковом углу этой диаграммы имеется несколько нонвариантных
точек, сгруппированных в области сплавов с 1 % Fe плюс алюминий, а алю-
Zn, %
ZnAl
Рис. 101. Диаграмма Al—Fe—Zn:
a — схема проекции поверхности ликвидус цинкового угла диаграммы (концентрации,
отвечающие нонвариантным точкам, приведены в табл. 30); б — распределение фазовых
областей при 377°С
284

Таблица 30
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СИСТЕМЕ Al-Fe-Zn
)eai
рис
СО
Точки
ций н
101, а
Реакция
/, °с
Двойные системы
А
В
С
D
Е
F
G
Н
I
J \
Ж-WU+FeAls
>K->Fe2Al3+FeAl3
Ж—Fe2Al5+e
Ж+Al-^ZnAl
Ж-^Zn+ZnAl
Ж-^Zn+S
Ж+б!^
б-^бх+Ж
Ж+Г»б
Ж+а->Г
652
1145
1153
443
382
419
530
620
672
782
Тройная система
К
L
М
N
0
Р
Q
R
S
Ж+е-^а+FeoAU
^+Al->FeAl3+ZnAl
Ж-^Zn+FeAls+ZnAl
Ж+Ре2А15->РеА13+гп
>K+6^Fe2Al5+Zn
Ж+б^+Zn
Ж+бх^+б
Ж+а->Ре2А1б+б
Ж+Г->а+б
1127
440
379
409
418
420
485
553
665
Содержание элементов, отве-
отвечающее нонвариантной точ-
точке, 0/-
Fe
2
43
50
—
—
0,01
0,25
1,1
3,00
7,4
50
<о,ю
<0,04
-0,1
-0,1
0,1
0,3
0,5
2,0
/о
Zn
86
95
Ост.
»
»
»
8
86
95
98
99,6
99,8
99,5
99
97.5
В твердом состоянии в сплавах, богатых алюминием, присутствуют
фазы Al, FeAl3, ZnAl и Zn. В тройных сплавах имеется два алюминиевых
твердых раствора; второй твердый раствор образуется по реакции А1-*А12+
+ZnAl+FeAl3 при 320°С. Распад фазы ZnAl происходит по нонвариантной
реакции ZnAl-^Ai+Zn+FeAl3 при 274°С [2].
На рис. 101,6 показаны распределение фазовых областей в твердом
состоянии и растворимость цинка при различных температурах. По этим
данным, в противоположность результатам работы [8] в системе отсут-
отсутствуют тройные соединения, но некоторые двойные фазы образуют области
гомогенности, которые вдаются в поле концентрационного треугольника.
В сплавах на основе алюминия в соединении FeAl3 может растворяться до
10—12% Zn, но ни область гомогенности соединения ZnAl, ни область твер-
твердого раствора на основе цинка не вдается в концентрационное поле [2, 9].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Koster, etc., Met A 4, 110357.
2. A. Meyer, JIMMA 20, 844.
3. A. Loevenstein, Личное сообщение. New York, 1945.
4. Е. Gebhardt, JIMMA 21, 674.
285
миниевый угол диаграммы — относительно простой. На рис. 101,а показана
схема (без масштаба) проекции поверхности ликвидус цинкового угла.
Точное положение нонвариантных точек и характер превращения указаны
в табл. 30 [1—7].

5. V. Fuss, Metallographie des Aluminiums und seiner Legierungen, Berlin, 1934: Transl.
by R. J. Anderson, The Sherwood Press Inc., Cleveland, 1936.
6. Ii. Imai, etc., Nippon Kinzoku Gakkai Shi. 1950, В 14, 52.
7. M. Urednicek, etc., Met A 7, 110143.
8. G. V. Ray nor, etc., JIMMA 21, 930.
9. M. G. Oknov (M. Г. Окнов), etc., JIMMA 7, 16.
Al — Fe — Zr
В этой системе имеется несколько тройных соединений, но при 927°С в
области, богатой алюминием, в равновесии находятся жидкость и фазы
FeAl3, ZrAl3 [1]. Таким образом, если тройные соединения не образуются
ниже 927°С, алюминиевый твердый раствор должен быть в равновесии
только с этими фазами. Параметры диффузии циркония в алюминии в при-
присутствии 0,12% Fe не меняются D0 = 34,3 см2/с; Q = 2,27 эВ [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. V. Burnashova (В. В. Бурнашова), etc., Met A 2, 120998, 121001 4, 120225.
2. Т. Marumo, etc., Met A 6, 130735.
А1 — Ga — Li
Сходство структур соединений GaLi и LiAl [1] указывает на образо-
образование между ними непрерывной области твердых растворов, фазы (AiGa)Li.
Фаза имеет объемноцентрированную кубическую решетку (пространствен-
(пространственная группа Fd3m, 16 атомов в элементарной ячейке) с параметром, кото-
о
рый меняется от 6,35 до 6,207 А по мере увеличения содержания галлия.
Точка тройной эвтектики )K-*Al+Ga+(AlGa)Li, по-видимому, находится
очень близко к галлию. Судя по соотношению атомных диаметров, раство-
растворимость в тройной системе должна быть больше, чем в двойных.
Сплав А1—4% Ga с добавкой 1,5 Li упрочняется при старении [2], а
введение галлия в сплавы системы Al—Li слабо влияет или не влияет на
повышение прочности в процессе старения [3, 4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Hansen, 1958.
2. W. Kroll, JIM 53. 13.
3. Н. К. Hardy, JIMMA 23, 1081.
4. Z. A. Sviderskaya C. А. Свидерская), etc., Met A 1; 310952.
Al — Ga — Mg
Сплавы этой системы упрочняются при старении так же, как сплавы
системы Al—Mg—Zn: эффект естественного старения незначителен, но
твердость по Виккерсу сплава с 4% Ga и 0,8% Mg, закаленного от 527°С и
состаренного при температуре более 77°С, возрастает от 400 до 1100 МН/м2
[1]. Изучено влияние галлия на изменение структуры сплавов системы А1—
Mg в интервале концентраций 30—60% Mg [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Kroll, JIM 53, 13.
2. К. Л. Bolshakov (К. Л. Большаков), etc., JIMMA 32, 177.
Al — Ga — Nb
Обз соединения, NbGa3 C0,6% Nb) и NbAl3 E3,4% Nb), имеют тетра-
тетрагональную решетку (пространственная группа /4/mmm, 8 атомов в элемен-
о о о
тарной ячейке) с параметрами а = 3,789 А, с = 8,715 А и а=3,845 А, с=
286

= 8,601 А соответственно. Соединения образуют непрерывный ряд твердых
растворов, причем параметр решетки почти линейно меняется при изменении
состава от одного соединения до другого [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Girgis, Met A 3, 121103.
А1 — Ga — Р
Ликвидус этой системы в области, богатой галлием, очень плавно
повышается от температуры плавления галлия B9°С) до примерно 1027°С
при содержании алюминия и фосфора менее 0,01% [!]• Термодинамические
свойства приведены в работе [2].
Соединения GaP F9,4% Ga) и А1Р D6,6% А1) образуют непрерывный
ряд твердых растворов [3, 4]. Обе фазы имеют кубическую решетку (про-
(пространственная группа -F43/n, 8 атомов в элементарной ячейке) с парамет-
параметрами а=5,467 А (А1Р) и а=5,454 A (GaP) [5]. Описан процесс получе-
получения монокристаллов соединения, содержащего три компонента i[l—4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
\. М. В. Panish, etc., Met A 2, 110514.
2. М. Hegems, etc., WAA 6, 520069.
3. /. L. Merz, etc., J. Appl. Phys., 1968, v. 39, p. 1988.
4. 5. Beer, AIME Tr., 1968, v. 242, p. 424, p. 428.
5. Pearson, 2.
Al — Ga — Sb
Фазы SbAl и SbGa обладают полной взаимной растворимостью в твер-
твердом состоянии [1—3]. Они не образуют эвтектики на линии SdGa—SbAl,
как сообщалось в работе [4]. Концентрация и температура плавления
тройной эвтектики Al+Ga+(AlGa)Sb очень близки к галлию.
Обе фазы, SbA! (81,9% Sb) и SbGa F1,3% Sb), имеют кубическую
решетку (пространственная группа F43m, 8 атомов в элементарной ячейке).
В табл. 31 показано изменение параметра решетки и свойств сплавов, точки
концентраций которых находятся на разрезе SbAl—SbGa [I, 2]. Сплавы
с высоким содержанием SbAl нестойки на воздухе [3]. Сведения о пара-
параметрах расплавов, полученные расчетным путем, приведены в работе [5],
а значения температурного коэффициента электросопротивления, постоянной
Холла, плотности и подвижности носителей, т.э.д.с. соединения — в рабо-
работах [1, 6].
Таблица 31
СВОЙСТВА СПЛАВОВ НА РАЗРЕЗЕ AlSb - GaSb
Содержание
GaSb, %
0 (AlSb)
20
33
50
66
80
100 (GaSb)
Температура, °С
ликвидус
1020
1030
1005
945
867
817
710
солидус
870
780
747
727
722
710
Параметр ре-
о
шетки, А
6,13
6,124
6,121
6,П5
6,110
6,101
6,095
Твердость,
МН/м2
4000
4100
4300
4500
4400
4300
4200
р.ю 8 '
Омм
2
3
4
5
4
2,5
1,26
Ширина энер-
энергетической ще-
щели, эВ
1,5—1,74
0,9
0,68—0,7
287

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. /. Burdiyan, etc., JIMMA 26, 752; 27, 717; 28, 568; 29, 121; 30; 13.
2. /. F. Miller, etc., JIMMA 28, 267.
3. L. Yu-Lung, etc., MA 2, 1905.
4. W. Koster, etc.. JIMMA 23, 640.
5. M. B. Panish, etc., CA 79, 97534u.
6. /. Steininger, Met A 4, 110050.
Al — Ga — Si
Отсутствие упрочнения при старении сплава с 4% Ga и 0,3% Si [1]
указывает на то, что тройное соединение не образуется. В системе, по-ви-
по-видимому, имеется тройная эвтектика, Ж-^Al+Ga+Si, очень близкая по со-
составу к галлию. В твердом состоянии в большинстве сплавов системы при-
присутствуют три фазы.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Kroll, JIM 53, 13.
Al — Ge — La
Эта система очень близка к системе Al—Ce—Ge. В области, ограничен-
ограниченной линией А1—Ge—iLaGe2—LaAl2, имеются по меньшей мере пять соеди-
соединений, три из которых могут находиться в равновесии с алюминиевым
твердым раствором. Фаза Ge^LaA^ D3% Ge и 41% La) имеет гексагональ-
гексагональную структуру (пространственная группа P3ml, 5 атомов в элементарной
о о
ячейке) с параметрами а=4,284 А и с=7,001 А, изоморфную фазам
CaSi2Al2, CeGe2Al2 и т. п. На разрезе LaGe2—LaAl2 имеются два тройных
соединения; они отвечают формуле La(GeAlJ. Соединение, более богатое
алюминием, существует в пределах концентраций 7,3—18,7% Ge и 64,3—
68,7% La. Оно имеет гексагональную решетку (пространственная группа
о
Рб/ттт, 3 атома в элементарной ячейке) с параметрами а = 4,4-^4,35 А
о
и с = 4,4-:- 4,42 А [1]. По данным работы i[2], этим соединением служит
GeLa4Al7 (8,8% Ge и 68,2% La) с параметрами а=4,397 А и с = 4,397 А.
Третье из соединений, равновесных с алюминиевым твердым раствором,
имеет область гомогенности в интервале концентраций 25,5—32,8% Ge
и 60,5—57,2% La. Его структура не определена [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. A. Muraveva (А. А. Муравьева), etc., Met A 3, 110668, 110730.
2. A. Raman, Z. Metallkunde, 1967, 58, 3.
Al — Ge — Li, Al — Ge — Na
Литий и натрий образуют с германием тройные соединения GeLiAl
F8,2% Ge и 6,5% Li) и GeNaAl E9,3% Ge и 18,8% Na), по форме и ха-
характеру травления подобные фазе NaSi4Al [1]. Соединение GeLiAl имеет
кубическую решетку (пространственная группа F/n3m, 12 атомов в элемен-
о
тарной ячейке) с параметром 5,977 А '[2]. При *417°С происходит эвтекти-
эвтектическая реакция Ж-^Al+Ge+GeNaAl. Эвтектика содержит примерно 48% Ge
и l%Na; ее выявление при металлографическом анализе весьма проблема-
проблематично [1]. Соединения лития и натрия эффективно способствуют образова-
образованию зародышей кристаллов германия; оба элемента являются модификато-
модификаторами сплавов системы А1—Ge [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. A. Boom (Е. А. Боом), JIMMA 22, 291.
2. Я. Novothy, etc., JIMMA 30. 189.
288

Al — Ge — Mg
Эта система очень близка к системе Al—Mg—Si: в ней имеется квази-
бииарный разрез A)—Mg2Ge [1, 2] с квазибинарной эвтектикой при
8,17%Mg2Ge C 27%Mg и 4,90% Ge) и температурой плавления 630,5 С.
Нонвариаитные точки двух других эвтектик расположены по обе стороны
от квазибинарного разреза. Они отвечают содержанию o2-34%Mg и 0,1-
0,5% Ge (реакция &Al+MgBAl.+M&Ge при 437-44ГС) и ^-55% Ge и
1-3% Mg(реакция Ж-^Al+MgaGe+Ge при 407-417°С) (рис. 102). Ра-
створимость Mg2Ge в твердом алюминии приведена ниже [3J:
Темпеоатуоа °С 630 577 527 477 427 377
К^^КяМ^СеЛ '. : : ".1.42 0,90 0,58 0,42 0,28 0,10
Содержание в твердом растворе,
°/оМа 0,57 0,36 0,23 0,17 0,11 0,04
Ge .' .' .' .' '. *. '. . 0,85 0,54 0,35 0,25 0,17 0,06
С С/ту ч 30 /
AL ХА1 20
Мд,%
Рис. 102. Алюминиевый угол диаграммы Al—Ge—Mg:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 427°С;
/ — линия квазибинарного разреза
Избыток германия не уменьшает, а избыток магния (как и в системе
Al—Mg—Si) снижает растворимость Mg2Ge в алюминии [4].
Фаза Mg2Ge E9,9% Ge) имеет кубическую решетку (пространственная
о
группа F/пЗт, 12 атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 6,39 А;
температура плавления составляет 1117°С. Фаза изоморфна соединениям
Mg2Si, Mg2Sn и Mg2Pb [5]. По электропроводности, температурному ко-
коэффициенту и другим электрическим характеристикам эта фаза отвечает
классу полупроводников [6].
Кривые изменения электросопротивления и твердости в зависимости от
состава имеют минимумы при отношении концентраций Mg: Ge, соответст-
соответствующем соединению Mg2Ge. Минимальные значения составляют 2,8Х
ХЮ-8 Ом-м и 260 МН/м2 соответственно при 0,30% Ge и 0,20% Mg [4].
Механизм старения сплавов системы Al—Ge—Mg очень сходен с си-
системой Al—Mg—Si. Замедленный процесс образования зон при комнатной
температуре ускоряется с повышением температуры старения. Зоны имеют
игольчатую форму с большей осью, параллельной плоскостям A00) матри-
матрицы; они содержат большое количество вакансий. По мере развития старения
в зонах происходит упорядочение [7, 8]. В сплаве с зонами такого типа
10 Зак. 218
289

эффект возврата значительно ослабляется [3]. Упорядоченной структурой
о
является Р"-фаза, ее частицы имеют диаметр 10—15 А и длину 30—50 А
[9]. Максимум твердости отвечает той стадии процесса старения, энергия
активации которой составляет порядка 1,4 эВ [9]. По мере развития ста-
старения Р"-фаза переориентируется и превращается в р'-фазу, которая затем
трансформируется в равновесную Р-фазу [10].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Kroll, JIM 37, 451.
2. И. Westinning, etc., JIMMA 11, 326.
3. S. Ceresara, etc.. Met A 2, 110819.
4. V. M. Glazov (В. М. Глазов), etc., JIMMA 30, 499.
5. Hansen, 1958.
6. V. E. Winkler, JIMMA 23, 1086; 24, 220.
7. H. Lambot, etc., JIMMA 25, 513.
8. A. Lutts, JIMMA 29, 339.
9. T. V. Shchegoleva (Т. В. Щеголева), MA 2, 140013.
10. V. M. Pasalsky (B< M. Пасальский), etc., MA 2, 1181.
Al - Ge - Mn
Соединение GelAnAl D7,1% Ge и 35,5% Mn) имеет тетрагональную
структуру (пространственная группа Р4[птт, 6 атомов в элементарной
о о
ячейке) с параметрами а—-3,914 А и с=5,933 А. Исследованы его маг-
магнитные свойства [1]. Весьма маловероятно, чтобы это соединение находи-
находилось в равновесии с алюминиевым твердым раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. S. S. Murthy, etc., Met A 2, 331416.
Al — Ge - Nb
Публикации по этой системе касаются сплавов, богатых ниобием, с тем-
температурой перехода в сверхпроводящее состояние вплоть до —253°С [1, 2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. P. Kalinin (Г. П. Калинин), etc., Met A 2, 331989.
2. V. I. Latysheva (В. И. Латышева), etc., Met A 5, ПОЗЫ» 110637.
А1 — Ge — Р
Подобно сплавам системы А1—Si, фаза РА1 служит зародышем крис-
кристаллизации германия в сплавах системы Al—Ge. При этом первичные
кристаллы германия измельчаются, а эвтектика огрубляется [1]. Макси-
Максимальная растворимость алюминия и фосфора в германии отвечает соот-
соотношению концентраций этих элементов в фазе РА1 E3,5% Р). Этот факт
рассматривается [2] как указание на существование квазибинарного разре-
разреза Ge-PAl [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Lohberg, JIMMA 23, 197.
2. N. К. Abrikosov (И. К. Абрикосов), etc., JIMMA 31, 97.
Al — Ge — Sb
В этой системе имеется квазибинарный разрез Ge—SbAl с эвтектической
реакцией при 820°С Ж-^SbAl+Ge; эвтектика содержит примерно 67% SbAl
E5% Sb и 12% Al); предельная растворимость SbAl в германии составляет
290

около 6% D,9% Sb и 1,1% Al) 11]. Германий может растворяться в фазе
SbAl, замещая сурьму {2]. В алюминиевом углу диаграммы область пер-
первичной кристаллизации фазы SbAl занимает почти все концентрационное
поле. Тройная эвтектика - Ж-^Al+Ge+SbAl очень близка к двойной эвтек-
эвтектике Al+Ge E4% Ge, 424°C). В большинстве сплавов в твердом состоянии
в равновесии могуг находиться три фазы — Al, Ge и SbAl, исключая не-
небольшие области, где сурьма и германий растворяются в алюминии.
Максимальную вязкость в интервале 957—1227°С имеют сплавы на
квазибинарном разрезе [1]. Сведения о сплавах, богатых германием, при-
приведены в работе [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. М. Glazov (В. М. Глазов), etc., JIMMA 30, 518; 31G6, 169.
2. D. Shaw, JIMMA 31, 605.
3. V. S. Semskov (В. С. Земское), etc., JIMMA 31, 177.
Al - Ge - Si
Германий и кремний обладают полной взаимной растворимостью. По-
Поэтому в сплавах этой системы в твердом состоянии присутствуют алюми-
алюминиевый твердый раствор и твердый раствор, содержащий германий и кремний.
Сплавы системы Al—Ge—Si изучены как припои для пайки алюминие-
алюминиевых енлазов. Наиболее перспективны композиции, близкие к эвтектике си-
системы А1—Ge :[1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. /. Werner, Met A 5, 550612.
А! — Ge — U, A1 — Sn — U, Al — Ti — U,
Al — U — Zn
Добавка германия, олова, титана и цинка к сплавам системы Al—U
подавляет образование фазы иАЦ. Вместо нее даже в сплавах, богатых
алюминием, появляется фаза UAI3 [1]. Олово более эффективно в этом
отношении, чем цинк [2]. Изменение структуры приводит к улучшению
способности к горячей обработке давлением и уменьшает прочность при
высокой температуре и предел ползучести; стойкость к коррозии при этом
мало меняется. Олово повышает жидкотекучесть сплавов системы Al—U [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. С. Thurber, etc., JIMMA 26, 1033.
2. N. Е. Daniel, etc., JIMMA 28, 567.
Al — Ge - Y
В этой системе образуется несколько интерметаллических соединений,
два из которых, Ge2YAl2 и GeYAl, могут находиться в равновесии с алюми-
алюминиевым твердым раствором. Область гомогенности фазы Ge2YAl2 E0,4% Ge
и 30,9% Y) находится в интервале от 47% Ge и 31,6% Y до 55,5% Ge
и 29,3% Y. Фаза имеет гексагональную решетку (пространственная группа
— о
Р3т\, 5 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=4,196 А и с=
о
==6,775-4-6,702 А; параметр с меняется при увеличении концентрации
германия.
Фаза GeYAl C8,6% Ge и 47,0% Y) также существует в концентраци-
концентрационном интервале: от 29,1% Ge и 50,8% Y до 41,8% Ge и 45,8% Y [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
\. А. A. Muraveva (Л. А. Муравьева), etc., Met A 4, 110558.
10* Зак. 218 291

Al - Н - Li
По данным работы [1], в системе имеется соединение H4LiAl A0,5% Н
и 18,3% Li) с теплотой образования ПО—120 кДж/моль [2]. Сведения по
рассеянию нейтронов этим соединением и его аналогом H4NaAl приведены
в работе [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Heyrowsky, JIMMA 21, 1063.
2. К. N. Semenchenko (К. Н. Семенченко), etc., Met A 4, 151719.
3. F. P. Temme, etc., Met A 6, 152050.
Al — Н — Mg
Растворимость водорода в сплаве А1—7% Mg при 497°С составляет по-
порядка 0,05 см3/100 г; константы диффузии водорода D0=340 см2/с; Q—
= 1,7 эВ [1]. В сплавах системы Al—Mg водород проявляет тенденцию
скапливаться на границах зерен. Это тормозит рост зерен, но не предот-
предотвращает рекристаллизацию [2J.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. Eborall, etc., JIMMA 12, 399; 14, 259.
2. С. Е. Ells, etc., JIMMA 29, 971.
Al — H — Si
Растворимость водорода в алюминии резко уменьшается при введении
кремния [Г]: в сплаве с 16% Si она на порядок меньше, чем в алюминии
[2]. Эффект модифицирования сплавов системы Al—Si приписывают водоро-
водороду i[3]. Но в работе [41 показано отсутствие корреляции между содержа-
содержанием водорода и эффектом модифицирования, хотя в модифицированных
сплавах растворяется больше водорода, чем в немодифицированных i[5].
Магний и титан замедляют диффузию водорода в сплавах системы Al—Si.
Железо и бериллий неэффективны в этом отношении [6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Baukloh, etc., JIMMA 12, 273.
2. W. R. Opie, etc., JIMMA 18, 350, 481; 19, 161.
3. W. Mannchen, JIMMA 18, 552.
4. W. Mannchen, etc., JIMMA 27, 533.
5. P. E. Chretien, etc., JIMMA 7, 145.
6. /C. /. Vashchenko (К. И. Ващенко), etc., Met A 6, 151765.
Al — Hf, Sc, Ti, Zr + Ir, Os, Pd, Pt, Rh, Ru
В этой системе образуется несколько тройных соединений [1], но, по-
подобно аналогичным системам с кобальтом, железом и никелем, в равновесии
с алюминиевым твердым раствором в области, богатой алюминием, по-види-
по-видимому, могут находиться только двойные фазы.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. Y. Markiv (В. Я. Маркие), etc., Met A 2, 121001; 3, 110728; 7, 110186.
Al — Hf — Ni, Al — Nb — Ni, Al — Ni + Sc, Та, Ti, V, Zr
В сплавах этих систем идентифицировано много тройных соединений,
но во всех системах, где исследованы области, богатые алюминием, в рав-
равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся только двойные фазы
292

[1—6]. В работе [7] приведены теплоты образования соединений системы
Al—Ni—Ti. В фазе ZrAl3 может растворяться некоторое количество ни-
никеля [8].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. Raman, etc., JIMMA 32, 1021; MA 1, 1153.
2. A. Taylor, etc., JIMMA 20, 91.
3. W. Y. Keng, etc., JIMMA 31, 801.
4. V. V. Burnashova (В. В Бирнашова), etc., Met A 3, 110207; 4, 120225.
5. V. Y. Markiv (В. Я. Маркие), etc., Met A 1, 110119; 2, 121001; 3; |110268; 7, 110186.
6. E. Ganglberger, etc., Z. Chemie, 1966, 1, 219.
7. O. Kubaschewski, JIMMA 26, 157.
8. A. Podgornik (А. Подгорник), etc., Met A 6, 110499.
A! — Hf — Si
В равновесии с жидкостью, богатой алюминием, при 1227°С находятся
фазы ША13, HfSi (86,4% Hf), HfSi2 G6,1% Hf) и Si i[l]. Только фаза
HfAl3 при высокой температуре может растворять значительное количество
кремния. Ее параметры меняются от а=3,92 А до а=3,9 А и от с=8,90 А
о
до с=8,94 А при увеличении содержания кремния до максимального D%).
В фазе HfSi растворяется очень мало алюминия. Она имеет орторомби-
ческую решетку (пространственная группа Рпта, 8 атомов в элементарной
о о о
ячейке) с параметрами а = 6,85 А; 6 = 3,75 А, с=5,19 А [2]. Фаза HfSi2
также орторомбическая (пространственная группа Стст, 12 атомов в эле-
о о о
ментарной ячейке) с параметрами а=3,68 А, Ь= 14,55 А и с=3,65 А, ко-
о о о
торые меняются до а=3,71 А, 6= 14,46 А, с=3,67 А при замещении алю-
алюминием (максимум 5%) эквивалентного количества кремния [Г]. Соединение
HfSi, по-видимому, не находится в равновесии с алюминиевым твердым ра-
раствором. Фаза HfSi2, вероятно, отсутствует в сплавах, богатых алюминием.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. Schob, etc., Plansee Ber., 1962, 10, 65.
2. Pearson, 2.
Al — Hf — Zn, Al — Ti — Zn, Al — Zn — Zr
В этих системах обнаружены соединения, характеристика которых при-
приведена в табл. 32.
Таблица 32
СОЕДИНЕНИЯ АЛЮМИНИЯ С ГАФНИЕМ, ЦИНКОМ, ТИТАНОМ,
ЦИРКОНИЕМ {1]
Соединение
HfZnAl*
Ti25Zri9Al66
Ti4ZnAlu
ZrZnAl2
Содержание
элементов, %
Hf, Ti,
Zr
59,9
38,3
34,7
43,3
Zn
21,9
18,7
11,6
30,9
Тип решетки
Кубич.
Тетраг.
Кубич.
Пространст-
Пространственная группа
РтЪт
РтЪт
М/ттт
РтЪт
Число
атомов
в элемен-
элементарной
ячейке
4
4
16
4
Параметр ре-
о
шетки а, А
3,92
3,92
3,89,
а== 16,33
4,03
293

Неизвестно, могут ли эти соединения находиться в равновесии с алю-
алюминиевым твердым раствором. Перечисленные соединения, по существу,
представляют собой фазы ША13, TiAl3, ZrAl3, в которых часть алюминия
замещена цинком. При этом решетка фазы приобретает более симметрич-
симметричную стабильную структуру.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Schubert, etc., JIMMA 32, 1021, 1355.
Al — Hg+S, Se, Те
Соединения, приведенные в табл. 33 [1], имеют тетрагональную решет-
решетку (пространственная группа /4, 14 атомов в элементарной ячейке).
Таблица 33
СОЕДИНЕНИЯ АЛЮМИНИЯ С РТУТЬЮ, СЕРОЙ, СЕЛЕНОМ И ТЕЛЛУРОМ
Соединение
HgS4Al2
HgSe4Al2
HgTe4Al2
Содержание
Hg
52,4
33,5
23,3
элементов, %
S, Se, Те
33,5
55,3
66,6
о
Параметр решетки, А
а
5,48
5,707
6,004
с
10,26
10,74
12,11
V, г/см3
4,08
5,02
5,79
Маловероятно, чтобы эти фазы находились в равновесии с алюминие-
алюминиевым твердым раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Hahn, etc., JIMMA 24, 487.
Al — In — Р
Соединения InP и А1Р изоморфны. Они имеют кубические решетки
(пространственная группа F43m, 8 атомов в элементарной ячейке) с пара-
о о
метрами а = 5,87 А и а = 5,467 А соответственно [1] и должны образовы
вать непрерывный ряд твердых растворов. Сведения о параметрах диаграм-
диаграммы, полученные расчетным путем, приведены в работах [2, 3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Pearson, 2.
2. A. Laugier, Met A 6, 210179.
3. М. В. Parish, etc., CA 79, 97534u.
Al - In
Sb
Фазы SbAl и InSb обладают полной взаимной растворимостью в любых
соотношениях [1—4], образуя фазу (Alln)Sb, область первичной кристал-
кристаллизации которой занимает большую часть концентрационного поля.
Зона расслоения в жидком состоянии системы Al—In очень мало рас-
расширяется в тройной системе: уже при концентрации менее 10% Sb
достигается полная растворимость, в жидком состоянии. В системе должна
происходить монотектическая реакция }KAi->Al+}Kin+(AlIn)Sb. Кон-
Концентрация монотектики и температура реакции составляют, по-видимому,
294

1 % Sb, 15% In и 637°С. Примерно при 145°С в области, богатой индием,
происходит эвтектическая реакция )K->Al+In(AlIn)Sb; Эвтектика содержит
около 99% In [1]. Данные по расчетам псевдобинарной диаграммы InSb—
SbAl приведены в работе [5]. В сплавах, богатых алюминием, в твердом
состоянии сосуществуют те же три фазы, исключая небольшую область
твердого раствора сурьмы и (или) индия в алюминии.
Фаза (Alln)Sb имеет кубическую решетку (пространственная группа
F43m, 8 атомов в элементарной ячейке). Параметр решетки и твердость
по Виккерсу по мере увеличения содержания индия меняются от 6,1 до
6,47 А и от 4000 до 2000 МН/м2 [2]. Фаза служит полупроводником.
Изучены ее оптические и электрические свойства [6]. Сплавы, близкие по
концентрации к соединению SbAl, нестабильны на воздухе [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Kdster, etc., JIMMA 23, 640.
2. В. V. Baranov (Б. В. Баранов), etc., JIMMA 28, 26.
3. L. Yu — Lung, etc., MA 2, 1905.
4. /. Steininger, Met A 4, 110050.
5. M. B. Panish, etc., CA 79, 97534u.
6. Y. Agaev (Я- Агаев), etc., JIMMA 29, 121; Met A 5, 320087.
Al — In — Si
В интервале концентраций 5—15% Si и 10—20% In в этой системе
должна происходить монотектическая реакция )KAi->-Al+Si+)Kin. По соста-
составу эвтектика Ж-^Al+Si+In близка к чистому индию, а температура плав-
плавления ее практически совпадает с температурой плавления индия.
Предполагается использование сплавов системы Al—In—Si в качестве
припоя при пайке алюминиевых сплавов [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. J. Werner, etc., Met A 5, 550612.
Al — In — Sn
Граница области расслоения в жидком состоянии системы Al—In
в тройной системе смещается, образуя пологий максимум примерно при
содержании 55% Sn и 30% In. В этой системе при 117°С происходит
тройное эвтектическое превращение Ж->А1+1п35п+1п5п4; эвтектика содер-
содержит 51,03% In и 0,14% А1 [1]. Две другие нонвариантные точки возможных
превращений Ж+1п-*А1+1п35п и Ж+5п->-А1 + 1п5п4 должна находиться на
линии, идущей от стороны Al—In к эвтектике Al+Sn, очень близко к лини-
линиям двойных перитектических реакций Ж+1п-Яп35п и Ж+5п-Ип5п4.
В равновесии с алюминиевым твердым раствором в твердом состоянии на-
находятся фазы In, Sn, In3Sn и InSn4 [1]. Соединение In3Sn G4,4% In) имеет
тетрагональную решетку (8 атомов в элементарной ячейке) с параметрами
о о
а = 3,472 А и с = 4,39 А. Соединение InSn4 A9,4% In) обладает гексаго-
гексагональной структурой (пространственная группа Р6[ттт, 5 атомов в эле-
о о
ментарной ячейке) с параметрами а—3,2177 А и с=2,9988 А [2]. Раство-
Растворимости индия и олова в алюминии в твердом состоянии в двойных системах
ниже 0,1% ПРИ 577—677°С и пренебрежимо малы при 117°С. Нет оснований
предполагать увеличение растворимости в тройной системе.
Добавка индия мало влияет на поверхностную энергию сплавов системы
Al—Sn [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. А. N. Campbell, etc., JIMMA 20, 9
2 Pearson, 2.
3. /. A. Bailey, etc., MA 2, 1329.

AI — La — Pr, Al — Pr — Y
Исследованы магнитные свойства соединений (La, Pr)Al3, (PrY)Ab,
(LaPr)Al2 и (PrY)Al2 [1]. В равновесии с алюминиевым твердым раство-
раствором может находиться только одно из них—(РгУ)А1з.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Н. Mader, etc., Met A 1, 330751.
Al — Li — Mg
Тройная фаза LiMgAl2 в этой системе образуется по перитектическои
реакции [1]. Введение лития уменьшает область гомогенности фаз Mg5Al8,
e(AlMg) и расширяет область гомогенности фазы Mgl7Al12 (рис. 103).
20
20
50 A
50
Ряс. 103. Алюминиевый угол диаграммы Al—Li—Mg Распределение фазовых областей
при 467°С
Поэтому в равновесии с алюминиевым твердым раствором могут находить-
находиться и фаза MgsAle, и фаза Mgi7Ali2, а также LiMgAl2 и LiAl. Соединение
LiMgAl2 (8,3% Li и 28,2% Mg) существует в интервале концентраций
10,3—11,2% Li и 27,1—24% Mg [2]; приведенным результатам анализа
лучше отвечает формула Li6Mg4Al9 A0,9% Li и 25,0% Mg). Соединение
о
имеет кубическую решетку с параметром а = 20,2 А, если находится в рав-
о
новесии с алюминиевым твердым раствором, и до 20,5 А, когда сосущест-
сосуществует с твердыми растворами на базе лития или магния [2]. В фазе Mgi7Ali2
литий может частично замещать магний, так что состав соединения меняет-
меняется до Li2Mg3Al4 G,1% Li "и 36,6% Mg) [I, 3], а параметр решетки умень-
о
шается до а= 10,37 А. Параметры фаз Mg5Al8 и e(AiMg) меняются незна-
незначительно [2]. Концентрации легирующих компонентов, отвечающие точкам
Л, В, С диаграммы, приведены в табл. 34 ,[4, 46|].
Добавка циркония уменьшает совместную растворимость лития и магния
в алюминии [4].
Плотность сплавов, содержащих 2,5% Mg и до 2,6% Li, составляет
примерно 2,5 г/см3 [4, 5]. Литий лишь немного снижает поверхностное
натяжение на границе жидкость — газ сплавов системы Al—Mg [6]. Ме-
Механические свойства сплавов, содержащих LiMgAl2, значительно меняются
после термической обработки (табл. 35). Модуль упругости сплава с 4% Mg
и 2% Li при комнатной температуре составляет 75 ГН/м2, уменьшаясь до
70 ГН/м2 при 147°С [4]. Определенное упрочнение достигается также путем
296

Таблица 34
ИЗМЕНЕНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ АЛЮМИНИЕВОГО ТВЕРДОГО РАСТВОРА
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ
еакции
103
Точка р
на рис.
А
5'
С
Трехфазная область
Al + LiAl + LiMgAl2
Al + LiMgAl2 + Mg17Al12
Al + Mg17Al12 + Mg5Al8
Содержание элементов, %, при температу-
температуре, °С
470
Li
3,0
0,8
Mg
3,8
9,3
14,0
427
Li
2,2
1,2
0,5
Mg
3,0
7,0
12,5
202
Li
1,0
0,32
0,2
Mg
2,0
3,4
3,6
Таблица 35
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Li-Mg
Содержание
элементов, %
Li
2,1
5,5
2,26
2,3
1,92
1,15
Mg
1,9
3,0
4,42
6,76
11,0
12
HV
Отжиг
or
MH/M2
_
600
—
980
940
_
290
320
370
200
370
_
130
190
—
6, %
_
11,4
16,5
15,2
0,8
13
Закалка+искусственное
HV
1040
650
—
_
900
940
старение
or
МН/м
250
400
450—
550
470
300
380
Oq 2
2
150
270—500
300
—
6, %
12
30
13—4
14,4
25
25
I
ex
03 33
?!
[51
!*!
[7]
холодной деформации между закалкой и старением [5]. Сообщается о вы-
высоком пределе усталости сплавов, особенно при испытании в коррозионной
среде [10].
Наихудшую стойкость к коррозии в морской воде имеют сплавы вблизи
квазибинарного разреза Al—LiMgAl2, наилучшую — сплавы с очень высо-
высокими отношениями концентраций Mg : Li [4, 7]. Окисляемость при высокой
температуре обусловлена образованием рыхлой окисной пленки, которая в
отличие от других алюминиевых сплавов не служит защитой от окисления
[11]. Характерна низкая чувствительность к скорости охлаждения при за-
закалке: закалка на воздухе так же эффективна, как и в воде [4].
В равновесном состоянии в сплаве с 5% Mg и 2% Li имеются фазы
MgLiAl2 и Mg17Ali2. Упрочнение при старении A20—180°С) обусловлено
образованием дисперсных частиц б'-фазы (LiAl3) сферической формы, которая
представляет собой сверхструктуру типа Cu3Au. Пластинчатые -выделения
фазы LiMgAl2 формируются главным образом на границах зерен. По мере
развития старения эти частицы растут, а б'-фаза исчезает [4, 11, 12]. С ис-
использованием метода математического планирования эксперимента исследо-
исследована термическая обработка сплавов системы Al—Mg—Li [13].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
i" ? r^Sf}amray (Ф- И. Шамрай), СА 42, 3717, 4893; 43, 2500.
(' л Y' Levins°n. etc., JIMMA 22, 1030; 23, 538.
6. A. Jones, etc., US AEC Rep. AD 44256, 1954.
297

4. /. N. Frldlyander (И. И. Фридляндер), etc., JIMMA 32, 1105; Met A 1, 4»>0037; 2,
35044G; 4, 140369; 5, 140097; 6, 110122.
4b. M. E. Drits (M. E. Дриц), etc., Met A 6, 110711.
5. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 27, 715.
*>. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
7. T. A. Badaeva (Т. А. Бадаева), etc., JIMMA 12, 390.
8. D. A. Petrov (Д. А. Петров), JIMMA 4, 493, 594.
9. Z. A. Sviderskaya C. А. Свидерская), etc., Met A 1, 310952.
10. M. И. Парецкий и др., МИТОМ, 1968, № 3, 4, с. 213.
11. A. Y. Chernyak (А. Я. Черняк), etc., Met A 5, 330888.
12. G. E. Thompson, etc., Met A 6, 140406.
13. F. S. Novik (Ф. С. Новик), etc., Met A 2, 560311.
Al — Li — Mn
В сплавах этой системы, богатых алюминием, тройные соединения не
образуются. Имеются области первичной кристаллизации фаз Al, LiAl,
МпА16 и МпА14. В системе происходят два тройных нонвариантных превра-
превращения: эвтектическое при 597°С Ж-^А1+МпА16+1лА1 (эвтектика содержит
1,7% Мп и 8,8% Li) и перитектическое при 640°С Ж+МпА14-^УА1+МпА1б
(перитектика содержит 9% Li и 3,2% Мп). В твердом состоянии присутст-
присутствуют то же фазы (рис. 104). Вершина трехфазного треугольника (А1 +
Рис. 104. Алюминиевый угол диаграммы Al—Li—Мп. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 587°С; в рамках — пер-
первичные фазы
+ LiAl-fMnAl6) при 597°С отвечает 0,2% Мп и 1% Li, а при 497°С — при-
примерно 0,1 % Мп и 0,25% Li. В фазах LiAl и МпА1б растворяется мало мар-
марганца и лития соответственно [1, 2].
Сплавы этой системы упрочняются при старении. Сплав с 1,5% Мп
и 3% Li после закалки и старения при 200°С, 200 ч имеет ав=340 МН/м2
и аО2=27О МН/м2 при 8 = 3,5%; механические свойства при повышенной
температуре C27°С) также достаточно высоки: ЯУ=180 МН/м2; ав =
^=50 МН/м2, ао,2=32 МН/м2; 6 = 31% [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Z. Л. Sviderskaya C. А. Свидерская), etc., JIMMA 32, 1; MA 2, 1137.
2. М. Е. Drits (M. E. Дриц), Met A 2, 110183.
3. М. V. Zakharov (M. В. Захаров), etc., JIMMA 29, 749.
Al - Li - N
Соединение Li3N2Al C0,3% Li и 40,5% N) имеет кубическую решетку
(пространственная группа /аЗ, 96 атомов в элементарной ячейке) с пара-
параметром а= 9,461 А; у=2>33 г/см3. Эта решетка образуется как сверх-
298

структура из восьми элементарных ячеек кристалла пространственной группы-
РтЗт [1]. Не установлено, образуется ли это соединение в сплавах, бо-
богатых алюминием.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
U R. Juza, etc., Naturwiss., 1946, 33, 121; Z. Anorg. Chem., 1948, 257, 13.
Al — Li — Pb
По данным работы [1], в системе имеется квазибинарный разрез.;
Pb—LiAl. Но при центрифугировании расплавов, отвечающих этому разре-
разрезу, соединение LiAl разлагается, вступая в реакцию с образованием фаз
PbLi и А1.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1, G. Komovsky (Г. Комовский), JIMMA 4, 44, 187.
Al — Li — Si
Эта система имеет большее сходство с системой Al—Na—Si [1], чем с
системой Al—Mg—Si [2]. Тройная фаза представляет собой расширенную'
область гомогенности соединения LiAl, состав которого меняется до LiSiAli
A1,2% Li и 45,2% Si) [1—3]; его твердость составляет 9460 МН/м2. Фаза*
имеет кубическую решетку (пространственная группа Fd3m, 16 атомов в
о
элементарной ячейке), а параметр а меняется от 5,94 А для LiSiAl до
о
6,38 А для LiAl [3]. При температуре около 577°С происходит тройное
эвтектическое превращение Ж-^Al+Si+LiSiAl. Эвтектика содержит менее
1% Li и, по-видимому, 12—13% Si [1].
хЧеханические свойства сплавов системы А1—Li—Si незначительно
улучшаются после термической обработки [2, 4]. Максимальное упрочнение
(по довольно скудным сведениям) отвечает отношению концентраций Li:
: Si = 1 : 1, что не соответствует ни соединению Li3Si (примерное соотношение
3:4) ,[2], ни тройному соединению (отношение 1:2,6), но отвечает фазе
Li4Si [5], которая, однако, не может находиться на квазпбинарном разрезе,
проходящем через алюминий.
Основной эффект от введения лития заключается в модифицировании
сплавов системы Al—Si. Однако литий влияет слабее, чем натрий [1, 2,
6—8]. От лития зависит появление синеватого оттенка анодированных
листов. Добавка галлия мало влияет на свойства и упрочнение при старе-
старении [9].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. A. Boom, JIMMA 19, 275; 20, 81.
2. P. Assmann, JIM 36, 434.
3. H. Nowothy, etc., Monatsh. Chem., 1960, 91, 878.
4. W. Kroll, JIM 36, 432.
5. Elliot, 19G5.
6. H. Koto, JOMMA 2, 378.
7. /. Czochralski, JIMMA 4, 85, 494; 5, 838.
8. C. S. Tang, JIMMA 29, 765.
9. W. Kroll, JIM 53, 12.
Al — Li — Sn
Добавка лития уменьшает поверхностное натяжение на границе р?идела
жидкость — твердая фаза, но в меньшей степени, чем на границе двух твер-
твердых фаз [1]. Добавка 0,05% Sn усиливает упрочнение при старении сплава
А1—1% Li [2], но введение 2% Sn в сплавы с большим содержанием лития»*
которые # более интенсивно упрочняются при старещШ?> малоэффек-
малоэффективно [3, 4J.
299

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
П. /. A. Bailey, etc., MA 2, 1329.
2. Н. К. Hardy, JIMMA 23, 1081.
3. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 27, 715.
4. Z. A. Sviderskaya C. А. Свидерская), etc., Met A 1, 310952.
Al — Li — Zn
Сведения об этой системе не столь достоверны: единственное обширное
исследование [1] выполнено с целью выявления тройных соединений. По-
Поэтому диаграмму состояния (рис. 105) и данные, приведенные в табл. 36,
нужно рассматривать только как ориентировочные.
(AlZnJLi
Al
Zn.%
Рис. 105. Часть диаграммы Al—Li—Zn, прилегающая к стороне Al—Zn. Жирные линии —
проекция поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей в твердом
состоянии при 327°С; в рамках — первичные фазы
Таблица 36
ВОЗМОЖНЫЕ НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СИСТЕМЕ Al—Li-Zn
ВБЛИЗИ СТОРОНЫ Al—Zn [1, 2]
Реакция
Ж->А1 + 1ЛА1 + Г
Ж + (AlZnJLi -> Al + Li2Zn5
Ж + А1->гпА1 + 1л2гп6
Ж + Li2Zn6 -+ ZnAl + 0 (LiZn)
Ж-+ ZnAl + Zn + p (LiZn)
Содержание элементов, отве-
отвечающее нонвариантной точ-
точке, %
Li
6,0
2,2
2,0
1,1
0,5
Zn
30
70
80
90
95.2
t, °C
5,67
447
422
367
342
Тройная фаза (AlZnJLi имеет широкую область гомогенности от
LiZno,7Ali,3 (8% Li и 40% Zn) до LiZn1MAlo,5 F% Li и 75% Zn). Она при-
принадлежит к семейству соединений CuLi3Al5, CuMg4Al6 и (AlZnL9Mg32 [3] и
обладает кубической решеткой (пространственная группа /тЗ, 162 атома в
элементарной ячейке) с параметром а== 13,934-14,02 А. В системе имеется
квазибинарный разрез Al—(AlZnJLi. Кроме равновесия с этой фазой, алю-
алюминиевый твердый раствор находится в равновесии с LiAl, ZnAl и Li2Zn5.
Вершина трехфазного треугольника Al+LiAl+(AlZnJLi при 527°С отвечает
содержанию примерно 1 % Li и 2% Zn, вершина треугольника А1+
+ (AlZnJLi+Li2Zn5 при 527°С — приблизительно 0,7% Li и 12% Zn, вершина
300

треугольника Al+ZnAl+Li2Zn5 при 347°С — приблизительно 0,25% Li
и 60% Zn, причем при понижении температуры растворимость лития и иинкя
в алюминии уменьшается [1].
Данные по влиянию лития на кинетику эвтектоидного превращения
ZnAl->Al+Zn противоречивы. Согласно [4], литий ускоряет, а по данным
работы [5] — замедляет превращение, причем последнее более вероятно.
Свойства сплавов с 1% Li и 1% Zn не меняются после термической обработ-
обработки [6], а сплавы с большим содержанием лития и цинка упрочняются ппи
старении [7]. Максимальное упрочнение имеют сплавы, содержащие при-
примерно 1,5% Li и 2,5% Zn. Их твердость меняется от 250 МН/м2 в закален-
закаленном состоянии до 720 МН/м2 в полностью состаренном [8]. Подобные
свойства имеют сплавы с 2% Li и 1—4% Zn [9, 10]. Более высокие твер-
твердость и прочность характерны для сплавов с очень высоким содержанием
цинка: в термически обработанном состоянии сплавы с 20—22% Zn и 0,1 —
0,2% Li имеют HV 1400—1500 МН/м2, ав = 400 МН/м* и 6 = 7—8%. Кор-
Коррозионная стойкость этих материалов выше, чем дуралюмина, однако они
чувствительны к коррозии под напряжением. Только при уменьшении кон-
концентрации цинка до 5—6% склонность к коррозии под напряжением прак-
практически исчезает *[8].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. A. Badaeva (Т. А. Бадаева), etc., JIMMA 12, 390.
2. Е. Weisse, etc., JIMMA 10, 244.
3. Е. Е. Cherkashin (Е. Е. Черкашин), etc., JIMMA 32, 1112.
4. W. Fraenkel, JIM 37, 478.
5. E. Gebhardt, JIMMA 9, 276.
6. H. K. Hardy, JIMMA 23, 1081.
7. W. Kroll. JIM 53, 13.
8. T. A. Badaeva (Т. А. Бадаева), etc., JIMMA 11, 247; 13, 45; 14, 157.
9. W. R. Jones, etc., JIMMA 27, 715.
10. Z. A. Sviderskaya C. А. Свидерская), etc., Met A 1, 310952.
Al — Mg — Mn
В этой системе имеется тройное соединение (MgMnKAli0 (которое
образуется по перитектической реакции из фазы МпА16 или МпАЦ) с не-
небольшим полем первичной кристаллизации вблизи точки тройной эвтектики
[1]. При 437°С, по-видимому, происходит эвтектическое превращение Ж-*-
-^Al+Mg5Al8+ (MgMnKAiio, но многие авторы [2—5] приводят эту реак-
реакцию в виде Ж->-Ал--!-М?5А18+МпА1б, причем эвтектика содержит 26,4% Mg
и 2,35% Мп [2], хотя характер диаграммы указывает на то, что содержа-
содержание марганца должно быть низким @,1—0,2% Мп). Диаграмму на рис. 106
нужно рассматривать как ориентировочную: концентрации, отвечающие
нонвариантным точкам реакций Ж+МпА14->МпА1б+(М?Мп)зА1ю A8% Mg
и 2—3%Мп) и Ж+МпА1б->А1+^МпKА110 B2% Mg и <0,5%Мп), при-
приведены по результатам работы [1] и несколько скорректированным данным
работы [6].
Формула Mg2MnAii0 A2,8 Mg и 14,8% Мп) достаточно хорошо отве-
отвечает составу тройной фазы A3,7% Mg и 13,5% Мп); лучший результат дает
формула (MgMnKAli0. Исходя из отношения числа электронов к числу
атомов, эта фаза была причислена к семейству соединений MnAl12,
CrMgi,5Ali2 (Cr2Mg3Ali8)—оба кубические — и FeSiAl5 — с моноклинной
решеткой [1]. Показано близкое структурное подобие с фазой Cr2Mg3Ali8
[6 b]. Растворимость марганца в алюминии в твердом состоянии уменьша-
уменьшается при введении магния: при 597°С в алюминии растворяется 0,96% Мп, а
в сплаве с 2% Mg — лишь 0,80% Мп. При большей концентрации магния
растворимость значительно снижается [7]. Максимальная растворимость
магния в алюминии также уменьшается в присутствии марганца: наиболь-
наибольшая растворимость в тройной системе составляет 14% Mg [5], а в двойной
17,4% Mg. В фазе МпА1б может растворяться менее 0,08% Mg [8]; марга-
марганец малорастворим или нерастворим в фазе Mg5Al8.
301

Al
Al
W
JO
Mg5Al8
40
20
Mg,%
Рис. 106. Алюминиевый угол диаграммы Al—Mg—Mn:
a — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 447°С
Параметр решетки и электросопротивление сплавов зависят главным
образом от концентрации растворенного магния. Влияние марганца и магния
на механические свойства отвечает правилу аддитивности. Подробности
приведены в ч. II и в работах [9—12]. Изменение модуля упругости также
подчиняется этой закономерности [13]. Стойкость к коррозии сплавов систе-
системы А1—Mg—Mn (без железа) мало отличается от стойкости к коррозии
двойных сплавов системы Al—Mg. Стойкость к коррозии под напряжением
и к расслаивающей коррозии зависит в основном от характера распределе-
распределения фазы Mg5Al8; влияние марганца незначительно или отсутствует [14, 15].
Марганец не приводит к измельчению зерна сплавов системы Al—Mg [16].
Упрочнение при старении изучено только на сплавах с высоким содер-
содержанием магния G—12%) [17]. Их поведение подобно сплавам системы
Aj_Mg. Указывается на ускорение старения, что может быть обусловлено»
повышением пересыщения в сплавах с марганцем при такой же концентра-
концентрации магния.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. D. W. Wakemann, etc., JIMMA 17, 800.
2 W. G. Leeman, JIMMA 5, 532.
3. E. Butchers, etc., JIMMA 10, 385; 12, 389.
4. G. T. Little, etc., JIMMA 10, 385.
5. Hanemann, 1952.
6. Mondolfo, 1943.
6b. T. Ohnishi, etc.. Met A 7, 110054.
7 E. Fahrenhorst, etc., JIMMA 10, 314.
8 G V. Raynor, etc., JIMMA 10, 385.
9' D A Petrov (Д. Л. Петров), JIMMA 4. 493. 594.
10' T Ikeno, etc., Light Metals Tokyo, 1958, 8 A), 51.
11 T W. Bossert, etc., JIM 50, 151.
12.' D. B. Hobbs, JIM 50, 536.
302

13. N. Dudzinsk'. JIMMA 22, 1025.
14. F. С Althof, etc., JIMMA 28, 55.
15. A. Giarda, etc., Met A 2, 121075, 130880, 351082; 4, 120212.
16. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., MA 2, 808.
17. /. /. Trillat, etc., JIMMA 5, 474.
Al — Mg — Mo, Al — Mg — Re, Al — Mo — Zn
Изучены механические свойства и электросопротивление сплавов, содер-
содержащих до 1%Мо и 2—6% Mg или 2—10% Zn \\]. Низкая чистота сплаво»
и разброс полученных данных не позволяют установить определенной зако-
закономерности изменения свойств в зависимости от состава. Можно лишь ут-
утверждать, что молибден мало влияет или не влияет совсем на исследованные
свойства. Ни молибден, ни рений не приводят к заметному измельчению
зерна сплавов системы Al—Mg [2]. Растворимость молибдена в твердом
алюминии при температуре эвтектики не превышает 0,05% |[3]. После
охлаждения в условиях, не обеспечивающих достижения равновесия, при-
присутствует фаза МоА15 [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Reinmann, JIM 28. 588.
2. N. I. Varich (H. //. Варич), etc., MA 2. 808; Met A 2, 110139.
3. P. Roengten, etc., JIM 53, 694.
Al — Mg — Nb
Добавка ниобия измельчает зерно сплавов системы Al—Mg. Ниобий
присутствует в виде фазы МЬА1з [1]- В сплавах, богатых алюминием, наи-
наиболее вероятно образование фаз Mg5Al8 и NbAl3, причем область первичной
кристаллизации последнего соединения занимает преобладающую часть поля
концентраций. Эта фаза участвует в формировании тройной эвтектики, очень
близкой по составу к двойной эвтектике системы Al—Mg.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. I. Varich (И. И. Варич), etc., MA 2, 808; Met A 2, 110139.
Al — Mg — Ni
В богатой алюминием области этой системы тройные фазы не образу-
образуются. При 449°С происходит тройное эвтектическое превращение Ж->А1+
+Mg5Al8+NiAl3 (эвтектика содержит 32—34% Mg и 0,5—1,7% Ni) ,[1, 2].
Никель уменьшает растворимость магния в алюминии в твердом состоянии
до 13,7% Mg при эвтектической температуре [1]. Растворимость никеля в
алюминии, как и в двойных сплавах, очень мала. Содержание магния в
твердом растворе тем меньше, чем выше скорость охлаждения при крис-
кристаллизации [3]. В сплавах с 1 % Ni при содержании магния более 15%
может появляться фаза МяАЦ [4].
И магний, и никель способствуют упрочнению тройных сплавов, но на
предел прочности, как полагают, в большей степени влияет скорость
охлаждения при кристаллизации, чем концентрация магния или термиче-
термическая обработка. У сплавов, содержащих 4% Ni и 5—10% Mg, в литом или
термически обработанном состоянии ав«150 МН/м2 (литье в гипсовую фор-
форму) или ~200 МН/м2 (литье в водоохлаждаемый кокиль). Вместе с тем
удлинение зависит главным образом от содержания магния: при 5% Mg
$ = 5%, падая до 1—2% при 10% Mg [5]. Никель мало влияет на стой-
стойкость к коррозии под напряжением и расслаивающей коррозии сплавов
системы Al—Mg [6].
303

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Напетапп, 1952.
2. Mondolfo, 1943.
3. L. Silvagni, etc., Alluminio, 1939, 7, 89.
4. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., Met A 2, 110139.
5. /. Oliff, etc., JIMMA 32, 367.
6. F. C. Althof, etc., JIMMA 28, 55.
Al — Mg — Pb
Магний сокращает область расслоения в жидком состоянии сплавов
системы Al—Pb [1], так что при концентрации 25—30% Mg она отсутству-
отсутствует [2]. В этой системе при 449°С происходит эвтектическая реакция
^.^Al+MgsAls+MgsPb (эвтектика содержит 34,4% Mg и 1,57% Pb).
В алюминиевом твердом растворе, входящем в состав эвтектики, содер-
содержится 14,5% Mg, а свинец практически отсутствует [3]. Очень мало алю-
алюминия и свинца растворяется в фазах Mg2Pb и Mg5Als соответственно.
По данным работы [3], предполагается монотектическая реакция Жа1-*А1+
+Mg5Al8+^<Pb, но более вероятно, что она не происходит. В области,
богатой свинцом, образуется эвтектика )K-*Al+Pb+Mg2Pb, содержащая
2,5% Mg и 97% Pb с температурой плавления 252°С [3]. В системе имеются
квазибинарные разрезы Mg5Al8—Mg2Pb с эвтектикой вблизи стороны Al—Mg
и Al—Mg2Pb с монстектикой. В области расслоения магний распределяется
поровну между жидкостями Жа1 и Жрь [4]. В твердом состоянии, как
показано на рис. 107, алюминиевый твердый раствор сосуществует с фаза-
фазами Mg2Pb, Mg5Al8 и Pb.
Al
20
40
60
РЪ
Pb,
Мд5А18
Al
20
40 60
РЪ°/о
во
Pb
Рис. 107. Часть диаграммы Al—Mg— Pb, прилегающая к стороне Al—Pb:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 227°С;
/ — граница области расслоения
304

Соединение Mg2Pb A8,8% Mg) имеет кубическую решетку (простран-
(пространственная группа Fm3m, 12 атомов в элементарной ячейке) с параметром
а = 6,81ч-6,8G A [5]. Оно является полупроводником [6]. Это соединение
обладает низкой растворимостью в твердом алюминии, порядка
0,02% Mg2Pb при 507°С, которая уменьшается при понижении температуры
[7]. Сведения о сплавах, богатых алюминием, приведены в работе [2].
Свинец снижает поверхностное натяжение на границе раздела
жидкость —газ сплавов системы А1—Mg [8, 9]. Механические свойства этих
сплавов, содержащих несколько процентов свинца, зависят в основном от
концентрации магния: пределы прочности и текучести меняются незначи-
незначительно, а удлинение уменьшается, особенно при большом содержании
свинца. Коррозионная стойкость несколько снижается [2], но чувствитель-
чувствительность к коррозии под напряжением и к расслаивающей коррозии мало ме-
меняется [10, 11]. Способность к механической обработке (резанием и окон-
окончательной отделке) существенно улучшается [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Paic, JIMMA 16, 134.
2. Н. Bauer, JIMMA 7, 199.
3. Напетапп, 1952.
4. G. Tammann, etc., CA 18, 3250.
5. Нarisen, 1958.
6. V. Е. Winkler, JIMMA 23, 1086.
7. Н. Westlinning, etc., JIMMA 11, 326.
8. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
9. A. M. Корольков. Исследования сплавов цветных металлов. (ИМет им. Байкова
Вып. 2). М., Изд-во АН СССР, 1960, с. 122.
10. W. Bohme, etc., JIMMA 9, 316.
11. F. С. Althof, etc., JIMMA 28, 55.
A! — Mg — Sb
В этой системе тройные соединения не образуются. В равновесии с
алюминиевым твердым раствором находится фаза Mg3Sb2 [1, 2], через
которую проходит квазибинарный разрез с монотектикой. Граница области
расслоения в жидком состоянии проходит вблизи стороны Al—Sb через
точку, отвечающую содержанию примерно 5% Mg и 7% Sb, к линии AlSb—
Mg3Sb2. При 447°С происходит эвтектическое превращение JK->Al+Mg5Al8+
+Mg3Sb2; эвтектика содержит около 34,5% Mg и 0,1% Sb. Другое эвтек-
эвтектическое превращение >K->-Al+AlSb-|-Mg3Sb2 протекает при 657°С
AL
AL
40
Рис. 108. Алюминиевый угол диаграммы Al—Mg—Sb. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 447°С; в рамках — пер-
первичные фазы; / — граница области расслоения
305

@,35% Mg и 1,7% Sb) [2]. На квазибинарном разрезе Al—Mg3Sb2 имеется
эвтектика, содержащая примерно 0,5% Mg3Sb2 @,38% Sb и 0,12% Mg), с
температурой плавления 658°С [3]. Максимальная растворимость в твердом
состоянии составляет порядка 14% Mg, растворимость сурьмы в алюминии
пренебрежимо мала (менее 0,0 х% Sb). На рис. 108 показана проекция по-
поверхности ликвидус и распределение фазовых областей в твердом состоянии.
Соединение Mg3Sb2 G6,95% Sb) имеет две структуры. Низкотемпературная
модификация (ниже 877°С) — гексагональная (пространственная группа
— О
Р3т\, 5 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а = 4,582 А и с =
о
= 7,244 А. Высокотемпературная форма, по-видимому, кубическая (прост-
(пространственная группа 1аЗ, 80 атомов в элементарной ячейке) [4].
Параметр решетки твердого раствора сплавов, богатых алюминием,
зависит главным образом от содержания магния [5]. Добавка сурьмы
уменьшает поверхностное натяжение на границе раздела жидкость — газ
сплавов системы А1—Mg [6]; сурьма способствует улучшению коррозион-
коррозионной стойкости в морской воде. Подробности приведены в ч. II.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Loofs — Rassow, JIM 47, 479.
2. W. Guertler, etc., JIM 53, 343.
3. W. Thury, JIMMA 25, 591.
4. Hans en, 1958.
5. Hanemann, 1952.
6. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
Al — Mg — Si
Эта простая по строению диаграмма состояния тщательно изучена. Хо-
Хороший обзор по системе Al—Mg—Si выполнен авторами работ [1, 2]. В рав-
равновесии с алюминиевым твердым раствором находится соединение Mg2Si.
Оно лежит на квазибинарном разрезе Al—Mg2Si, отвечающем отношению
концентраций Mg: Si =1,73 (рис. 109). В табл. 37 приведены двойные и
тройные нонвариантные реакции в области, богатой алюминием.
Таблица 37
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В АЛЮМИНИЕВОМ УГЛУ ДИАГРАММЫ Al—Mg—Si
«а
1КИ
КЦИ
рис
6 8.S1
л
в
с*
D
Е
* Нг
Ж^А1
Ж->А1
Ж->А1
Ж->А1
Ж^А1
квазибинарном
Реакция
+ Si
+ Mg5Al8
+ Mg2Si
+ Mg2Si 4
+ Mg2Si Ч
разрезе.
-Si
- Mg5Al8
Содержание
жидкость
М?
34,0
8,15
4,96
32,2
Si
12,5
7,75
12,95
0,37
элементов
JV
17
1
0
15
A
,4
,17
,85
,3
l
1
0
1
0
. %
Si
,65
,68
,10
,05
о
0
577
450
595
555
449
Концентрации легирующих компонентов, отвечающие точкам Л—Е ди-
диаграммы (рис. 109), приведены в табл. 38.
Химический состав фаз Si, Mg5Al8 и Mg2Si, участвующих в реакциях,
по-видимому, незначительно отличается от стехиометрического. Изучена
структура расплавов [2bJ. Атомы магния и кремния в алюминиевом твер-
твердом растворе стремятся к образованию «молекул» Mg2Si [3—5]. Раствори-
Растворимость Mg2Si в твердом алюминии в твердом состоянии несколько уменьшается,
если содержание кремния превышает отношение концентраций Mg: Si =1,73
306

AL
10 A
20
Si.%
Al+MgBAl8
Al+Mg5Ale+Mg2Si
Рис. 109. Алюминиевый угол диаграммы А1—Mg—Si:
а— проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей
ТТ^?Е?Я?5ЬЯ?Г" точкамА- B-C'D" E-
[6], но резко падает при избытке магния [7], как показано на рис. 109 и в.
ТЭОЛ. оУ [о—IUJ .
m Соединение Mg2Si F3,2% Mg и 36,8% Si) обладает кубической решет-
кои (пространственная группа Fm3m, 12 атомов в элементарной ячейке) с
параметром а=6,35-6,40 А [11]. Оно изоморфно фазам Mg2Ge, Mg2Pb,
Mg2Sn, но имеет очень узкую область существования. Его температура
плавления составляет 108ГС, HV 4500 МН/м* [1,13], у-1,88 г/см'. Соеди
307-

Таблица 38
ИЗМЕНЕНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ АЛЮМИНИЕВОГО ТВЕРДОГО РАСТВОРА, %,
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ
t, °с
595
577
552
527
502
452
402
302
A, Mg
17,4
13,5
6,7
в
1
Mg |
15,3
11
5
Si
.
0,1
0,0*
0,0*
с
Mg
1,17
1,10
1,00
0,83
0,70
0,48
0,33
0,19
Si
0,68
0,63
0,57
0,47
0,40
0,27
0,19
0,11
D
Mg
—
0,83
0,6
0,5
0,3
0,22
од
Si
—
1,06
0,8
0,65
0,45
0,3
0,15
1,65
1,30
—¦
0,80
0,48
0,29
0,06
Таблица
39
ИЗМЕНЕНИЕ РАСТВОРИМОСТИ
В ТВЕРДОМ АЛЮМИНИИ, %,
Mg2Si
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ИЗБЫТОЧНОГО
СОДЕРЖАНИЯ МАГНИЯ
1, °С
595
577
527
477
427
327
327
С
1
1
1
0
0
0
0
Избыточная концентрация
магния, %
85
73
34
93
64
47
,38
0,5 1 1
0,9
0,52
0,32
0,21
0,16
0,55
0,25
0,12
0,07
0,04
1,5
—
0,35
0,13
0,05
2
0,
0,
0,
1 з
2
07
03
—
0,05
0,03
—
нение служит полупроводником [14];
а = 0,234 Вт/(м.°С) [15, 16]. Упругие
константы приведены в работе ([17].
В неравновесных условиях (после
кристаллизации с большой скоростью
охлаждения) появляется тенденция к
локальной ликвации. При этом кри-
кристаллы кремния могут появляться в
сплавах, где кремний должен входить
в соединение Mg2Si t[18, 19]. Благода-
Благодаря ликвации соединение Mg2Si или
Mg5Al8 может присутствовать в спла-
сплавах, которые в равновесном состоя-
состоянии являются однофазными. Однако
при получении материалов в пол-
полностью неравновесных условиях зна-
значительное различие в структуре от-
отсутствует [18].
Поверхностное натяжение трой-
тройных сплавов уменьшается при введе-
введении магния и кремния ![20]. Магний
увеличивает, а кремний уменьшает па-
параметр решетки алюминия. Значение параметра решетки твердого раствора
магния и кремния в алюминии меньше расчетного значения, полученного сум-
суммированием эффектов от раздельного введения магния и кремния '[4, 6]. По
данным работы [21], параметр решетки уменьшается в процессе старения.
Однако это противоречит общепризнанным сведениям. Изучено изменение
параметра решетки при деформации [22, 23]. Термический коэффициент
линейного расширения сплавов, близких по составу к разрезу Al—Mg2Si,
практически не отличается от алюминия. При большем содержании магния
коэффициент несколько возрастает, при увеличении концентрации кремния
снижается, но эти колебания незначительны [24, 25]. Изменение длины при
переходе от закаленного к полностью отожженному состоянию составляет
порядка 2—3-10-4 м/м [25—27].
При отношении концентраций Mg:Si = l,73 обнаруживается аномалия
электросопротивления. Электросопротивление сплавов, содержащих
l%Mg+Si, при 447°С составляет порядка 8,6—8,8-Ю-8 Ом-м, а в сплавах
с отношением Mg: Si =1,73 оно падает ниже 8,5-10~10 Ом-м [5]. При
комнатной температуре электросопротивление сравнительно невелико:
3—3,2-10~8 Ом-м у сплавов с 1—1,5% Mg2Si в полностью состаренном
состоянии и 2,8—2,9-10~8 Ом-м — после отжига. Избыток кремния увели-
увеличивает, а избыток магния уменьшает электросопротивление; эффект не прс-
308

вышает 5% [28—41]. Температурный коэффициент электросопротивления
составляет 3,6—3,8*10"2 Ом-мЛС [31, 42]. Сплавы переходят в сверхпро-
сверхпроводящее состояние при —271,9°С A,3 К), но после старения до максималь-
максимальной прочности температура перехода снижается до —272,5°С @,7 К) [43].
Механические свойства сплавов системы А1—Mg—Si приведены
в табл. 40, а более подробные сведения и список литературы — ч. II.
Увеличение количества фазы Mg2Si незначительно влияет на модуль
упругости алюминия; при избытке кремния он повышается, а при избытке
магния —несколько снижается [44]. Скорость распространения ультразвука
в алюминии слегка возрастает при увеличении концентрации силицида
магния [45]; этот эффект более ощутим в присутствии избытка кремния
[19]. Изучено образование зубчатости на кривой деформации и процесс
формирования линий Людерса [46].
Электродный потенциал (относительно каломельного электрода) фазы
Mg2Si меняется в зависимости от поляризации в интервале 0,7—1,5 В [47],
а потенциал алюминиевого твердого раствора мало меняется при растворе-
растворении или выделении фазы Mg2Si. Поэтому при правильном соотношении
концентраций магния и кремния сплавы системы Al—Mg—Si обладают очень
хорошей коррозионной стойкостью [24, 25, 48—53]: в термически обрабо-
обработанном состоянии сплавы не чувствительны к межкристаллитной коррозии
и к коррозии под напряжением. Межкристаллитная коррозия может воз-
возникнуть, если на границах зерен образуется сплошная прослойка выделений
Mg2Si [54]. Избыток магния мало влияет на коррозионную стойкость. При
избытке кремния формируется обедненная приграничная зона с электроот-
электроотрицательным потенциалом по отношению к остальному материалу. Это
может вызвать определенную склонность к межкристаллитной коррозии
[50, 51, 53, 55—60]. Сплавы с большим избытком магния имеют несколько
более низкую коррозионную стойкость, чем соответствующие композиции
системы Al—Mg [61]. Основным фактором, определяющим коррозионное
поведение сплавов, богатых кремнием, является пара : алюминиевый твердый
раствор — кремний, а малые добавки Mg2Si обычно оказывают очень слабое
влияние.
Скорость диффузии магния и кремния из сплавов, содержащих Mg2Si
(с избытком или без избытка кремния), в алюминий уменьшается при сов-
совместном присутствии этих двух элементов [62—64], оставаясь пропорцио-
пропорциональной градиенту концентрации. Изучена диффузия урана в сплавы систе-
системы Al—Mg—Si [65].
В случае направленной кристаллизации квазибинарной эвтектики фаза
Mg2Si имеет такие же ориентационные соотношения с матрицей [65], как
и при выделении из твердого раствора: A00)Mg2Si ||A00)ai; [0H]MgeSlll
II [001] ль
Процесс выделения при старении начинается с образования сферических
зон ГП [66—79]. На очень ранней стадии старения они удлиняются в на-
направлении [100] матрицы и приобретают иглообразную форму [66—70, 78,
80—86]. Решетка Р" моноклинная (а = 6 = 6,16 А, с = 7,1 А; а = р = 90°;
7 = 82°) с ориентационным соотношением A11H" llA10)Ai; [НО]0" ||[001]Ai
[72]. В этой решетке имеется большое количество вакансий i[60, 67, 72];
изучен процесс уменьшения концентрации вакансий [86 Ь]. Диаметр частиц
о о
на этой стадии составляет 15—60 А, длина 160—2000 А, а плотность рас-
распределения 2-Ю12 мм-3 [67] или 3-Ю15 мм~3 [87, 88]. Образование частиц
приводит к возникновению в матрице сжимающих напряжений [89, 90], ве-
величина которых может достигать предела текучести [87].
Игольчатые выделения растут, приобретая сначала стержневидную, а
затем пластинчатую форму фазы Mg2Si (рис. 110). Максимум твердости
отвечает моменту старения, предшествующему образованию пластинчатых
частиц [69]. Наибольший размер выделений перед началом разупрочнения
составляет 0,03 мкм [91—93], что в 10 раз меньше, чем в других сплавах,
упрочняемых при старении. Промежуточная р'-фаза обладает частичной
когерентностью с матрицей [67, 80, 81, 94—96]. Согласно результатам рабо-
309

Таблица 40
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
Сплав
Al-H^3%Mg2Si*:
деформированные полуфабрикаты .
отливки
Al+5-M2%Si+0,2-H%Mg
Al + 10%Mg+l%Si
СПЛАВОВ
I
НУ
СИСТЕМЫ
Al—Mg-Si
Лосле отжига или литья
а0,2
МН/м2
300—500
300—500
500—700
* Избыток кремния или магния не превышает 0,3%.
100—153
100—200
120—160
150—200
60—100
50—150
60-100
6,%
15-25
1—3
3—10
1 2
Рис. ПО. Микроструктура сплава А1—
0,9% Mg — 0,6% Si:
а — медленное охлаждение при закалке
и старение при 177°С, 5 ч; грубые
частицы р-фазы, образовавшиеся в про-
процессе охлаждения, мелкие выделения
|У-фазы, возникшие при старении, и
зона, свободная от выделений вокруг
частиц р-фазы, Х8000; б — закалка в
воде и старение при 177СС, 5 ч; присут-
присутствует только Р'-фаза, Х40000 (данные
Research Laboratory, Granges, Essem.
Швеция); в — закалка в воде и старе-
старение при 302°С, 1 ч, крупные квадратные
пластинки р-фазы, Х25000 (данные-
Bpnbury Research Center, Alca.n Int.
Ltd.)
310

После закалки
HV
«в
^0,2
МН/М2
600—900
500—800
500—700
150—250
100—250
150—200
200—250
70-150
100—200
60—100
6, %
15—20
1-6
5—15
1—2
После старения
HV
а0,2
МН/м2
700—1100
700—1000
750—1000
200—350
150—300
250—350
150—250
120—250
200—25G
6, %
5-15
0-2
0-2
ты [67], фаза имеет кубическую решетку с параметром а = 6,42 А [67], а
о
по данным работы [96Ь] —гексагональную с параметрами а = 7,05 А и с =
о
= 4,05 А при предположительном ориентационном соотношении
@01) р,|| A00) ai; [100] р, ||[01T]ai или [011]аь Но ни одна из этих струк-
структур не отвечает наблюдаемым объемным изменениям [25, 26, 97—100]. Фаза
Mg2Si, которая образуется на заключительной стадии распада, имеет ориен-
тационное соотношение [67, 72, 80, 81, 93, 94] A00)MgiSi||A00)Ai;
[110] Mg t sill [001]аь Зародыши этой фазы возникают на межфазной грани-
границе р' и матрицы и растут за счет Р'-фазы [101, 102]. Энергия активации
образования зон составляет 0,37 эВ, а процесса выделения 0,9 эВ [68, 91,
102Ь]. Такие же значения указаны и для ступенчатого старения [92].
Изучены тепловые эффекты, отвечающие образованию игольчатых, стержне-
видных и пластинчатых частиц [103]. Критическая температура, выше ко-
которой зоны не образуются, составляет порядка 227°С [103 Ь, 103 с]; при
медленной закалке она значительно понижается [103d]. Подобное влияние
оказывает введение железа [103 Ь].
Изменение свойств сплавов в процессе старения показано на рис. 111
и 112 [21, 24—27, 53, 66, 68, 70, 73, 95, 97, 99, 100, 104—126]. Только часть
прироста прочности в результате старения обусловлена сопротивлением
Рис. 111. Схема изменения
свойств в процессе старения
сплавов AI—Mg2Si
W3 Г, ч
Рис. 112. Диаграмма изменения свойств
сплава с 1,8% Mg^Si в зависимости от тем-
температуры t и времени старения т
311

движению дислокаций через зоны [126 Ь]. В ряде работ [95, 100, 112]
сообщается о двух максимумах на кривых упрочнения при старении. По
достоверным сведениям [127], такая закономерность наблюдается только в
сплавах с избытком кремния, причем один из максимумов обусловлен
преимущественным выделением кремния, а не фазы Mg2Si. Избыток крем-
кремния, увеличивая пересыщение матрицы, приводит к повышению плотности
распределения зон. При этом эффект упрочнения при старении возрастает
[ 127 Ь]. Скорость старения в условиях приложения высокого давления
уменьшается [127с].
Влияние факторов, определяющих процесс старения (содержание Mg2SI,
скорость закалки, холодная деформация, температура старения и т. п.),
носит обычный характер. Наибольшие скорость старения и максимум
упрочнения отвечают содержанию Mg2Si, несколько превышающему пре-
предельную растворимость в твердом состоянии [49, 50, 73, 100, 103, 128—130].
Холодная деформация ускоряет старение и уменьшает эффект упрочнешш,
но при достаточно большой степени деформации упрочнение от нагартовкн
превышает снижение эффекта дисперсионного твердения [131 — 138].
Холодная деформация после старения может привести к уменьшению
прочности [36, 37, 139, 140]. На механические свойства состаренного ма-
материала существенно влияет также текстура [88, 141]. Закалка с очень
высокой скоростью охлаждения способствует образованию весьма дисперс-
дисперсных выделений [141 Ь], поэтому для получения максимальных прочностных
свойств требуется возможно большая скорость закалки. Закалка на воздухе
уменьшает упрочнение при старении [36, 105, 112, 113, 118, 133, 142, 143].
Особенно это относится к сплавам с содержанием Mg2Si, отвечающим пре-
предельной растворимости. Сплавы с меньшей концентрацией можно закали-
закаливать на воздухе, особенно в случае применения последующего искусственно-
искусственного старения для повышения прочностных свойств >[120, 130, 144, 145].
Закалка в среде с температурой старения может улучшить или ухудшить
механические свойства в зависимости от температуры старения [146].
Добавки серебра ускоряют образование и стабилизируют р"-фазу [147].
Добавки олова и железа замедляют образование зон ГП и уменьшают
размер частиц Р"-фазы [103 Ь, 148]. Исследовано влияние рекристаллизации
на упрочнение при старении [149].
Большое влияние на свойства оказывает перерыв между закалкой и
искусственным старением. Если низкотемпературное старение происходит
до образования зон определенного размера, то при последующем искусст-
искусственном старении зоны растворяются не полностью .'[74], а максимум на
изотермах прочностных свойств уменьшается и носит размытый характер
[53, 68, 90, 112, 119, 121, 130, 142, 147, 150—153]. Эффект тем значитель-
значительнее, чем ниже температура старения [90, 154] и выше содержание Mg2Si
[155]. Это явление возникает уже через 1 ч старения при комнатной тем-
температуре, при —43°С необходимо 10—15 ч старения /[68]. Нагрев до
227—277°С приводит лишь к частичному возврату в сплавах, состаренных
при 127—177°С [155 Ь]. Но путем использования специальной обработки
возможно многократное получение эффекта возврата [156, 157]. Кратко-
Кратковременное предварительное старение (в течение нескольких минут при
температуре выше комнатной) сразу после закалки подавляет старение при
комнатной температуре [68, 121, 154, 158]. Небольшое повышение прочност-
прочностных свойств, обусловленное интенсификацией процесса образования зароды-
зародышей, возможно в результате кратковременной низкотемпературной (—33°С)
обработки [68, 102 Ь]; при проведении всех этих обработок требуется очень
точное соблюдение режима [90]. Добавки меди, хрома, марганца и золота
также влияют на эффект перерыва между закалкой и старением [73, 90,
155, 159]. Термомехаиическая обработка с низко-, а затем высокотемпера-
высокотемпературным старением и пластической деформацией между этими ступенями
старения улучшает свойства [160—166], но если содержание Mg2Si превы-
превышает 1% (ат-)> кратковременное предварительное старение приводит к
ухудшению механических свойств [155]. Циклическое нагружение вызывает
растворение и повторное образование зон ГП в течение каждого цикла
312

[167]. Добавки галлия мало влияют на свойства и на упрочнение при
старении [168]. По данным работы [169], железо интенсифицирует обра-
образование зон ГП, но более вероятно, что оно ослабляет этот процесс,
способствуя образованию промежуточной фазы [103 Ь]. Бериллий облегчает
образование зон ГП и тем самым увеличивает плотность их распределения.
Натрий препятствует старению [170].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Напетапп, 1952. . __ 1Л-Л
2. //. W. L. Phillips, Institute of Metals, Monograph Rep. Series 25, 19 j9.
2b. R. Kumar, etc., Met A 6, 151885.
3. V. G. Kuznetsov (В. Г. Кузнецов), JIMMA 14, 155.
4. T. A. Badaeva (Т. А. Бадаева), JIMMA 20, 989.
5. R. B. Hill, etc., JIMMA 22, 771.
6. S. Ceresara, etc., Met A 3, 140371.
7. F. Keller, etc., JIMMA 3, 296, 649.
8. A. A. Bochvar (А. А. Бочвар), etc., JIMMA 1, 290.
8b. M. Tournaire, etc., JIMMA 21, 123; 23, 625.
9. H. J. Axon, etc., JIMMA 16, 701.
10. /. Rigal, etc., JIMMA 24, 148.
11. H arisen, 1958.
12. R. Geffken, etc., Met A 2, 110067.
13. A. Saulnier, JIMMA 21, 18.
14. V. E. Winkler, JIMMA 23, 1086.
15. R. J. Labotz, etc., JIMMA 31, 85.
16. /. J. Martin, Met A 5, 320797.
17. W. B. Whiten, etc., JIMMA 32, 1365.
18. H. W. L. Philips, JIMMA 9, 347.
19. G. Lucas, etc., JIMMA 22, 539.
20. A. M. Корольков. Исследование сплавов цветных металлов. (ИМет им. Байкова
Вып. -2). М., Изд-во АН СССР, 1960, с. 122.
21. Л. Kostal, etc., JIMMA 32, 189.
22. D. Hobcnthal, etc., JIMMA 22, 27.
23. D. Hasanovitz, etc., JIMMA 24, 145.
24. A. Fuchs. JIM 38. 409.
25. /. G. Muzalevsky (Ю. Г. Музалевский), JIM 53, 618.
25b. A. Portevin, etc, JIM 30, 470.
26. S. Kishino, JIMMA 2, 337, 371.
27. K. Bellinger, etc., CZ 1943, 1, 2442.
28. Aluminium Ind. A. G. JIM 36, 582; 39, 484.
29. Schmitt, JIM 38, 572.
30. W. Sander, JIM 37, 445.
31. A. V. Zeerlrder, etc., CA 24, 1803.
32. H. Bohner, JIM 50, 294, 417.
33. G. Shinoda, JIM 43, 447.
34. G. Grube, etc., JIM 53, 294, 343. 695.
35. N.. B. Grainger, etc., JIMMA 25, 908.
36. V. Komarek, JIMMA 32, 127.
37. T. M. Anka, MA 2, 564; Met A 1, 460001.
38. /. R. Lemur, etc., MA 2, 403.
39. /. Bonmarin, etc., Met A 3, 140215.
40. D. Achenbach. etc., Met A 3, 311744.
41. Anon., Met A 3, 710287.
42. E. Dusaugey, JIM 37, 452.
43. R. E. Mould, etc., JIMMA 22, 643.
44. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80.
45. L. L. Rokhlin (Л. Л. Рохлин), Met A 3, 320068, 320147.
46. P. G. MacCormick, Met A 3, 311466; 4, 312253, 312064; 5, 311382.
47. G. V. Akimov (F. В. Акимов), etc., JIM 53, 632; CA 28, 5022.
48. A. V. Zeerleder, etc., JIM 39, 608.
49. F. A. Borin, etc., JIMMA 1, 35.
50. P. Brenner, etc., JIMMA 6, 211, 222.
51. F. Booth, JIMMA 30, 675.
52. D. W. Evans, JIMMA 30, 650.
53. S. Terai, etc., JIMMA 32. 19, 1507; MA 1, 1757.
54. A. Saulnier, JIMMA 24, 147, 717.
55. C. Panseri, etc., JIMMA 13, 6.
56. C. Christiansen, JIMMA 14, 434.
57. C. Panseri, etc., JIMMA 14, 433.
58. R. Chadwick, etc., JIMMA 21, 242.
59. H. Yamada, Light Metals Tokyo, 1957, v. 7, № 4, 45.
60. A. Niedzwiedzka, Met A 2, 460031.
61. T. Ikeno, etc., Light Metals Tokyo, 1959, v. 8, № 4, p. 51.
62. W. Roth, JIMMA 28, 929.
63. R. C. Dorward, Met A 1, 110702.
64. H. R. Frenche, JIMMA 3, 296, 649.

65. S. Gabrycki, etc., Met A 2, 130924.
05b. T. Kaneko. Met A 7, 120165.
66. A. Lutts, JIMMA 29, 339.
67. G. Thomas, JIMMA 29, 338.
68. H. Borchers, etc., JIMMA 30, 114, 541; 31, 452, 568; 32, 1012.
69. H. Cordier, etc., MA 2, 188.
70. C. Panseri, etc., MA 1, 512.
71. K. J. Williams, MA 2, 1031.
72. T. V. Shcfiegoleva (Т. В. Щеголева), Met A 1, 140166.
73. D. Herker, etc., Met A 2, 110386, 140244, 140454, 140472.
74. Y. Ohno, Met A 2, 140455.
75. O. Schaaber, Met A 4, 110519.
76. K. Banisz, Met A 4, 140211.
77. A. Cziracki, etc., Met A 5. 121441.
78. R. Castaign, JIMMA 17, 813.
79. /. Kovacs, etc., Met A 4, 140351; 6, 140012.
80. A. H. Geisler, etc., JIMMA 16, 546.
81. A. Guinier, etc., JIMMA 16, 53.
82. H. Nishimura. etc., JIMMA 19. 119; 20, 753.
83. A. Saulnier, etc., Rev. Met., 1960, v. 57, p. 91.
84. K. /to, JIMMA 24. 717.
85. A. Guinier, Solid State Phys., 1959, v. 9, p. 293.
85b. K. Placek, Met A 5, 5?Ю405.
85c. P. Skalcky, etc., Met A 6, 140109.
86. M .Conserva, etc., Met A 4, 140129.
86b. /. Miraille, etc., Met A 6, 130133.
87. R. E. Mould, etc., JIMMA 31. 233.
88. K. Dies, etc., MA 2, 488.
89. F. A. Piter, etc., JIMMA 30. 178.
90. D. W. Pashley, etc., MA 1, 351.
91. Y. Murakami, etc., Met A 2, 140401.
92. T. Yamane, etc., Met A 5. 312429.
93. A. H. Geisler, etc., JIMMA 14, 97, 202.
94. N. N. Buinov (H. H. Буйное), etc., JIMMA 18, 513.
95. Y. Murakami, etc., JIMMA 26, 169.
96. G. C. Weatherly, etc., Met A 1, 120772.
96b. R. Cataign, etc., JIMMA 17, 493.
97. P. Chevenard, etc., JIM 39, 482.
98. S. Kokubo, JIM 47, 479. 648.
99. T. Takeuchi, JIMMA 2, 337.
100. 0. Mima, JIMMA 22, 175.
101. G. C. Weatherly, Met A 4, 120983.
102. T. Hirata, Met A 4, 121842; 6, 140298.
102b. R. С Dorward, Met A 6, 140302.
103. T. Miyauchi, etc., Met A 5, 140155.
103b. H. K. Cho, etc., WAA 6, 540160; 7, 540030.
103c. 5. Komatsu, etc., WAA 7, 540027.
103d. С Brichet, etc., Met A 4, 140243.
104. R. R. S. Archer, etc., AIME Tr., 1925, v. 71, p. 828.
105. M. L. Gayler, etc., CA 23, 2685, 5143.
106. N. Swindell, etc.. JIMMA 6, 50; 8, 84.
107. V. G. Kuznetsov (В. Г. Кузнецов), etc., JIMMA 7, 433; 8, 5
108. C. Haase, etc., JIMMA 9, 305.
109. W. Koster, etc., JIMMA 12, 244.
110. H. Rohrig, etc., JIMMA 14, 432.
111. E. Osswald, JIMMA 17, 345.
112. G. Guertler, etc., JIMMA 17, 425.
113. F. C. Althof. JIMMA 17, 335.
114. H. Lambot, Rev. Met., 1950, v. 47, p. 709.
115. A. Lutts, etc., JIMMA 25, 513.
116. С W. Morley, etc., JIMMA 28, 138.
117. T. Federighi, JIMMA 30, 363.
118. H. Bohm, JIMMA 32, 149.
119. P. R. Fortin, JIMMA 31, 265.
120. M. Bauser, JIMMA 32, 1189.
121. M. Gnjatie. Met A 1, 140085.
122. /. Langerweger, Met A 3, 560335.
123. E. S. Nachtman, Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1950.
124. A. Yamamoto, Thesis, 111. Inst. Tech. Chicago, 1950.
125. D. W. Levinson, Thesis, 111. Inst. Tech.. Chicago, 1953.
125b. /. Hoffzimmer, Met A 6, 140063.
125c. A. Weinberg, Thesis, 111, Inst. Tech., Chicago, 1953.
125d. A. L. Sotnichenko (А. Л. Сотниченко), etc., Met A 6, 14О51Г,
125e. P. Barczy, WAA 7, 540031.
126. A. P. Bushmin, etc., CA 78, 9040f.
126b. /. C. Swearengen, Met A 6, 560003.
127. T. Yamane, etc., Met A 3, 140080, 310952.
127b. C. Arcolin, etc., Met A 6, 140272.
127c. L. R. Van Wert, JIMMA 2, 583,
314

128. и. G. Urasov (Г. Г. Уразов), etc., JIMMA 3, 749; 4, 237.
129. К. W. Gunn, etc., JIMMA 30, 650.
130. И. Zoller, etc., MA 2, 60.
131. /. У. Warga, JIMMA 15, 605.
132. С Panscri, etc., JIMMA 18. 699.
133. N. Л. Buinov (//. H. Буйное), etc., JIMMA 21, 604, l>05.
134. A. Rllhenbeck, JIMMA 21, 603.
135. /. R. Hams, etc., JIMMA 21, 774.
136. Z. A. Sviderskaya C. А. Свидерская), etc., JIMMA 28, 717.
137. R. Kosilin, etc., JIMMA 30, 279.
137b. M. Water, etc., JIMMA 32, 1295.
138. T. Hirata, etc., Met A 6, 140325.
139. G. Wussermann, JIMMA 18, 421.
140. W. Mantz, etc., Met A 2, 310198.
141. K. D'es, MA 2, 22.
Ulb. M. ?. Komarova (M. Ф. Комарова), etc., Met A 7, 140!'z9.
142. 5. M. Voronov (С. M. Воронов), etc., JIMMA 4, 595.
143. A. L. Sotnichenko (А. Л. Сотниченко), etc., Met A 5, 140003.
144. 5. Terai, etc., JIMMA 28, 859.
145. R. Akeret, MA 1, 795.
.146. C. Shartna, etc., Met A 6, 140147.
147. T. Hirata, etc., Met A 5, 140108; 6. 140294.
148. S. Muromachi, etc., Met A 5, 140549.
149. W. Scharfenberger, etc., Met A 5, 110453.
150. H. A. Quadt, JIMMA 15, 164; 16, 367.
151. M. Renouard, etc., JIMMA 29, 748.
152. A. Guilhaudis. MA 1, 106.
153. D. Herker, etc., Met A 3, 311872.
154. N. Ohneda, etc., Met A 2, 140476.
155. Y. Baba, etc., Met A 2, 140477; 3, 140132, 56019G.
155b. W. F. Smith, Met A 7, 140009.
156. U. Asakura, JIMMA 8, 53.
157. V. Komarek, MA I, 117b
158. /. Moulin, etc., Met A 3, 140464.
159. H. Mochizuki, etc., Met A 5, 140153, 140154.
160. /. D. Lubhan, JIMMA 17, 640; 19, 561; 818.
161. M. E. Drits (M. E. Дриц), etc., JIMMA 28, 25.
3 62. /. C. Benedyk, Met A 1, 560395.
163. Y. Murakami, etc., Met A 3, 140298.
164. A. L. Sotnichenko (А. Л. Сотниченко), etc., Met A 2, 31030Г»
165. T. Morooka, etc., Met A 3, 140095.
165b. M. M. Shteinberg (M. M. Штейнберг), etc., Met A 7, 14ОО4Г».
106. U. Draugetates, etc., Met A 3, 140466.
!57. M. Shimura, etc.. MA 2, 180; Met A 2; 130633.
168. W. Kroll, JIM 53. 12.
169. /. Lendvai, etc., Met A 6, 120677.
1Г0. S. Nishi, etc., Met A 5, 140690; 6; 140218.
Al - Mg — Sn
Растворимость Mg2Sn в алюминии в твердом состоянии при 500°С
составляет 10% Mg2Sn B,9% Mg и 7,1% Sn), а при 400°С 3%Mg2Sn
@,9% Mg и 2,1% Sn) [1]. В этой системе, по-видимому, имеется квазиби-
нариый разрез Al—MgzSn, который должен представлять собой систему с
эвтектикой. Судч по температурам плавления составляющих, эвтектика
образуется при соотношении концентраций Mg2Sn : Al, равном примерно 1 : 1.
Фаза Mg2Sn G0,9% Sn) обладает кубической решеткой (пространственная
группа Fniotn. 12 атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 6,7б4-
-^6,77 А и температурой плавления 777°С [2]. Фаза служит полупроводни-
полупроводником [3]. Изучена природа и определена область гомогенности этой фазы
[4]. Исследован квазибинарный разрез Mgi7All2—Mg2Sn [5]. При затверде-
затвердевании объем фазы Mg2Sn увеличивается на 0,7% [6].
Добавки олоза уменьшают поверхностное натяжение сплавов системы
Al—Mg на границе раздела жидкость — твердая фаза [7]. Введение магния
существенно увеличивает отношение коэффициентов поверхностного натя-
натяжения на границах раздела жидкость — твердая фаза и двух твердых фаз
сплавов системы А!—Sn [8]. Олово мало влияет или не влияет на стойкость
к коррозии под напряжением и к расслаивающей коррозии сплавов системы
Al-Mg [9].
315

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. Westlinning, etc., JIMMA 11, 326.
2. Нarisen, 1958.
3. W. E. Winkler, JIMMA 23, 1086.
4. W. Hume — Rothery, etc., JIMMA 5, 111.
5. Anon., US AEC Publ. NP 4477, 1950.
6. T. Takase, JIMMA 6, 99.
7. L. Kubichek, JIMMA 27, 629.
8. A. Bailey, etc., MA 2, 1329.
9. F. C. Alihof, etc., JIMMA 28, 55.
Al — Mg — Та, Al — Mg — V, Al;— Mg — W
Соединение Mg2VAli2 A1,3% Mg и 12% V) [1] имеет широкую область
гомогенности, отвечающую формуле (AlMg)n,5V. Оно обладает кубической
о
решеткой, параметр которой возрастает от 14,55 до 14,57 А по мере увели-
увеличения концентрации магния, изоморфной фазам Cr2Mg3Ali8 и RV2&Uq (cm.
систему А1—В а—Сг) с кубической структурой (пространственная группа
Fd3m, 184 атома в элементарной ячейке).
В неравновесных условиях в сплавах системы Al—Mg, содержащих
тантал, ванадий или вольфрам, присутствуют фазы ТаА13, VA13, WA15
и \?АЦ. Ванадий несколько измельчает зерно сплавов системы Al—Mg;
вольфрам в этом отношении инертен [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. С. Stumpf, личное сообщение, Alcoa Rec. Laboratories, 1973.
2. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., MA 2, 808; Met A 2, 110139.
Al - Mg - Ti
Титан присутствует в сплавах системы Al—Mg в виде фазы TiAl3 [1].
Это означает, что тройные соединения не образуются. В системе, по-види-
по-видимому, происходит тройное эвтектическое превращение. Состав и температура
тройной эвтектики, содержащей «С 0,05% Ti, очень близки к двойной эвтек-
эвтектике системы А1—Mg C4% Mg, 450°C)! Введение менее 0,05% Ti измельчает
зерно [1]. Добавка 0,4% Ti повышает температуру рекристаллизации спла-
сплавов системы А1—Mg примерно на 20°С [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., MA 2, 808; Met A 2, 110139.
2. 5. Kugasa, JIMMA 25, 854.
Al - Mg - U
Небольшие добавки магния @,5% Mg) мало влияют на ликвидус спла-
сплавов системы А1—U, содержащих до 50% U [1], но замедляют диффузию
урана в алюминии [2].
Изучено взаимодействие оболочек из сплава системы Al—Mg с ядерным
топливом из сплава системы А1—U [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. Af. Siorhok, etc., JIMMA 28, 779.
2. R. Kiessling, JIMMA 24, 364.
3. /. R. Iervolino, etc., Met A 4, 610304.
Al - Mg - Zn
В табл. 41 приведены нонвариантные реакции в алюминиевом и цинко-
цинковом углах этой системы, а на рис. ИЗ и 114 — различные элементы диаграм-
диаграммы [1—6].
316

Таблица 4!
НАИБОЛЕЕ ВЕРОЯТНЫЕ НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ
Al-Mg-Zn, БОГАТЫХ АЛЮМИНИЕМ
Содержание элементов, %, в фазах
1 IV
III
II
I
Zn
Mg |
Zn
Mg
Zn
Mg |
Zn
Mg |
о
Реакция
Н ая-
1СТ6МЫ
гвойные а
Д
71,6
99
99,85
93,6
99,5
36
0,15
6,4
70
82,2
94
85
31,6
17,4
15
86
95
97,0
96,5
82,1
34
3,0
3,5
450
443
382
364
381
275
Ж+АЬ+ZnAl
Ж-^ZnAl+Zn
ZnAl->Al+Zn
A
В
С
D
E
F
>ма
1ная систс
Tpot
26
64
75
78
99
99
30
20
1
1
0,5
0,5
10
54
83
84
92
92
92
34
21
16
15,5
7
7
7
2
12
14
70
85
80
31
13
5
3
1
15
0,5
12
45
60,4
91
92
93
77
30
18
11,3
3,5
0,5
447
489
475
378
368
343
274
^-^Al+MgsZnsAl*
f ;>K->Al+MgZn2
\ ;>K->Al+MgZn2+Mg3Zn3Al
Ж+Al-^MgZna+ZnAl
Ж-^Zn Al +Mg2Znn+Zn
ZnAl->Al+Mg2Zn1i-|- Zn
G
H
I
J
L
M
Примечание. I—IV — порядковый номер фаз в реакциях.
* Реакция на квазибинарном разрезе.
317

Mg5Al8 Mg3Zn3Al.2
MgZn2
Mg2Zni1
AL
Мд,А1в-/ /\ Mg5Zn3Al2
Zn
Рис. 113. Часть диаграммы Al—Mg—Zn, прилегающая к стороне Al—Zn:
a — проекция поверхности ликвидус; б — проекция поверхности солидус; в — распределе-
распределение фазовых областей при температуре вблизи солидуса; г — распределение фазовых
областей при 227°С; / — линия квазибинарного разреза
318

А1+МдБА18
Рис. 114. Алюминиевый угол диаграммы А1—Mg—Zn. Растворимость магния и цинка в
алюминии в твердом состоянии при различных температурах
Ниже приведены данные, характеризующие изменение предельной кон-
концентрации алюминиевого твердого раствора в зависимости от температуры:
t, °С .
Mg, %
Zn, %
/, °С .
Mg, %
Zn, %
452
12,5/2,3
2,0/12,1
277
5,0/1,90
0,78/3,6
427
11,2/2,15
1,75/10,5
227
3,5/1,90
0,58/2,3
377
9,0/2,0
1,28/7,6
177
2,7/1,93
0,45/1,5
327
6,8/1,92
0,98/5,3
127
2,3/1,90
0,37/1,0
Примечание. В числителе приведено содержание магния и цинка для
треугольника A14-Mg6Al8+Mg3Zn3Al2, в знаменателе — то же, для треугольника
Al+Mg3Zn3Al2+MgZn2.
Подробные сведения и список литературы имеются в работе [1], а дан-
данные по сплавам на основе магния — в работах [7—16].
В твердом состоянии алюминиевый твердый раствор может находиться
в равновесии с фазами Mg5Al8, Mg3Zn3Al2, MgZn2, Mg5Znn, ZnAl и Zn.
В фазе Mg5Al8 растворяется не более 2% Zn [17], хотя, согласно работе
[18], область гомогенности расширяется до 5% Zn, а по данным работы
[19]—до 10% Zn. В фазе ZnAl растворяется не более l%Mg [17].
Соединение MgZn2 (84,32% Zn) служит прототипом гексагональной
фазы Лавеса. Оно относится к пространственной группе Р6г/ттс A2 ато-
атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=5,16~5,22 А и с=8,49ч-
~8,56А [20]. В этой фазе может растворяться до 3% А1 [20 Ь]. Фаза об-
обладает очень высокой B4%) усадкой при затвердевании ;[21]. HV
2500 МН/м2 вплоть до 327°С; при дальнейшем повышении температуры HV
быстро падает [22]. Электродный потенциал в растворе NaCl+H2O2 отно-
относительно каломельного электрода составляет —1,04 В [23]. Теплоты обра-
образования и плавления, плотность и упругие константы приведены соответст-
319

венно в работах [24, 20 Ь, 25]. Фаза Mg2Znn F,33% Mg) обладает кубиче-
кубической решеткой (пространственная группа 7/лЗ, 39 атомов в элементарной
о
ячейке) с параметром а = 8,55 А [20]. В обеих фазах растворяется не
более 1 % А1 [18, 19]. Они очень пластичны при температуре выше 327°С
[22, 26—28]. Состав тройной фазы меняется в интервалах 20—35% Mg и
22—65% Zn [18], что отвечает формулам Mg3Zn3Al2 или (AlZnL9Mg32. По-
Последняя формула более точная, так как установлена на основе определения
координат атомов в решетке [29]. Фаза изоморфна соединению CuMg4Al6
[30J, обладает кубической решеткой (пространственная группа /тЗ,
162 атома в элементарной ячейке) со структурой, которую можно предста-
представить в виде совмещенных многогранников [29]. Параметр решетки меняется
о
от 14,29 до 14,71 А по мере увеличения содержания цинка .[31]. По данным
[29, 30], параметр фазы составляет 14,15 и 14,16 A; HV 4200 МН/м2 при
концентрации 25% Mg и 35% Zn [19]. Согласно данным работы [32], при
26% Mg и 52% Zn HV 3400 МН/м2, уменьшаясь до 2200 МН/м2 при 627°С.
При кристаллизации в неравновесных условиях в сплавах, которые в
равновесном состоянии представляют собой твердые растворы, из-за ликва-
ликвации появляется эвтектика [33], как правило, с вырожденной структу-
структурой [33 Ь].
Параметр решетки, плотность и электросопротивление алюминиевого
твердого раствора очень близки к расчетным значениям, полученным, исходя
из закономерностей, установленных для двойных систем [33 с, 34]. Особен-
Особенно хорошее соответствие имеется для сплавов, точки концентраций которых
находятся на квазибинарном разрезе Al—Mg3Zn3Al2 [35] и на линии
А1—MgZn2 [36]. Более "подробные сведения и данные о термическом рас-
расширении, усадке при кристаллизации, теплоемкости и теплопроводности
приведены в гл. 7.
Судя по ограниченным сведениям механические свойства собственно
тройных сплавов высокой и промышленной чистоты мало различаются:
прочностные свойства сплавов с низким содержанием примеси примерно на
20—30 МН/м2 ниже, а удлинение на несколько процентов выше. Максимум
прочностных свойств сплавов системы в естественно и искусственно соста-
состаренном состоянии отвечает композициям вблизи линии Al—MgZn2, содер-
содержащим 8—10% Zn и до 3—4% Mg. Эти же материалы наиболее склонны
к коррозии под напряжением, особенно после термической обработки до
максимальной прочности. Сплавы с меньшим отношением концентраций
Zn : Mg; особенно при пониженном содержании легирующих компонентов,
обладают более низкими прочностными свойствами, но лучшими вязкостью
при низкой температуре, способностью к формообразованию и характеристи-
характеристиками усталости. Сплавы этой системы имеют относительно низкую тепло-
прочность: они быстро разупрочняются в процессе старения при температу-
температурах выше 227°С и дополнительном нагреве состаренного материала. Под-
Подробные сведения и литература по механическим свойствам приведены в
гл. 7. В состаренном сплаве с 7,5% Zn и 2,5% Mg, подвергнутом усталост-
усталостному нагружению кручением, возникают четкие полосы скольжения. Образо-
Образование этих полос сопровождается растворением выделений и формированием
усталостных трещин [37]. При холодной деформации могут возникать де-
дефекты упаковки; их количество возрастает при увеличении суммарной кон-
концентрации цинка и магния [38].
Скорость диффузии магния и цинка в тройных сплавах мало отлича-
отличается от скорости диффузии этих компонентов в двойных композициях [13,
39, 40].
Сплавы системы Al— Mg—Zn имеют очень хорошую стойкость к общей
коррозии, но они особенно чувствительны к коррозии под напряжением
(см. гл. 7).
Большинство тройных сплавов упрочняется при старении. Их можно
разделить на четыре группы.
1. Сплавы, в которых преобладает фаза Mg5Al8, с соотношением кон-
концентраций Mg : Zn = 6 : 1 и более.
320

2. Сплавы с преобладанием фазы Mg3Zn3Al2. Эти сплавы занимают ши-
широкий интервал концентраций; соотношение Mg: Zn меняется от 6:1 до
3:7.
3. Сплавы, в которых выделяется фаза MgZri2, во всяком случае при от-
относительно низких температурах. Интервал концентраций этих сплавов точно
не установлен, но в него должны попадать композиции с соотношениями
Mg : Zn от 2 : 5 до 1 : 7. В сплавах с большим отношением концентраций
Mg: Zn тройное соединение может служить выделением при более высоких
температурах.
4. Сплавы с соотношением Mg:Zn<l : 10, в которых должна выделять-
выделяться фаза Mg2Znn.
Границы указанных интервалов являются ориентировочными; при этом
учитываются свободные магний и цинк, а не концентрации этих компонентов
в сплаве. Примеси, которые связывают магний или цинк или влияют на их
растворимость в твердом состоянии, сближают границы интервалов. Боль-
Большинство промышленных сплавов относится ко 2-й и 3-й группам. Поведение
сплавов 1-й группы подобно двойным сплавам системы А1—Mg. Добавка
цинка повышает скорость, но не влияет на эффект старения [41—42]. Это
приписывают абсорбции цинка зонами ГП [43]. Добавка \{% Zn уменьшает
стойкость к межкристаллитной коррозии сплавов с 7—9% Mg, состаренных
при 77—227°С [44], но повышает склонность к коррозии под напряжением
[46—47]. Механические свойства этих сплавов после старения далеки от со-
совершенства и мало отличаются от сплавов системы Al—Mg с таким же со-
содержанием магния [45, 48—51].
Сплавы 2-й группы занимают очень широкий интервал концентраций, но
большинство работ посвящено изучению сложнолегированных промышлен-
промышленных сплавов [2, 5, 45, 49, 52—59]. Формирование зон ГП начинается с обра-
образования скоплений атомов цинка более или менее сферической формы, кото-
которые после старения при 227°С в течение' нескольких часов имеют диаметр
о
порядка 1000 А [4, 59, 60]. Промежуточная фаза V с кубической решет-
о
кой и параметром а—14,50 А обладает следующим ориентационным соотно-
соотношением с матрицей [41Ь]: (ЮО)т' ||A11)аь' [010]т'11[Н2]аь Ориентацион-
ное соотношение стабильной фазы Т имеет вид |5, 61]: A00) т|| A12) аь'
[001]т1![1Ю]аь Чем выше соотношение концентраций Mg: Zn, тем медлен-
медленнее происходит образование зон, но тем быстрее протекают последующие
стадии старения [61Ь].
Сплавы, при старении которых выделяется фаза Mg2Znn, содержат более
30% Zn. Они не представляют практического интереса, особенно потому, что
высокая концентрация цинка приводит к повышенной склонности к корро-
коррозии под напряжением [62, 63]. В работах [59, 64—70] изучены сплавы с
низким соотношением Mg: Zn, однако не установлено, какая из фаз
(MgZn2, Mg2Znn, AlZn или даже Zn) выделяется в этих сплавах. Сведения
о сплавах, в которых выделением, безусловно, служит Zn, приведены при
описании диаграммы Al—Zn.
К сплавам 3-й, наиболее изученной группы, в которых выделяется
MgZn2, относится большинство промышленных композиций. Во многих из
них при низких температурах A77°С и менее) образуется фаза MgZn2, a
при больших температурах (выше 277°С) —- тройное соединение Mg3Zn3Al2.
В сплавах, упрочняемых фазой MgZn2, при комнатной температуре об-
о
разуются сферические зоны ГП, диаметр которых достигает 20—30 А, а
плотность распределения составляет 1012 мм~3 [4—6, 59, 71—75]. В начале
старения происходит небольшое увеличение объема с последующим его
уменьшением [3, 76]. Это свидетельствует о том, что образование зон на-
начинается с быстрого формирования кластеров цинка, к которым с меньшей
скоростью перемещаются атомы магния [59, 77, 78]. Подъем электросопро-
электросопротивления в начале старения, как предполагает автор [79], объясняется об-
о
разованием зон диаметром 5—10 А. Формирование зон сопровождается
11 Зак. 218 321

большим выделением тепла [80]. На этой стадии зоны содержат только часть
растворенных атомов; большая доля легирующих элементов еще находится
в растворе [4, 81]. Зоны ГП формируются путем взаимодействия вакан-
вакансия— растворенный атом; для образования зародышей зон требуется крити-
критическая концентрация вакансий [75, 82, 83]. Эта концентрация уменьшается
при понижении температуры старения [60, 84, 85]. Дислокации (границы,
субграницы, включения) служат стоками вакансий и могут предотвращать
образование зон. Это приводит к образованию зоны, свободной от выделения
(ЗСВ) [74, 83, 86—88], которая не всегда обеднена легирующими компонен-
компонентами, как предполагалось ранее [89—92], а может оставаться в пересыщен-
пересыщенном состоянии [60, 83, 93, 94].
Таким образом, в зависимости от состава сплава, угла разориентировкп
зерен, скорости охлаждения при закалке, температур закалки и старения,
пластической деформации, наличия нерастворенных выделений или включе-
включений и т. д. около границ зерен формируется ЗСВ большей или меньшей
ширины [60, 83, 93—99]. Эта зона представляет собой область матрицы,
обедненную вакансиями, но пересыщенную легирующими элементами, или
область, обедненную легирующими элементами [100, 101]. В работах [94,
100, 102] отмечено, что около одной и той же границы могут сосущество-
сосуществовать зоны обоих типов. Зоны, пересыщенные легирующими компонентами,
имеют меньшую прочность, чем окружающий материал. Поэтому они влия-
влияют на деформацию [93, 98, 100—103] и характеристики усталости {104].
Обедненные зоны оказывают большое влияние на коррозию под напряже-
напряжением.
Диаметр сферических зон ГП мало меняется в зависимости от времени
о
или температуры нагрева, оставаясь в пределах 30—60 А вплоть до
177°С [5, 59, 60, 92, 105]. При более высокой температуре они полностью
растворяются [59]. В процессе старения, особенно при повышенной темпе-
температуре, сферические зоны удлиняются в пластины по плоскостям A11) мат-
матрицы [3, 60, 74, 106, 107]. Их толщина заметно не меняется, а диаметр быст-
быстро возрастает при увеличении времени и температуры старения, достигая
200 А через 800 ч при 127°С и 500 А через 700 ч при 177°С.
На этом этапе формируется промежуточная т/-фаза, а обработка на
возврат приводит лишь к частичному разупрочнению [59, 108]. Зародыша-
Зародышами rj'-фазы служат зоны критического размера, который зависит от состава
сплава [109—110].
Ниже приведены различные значения параметров решетки т^'-фазы:
о о
а, А с, А
Гексагональная [3, 65] .... 4,96 8,68
Гексагональная [59, 111]. . . . 4,89—4,96 13,74—14,03
Моноклинная (псевдогексагональ-
(псевдогексагональная) [107] 4,97 (ft= а) 5,54; Y= 120°
Различие в значениях параметров решетки фактически заключается в
интерпретации сведений о структуре кристаллической решетки. На рис. 115
показано возможное расположение атомных плоскостей по оси с. Как следу-
следует из приведенных данных, одна и та же последовательность расположения
плоскостей может быть получена с различными предлагаемыми значениями
параметра с (в пределах ошибки эксперимента). Промежуточная фаза по
меньшей мере частично когерентна с матрицей, о чем свидетельствуют поля
деформации вокруг частиц [60, 107] и то, что она появляется до начала
разупрочнения. Фаза имеет ориентационное соотношение [107, 111]
@01)п,Ц(Ш)а1; [100^,11 [110]аь
Энергия активации образования зон составляет порядка 0,67 эВ {111b],
а т|'-фазы 1—1,2 эВ [73]. Сообщается о выделении Х-фазы, позже иденти-
идентифицированной как V [41Ь], зарождающейся на скоплениях вакансий [100,
322

112]. На рис. 116 приведены
фотографии некоторых микро-
микроструктур сплавов, которые об-
обсуждались ранее.
•Критическая температура,
выше которой зоны ГП не об-
образуются и выделение начина-
начинается с формирования промежу
точной фазы, зависит главным
образом от состава сплава [42,
80, ИЗ—118], как показано на
рис. 117 [119]. Промежуточная
фаза при температуре выше
критической образуется в ос-
основном на дефектах решетки,
таких как дислокационные пет-
петли [6, 60, 82, 83, 116, 120—
121].
Фаза т] (MgZn2) имеет
большое разнообразие ориента-
ционных соотношений с матри-
матрицей (табл. 42). Изучено несо-
несоответствие между кристалличе-
кристаллическими решетками матрицы и
т^-фазы [122]. Если т]-фаза об-
образуется из 1]', реализуется
ориентационное соотношение
2-го типа (табл. 42) [3, 6, 107,
120Ь], а если т^-фаза образует-
образуется непосредственно из матри-
матрицы она имеет другие ориенти-
ориентировки.
Изменение свойств сплава
с 6,5% Zn и 2,5% Mg в про-
процессе старения показано на
рис. 118 и 119 [123—126]. Эти
данные, полученные под руко-
руководством автора, подтвержде-
подтверждены большим количеством лите-
литературных сведений [71, 73, 76,
82, 90, 91, 105, 119, 127—145].
Таблица 42
ТИПЫ ВЫДЕЛЕНИЙ Т)-ФАЗЫ
Zn лМд
Рис. 115. Схема возможного расположения
атомов в решетке т^-фазы. Одной и той же
структуре могут соответствовать разные зна-
о
чения параметра с (А). В скобках указаны
значения по данным других авторов
с
s
Н
1
2
3
4
5
6
7
8
9
Ориентационное
A0.0) Tji !l
@0.1)Tl2 II '
@,0.1)ri3 1!
@0.1O14 II
A2.0)ri5 I!
A2.0) Пв II
A2.0)т]7 li
A2.0)Лв |j
A.2-0) П9 11
соотношение между выделениями л-фазы
и
(OOIJai
( 1 1 1 ) А1
(HITai
A10)ai
A1 IJai
A11)ai
AТГ)а1
A12)ai
@.01 )ai
матрицей
(oo.i)ni „ A10)ai
(Ю.0)т|2 II (HO)ai
(H.OI13 II A 10) Ai
(Г2.0)Л4 II (lTf)Al
CO.,2)ri5 II A10)ai
, B0.1) Tie II A12)ai
(Ю.4)Л7 II (HO)ai
(ОО.Плв II C11)ai
@0.1 itiq !| A10)ai
Литературный
источник
[5]
[31
[112]
[112]
[112]
[112]
.[107].
Г60.1
11* Зак. 218
323

Рис. 116. Микроструктура сплава с 4,8% Zn и 1,2% Mg, X20000:
а — мелкие выделения л'-фазы по границам зерен и узкая ЗСВ около малоугловой гра-
границы после старения при 127°С, 24 ч; б — грубые выделения т|'- и rj-фаз и широкая
ЗСВ около большеугловой границы после старения при 227°С 1 ч (по данным Research
Laboratory, Granges, Essem, Швеция)
Рис. 117. Критическая темпера-
температура образования зон ГП [119]
Установлена закономерность изменения свойств в зависимости от огрубления
структуры i[il45b].
Влияние различных факторов, которые сказываются на упрочнении при
старении, носит обычный характер. Уменьшение легирования замедляет этот
процесс [49, 50, 56, 67, 91, 146, 147]. Холодная деформация после закалки
ускоряет упрочнение 1[50, 135, 137, 148—151], но приводит к локализации
выделений по плоскостям скольжения [152, 153], а это снижает эффект уп-
упрочнения [137, 146, 149, 154, 155]. Установлена зависимость между величи-
величиной и распределением выделений я упрочнением при деформации [155Ь].
Вибрация ускоряет старение [156, 157]. Облучение потоком а- и Р-частиц
не влияет [158], а нейтронами — уменьшает размер зон ГП и частиц про-
промежуточной фазы i[158b]. Температура и скорость закалки существенно
влияют на количество остаточных вакансий и тем самым на скорость старе-
324

ния. Это незначительно сказывается на механических свойствах [50, 159—
162], мо существенно влияет на стойкость к коррозии под напряжением
(см. гл. 7).
Сплавы системы Al—Mg— Zn особенно чувствительны к возврату. Воз-
Возврат наступает даже в том случае, если температура нагрева менее чем на
Ю0°С превышает температуру старения [57—59, 70, 75, 85, 89, 163, 164].
Рис. 118. Схема изменения
свойств сплава с 6,5% Zn и
2,5% Mg в процессе старе-
старения
t;c
227
127
27
Ю
Рис. 119. Диаграмма изменения
свойств сплава с 6,5% Zn и 2,3% Mg
в зависимости от температуры / и
времени старения х
В случае полного возврата повторное старение значительно замедляется
[58, 59]. Обычно возврат происходит не полиостью, и на кривой упрочнения
при последующем старении, как правило, имеется пологий максимум. При
этом совмещаются различные этапы старения, и прочностные свойства по-
понижаются i[50, 5.7-^59, 85, 163, 165—167]. Однако при точном соблюдении
температурного интервала и времени нагрева можно сохранить большую
часть выделений, образовавшихся при низкой температуре, и заставить их ра-
расти при более высокой температуре [61, 75, 85, 94, 166, 168—'171]. Такое сту-
ступенчатое старение (которое иногда сочетают с холодной деформацией) при-
приводит к улучшению свойств. Более подробные сведения и данные по влия-
влиянию добавок приведены при описании системы А1 — Си — Mg — Zn и в гл. 7.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. L. E. Mondolfo, Met A 4, 121255.
2. A. Saulnier, etc., JIMMA 15, 566; 16, 775.
3. L. F. Mondolfo, etc., JIMMA 24, 573.
4. R. B. Nicholson, etc., JIMMA 27, 97.
5. H. Schmalzried, etc., JIMMA 26, 254.
6. G. Thomas, etc., JIMMA 27, 181.
7. A. A. Bochvar (А. А. Бочвар), etc., JIM 43, 473; 44, 505.
8. P. Y. Saldau (П. Я. Сальдау), etc., JIMMA 1, 417
9. M. Hamasumi, JIMMA 3, 506; 4, 138.
10. L. N. Sergeev (Л. Н. Сергеев), JIMMA 5, 260.
11. V. /. Mikheeva (В. И. Muxeeea), etc., JIMMA 12, 209; CA 44, C372.
12. П. Я. Сальдау. Известия секции физико-химического анализа, 1949, т 19, с 487
13. /. В. Clark, etc., JIMMA 26, 656.
14. /. В. Clark, JIMMA 28, 783.
15. A. S. Yue, etc., JIMMA 29, 218.
16. A. S. Yue, Met A 3, 110294.
Jo ™ 5> Kumakov (H. С. Курнаков), etc., JIMMA 4. 594.
8- W. Koster, etc., JIMMA 3, 347, 505; 4, 35.
19. Hanemann, 1952.
20. Hansen, 1958.
~indelh
,b,
b. U.
:., Met A 7, 320356.
0b. u. Rindelhardt, etc Me
21. T. Tukase, JIMMA 6, 99.
325

22. E. R. Petty, JIMMA 30, 717.
23. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
24. G. /. Gartner, etc., MA 1, 40.
25. G. W7. Shannette, etc., Met A 2, 311699.
26. ?. Af. Savitsky (E. M. Савицкий), JIMMA 20, 1002.
27. /. /. Novikov (И. И. Новиков), etc., JIMMA 31, 217; Met A 1, 310372.
28. P. Paufler, etc., Met A 1, 310459.
29. G. Bergman, etc., JIMMA 20, 699; 25, 447.
30. F. Lave, etc., JIMMA 2, 593.
31. K. Riedeer, JIMMA 3, 506.
32. В. К. Vulf, etc., JIMMA 28, 340.
33. V. O. Gagentorn, CA 44, 26.
33b. H. Kostron, etc., JIMMA 21, 331.
33c. G. Wassermann, JIM 44, 562.
34. T. A. Badaeva (Т. А. Бадаева), JIMMA 20, 989.
35. G. V. Raynor, etc., JIMMA 16, 631.
36. G. Siefc*/, JIMMA 11, 326.
37. С A. Stubbington, JIMMA 32, 192, 854, 1111.
38. H. J. Seemann, etc., JIMMA 30, 298.
39. M. Renouard, JIMMA 19, 516; 22, 175.
40. T. Amitami, JIMMA 28, 417.
41. E. С Perryman, JIMMA 16, 197.
41b. Af. Bernole, etc., Met A 5, 110768.
42. L. N. Rogelberg, etc., JIMMA 30, 522, 523.
43. V. I. Arkharov (В. И. Архаров), etc., JIMMA 26, 313.
44. F. Bollenrath, etc., JIMMA 8, 302.
45. G. Siebel, etc., JIMMA 8, 303; 9, 306.
46. E. Hugony, JIMMA 20, 417.
47. P. Brenner, etc., JIMMA 20, 416.
48. W. Sander, etc., JIM 31, 411, 412; 37, 452.
49. /. Hereguel, etc., JIMMA 6, 450.
50. M. Hansen, etc., JIMMA 12, 69; 13, 315.
51. H. C. Rutemiller, JIMMA 26, 1092.
52. P. Lacombe, etc., JIMMA 6, 351.
53. G. Wassermann, JIMMA 8, 304.
54. P. Lacombe, JIMMA 12, 349.
55. M. Pale, JIMMA 14, 199.
56. T. A. Badaeva (Т. А. Бадаева), etc., JIMMA 13, 411.
57. H. Vosskuhler, JIMMA 18, 17.
58. W. Rosenkrans, JIMMA 21, 1003.
59. R. Graf, JIMMA 23, 1091; 24, 84.
60. /. D. Embury, etc., JIMMA 31, 454; MA 1, 11.
61. /. N. Fridlyander (И. H. Фридляндер), etc., MA 1, 1678.
61b. H. Suzuki, etc., Met A 6, 140213, 140214.
62. С Chaudron, etc., JIMMA 12, 350.
63. /. Herenguel, etc., JIMMA 14, 434.
64. E. Schulz, etc., JIMMA 10, 383.
65. /. Herenguel, etc., JIMMA 11, 109, 284; 14, 363.
66. H. Rohrig, etc., JIMMA 11, 6.
67. B. W. Mott, etc., JIMMA 18, 254.
68. V. Gerold, etc., Z. Metallkunde, 1959, Bd. 50, S. 568.
69. O. D. Shashkov (О. Д. Шаткое), etc., JIMMA 32, 355.
70. R. W. Could, etc., MA 2, 505.
71. K. Hirano, etc., JIMMA 23, 38.
72. A. Guinier, Solid State Phys., 1959, v. 9, p. 294.
73. R. Graf, etc., JIMMA 32, 109.
74. V. B. Spiridonov (В. Б. Спиридонов), etc., MA 1, 1679.
74b. N. N. Buinov (H. H. Буйное), etc., MA 2, 22.
.75. R. R. Romanova (P. P. Романова), etc., MA 2, 1147; Met A 1. 140021.
76. P. Jagodic, Met A 4, 121447.
77. A. V. Dobromyslov (А. В. Добромыслов), etc., MA 2, 1726.
78. 5. E. Naess, Met A 2, 140374.
79. A. Naudon, etc., MA 2, 1952.
80. K. Asano, etc., Met A 2, 140514; 5, 140104.
81. H. Imai, etc., Nippon Kinzoku Gakkai Shi, 1950, v. 14, № 49, p. 52.
82. Y. Murakami, etc., JIMMA 32. 473.
83. H. A. Holl, JIMMA 32, 1347; MA 2, 1543.
84. G. L. Taylor, J. Inst. Metals, 1963/64, v. №, p. 301.
85. Y. Murakami, Met A 2, 140281, 140400.
86. R. Graf, etc., JIMMA 29, 833.
87. О. Д. Шаткое, Н. Н. Буйное. ФММ, 1963, т. 16, с. 628, 681.
88. M. Von Heimendahl, Met A 1, 140144.
89. E. H. Dix, Jr., JIMMA 18, 17, 369.
90. H. Nishimura, etc., JIMMA 19, 576; 20, 753; 22, 292.
91. P. С Varley, etc., JIMMA 25, 459.
92. B. Gentry, etc., JIMMA 26, 919, 920.
93. N. Ryum, etc., MA 2, 1953; Met A 1, 311216.
94. W. F. Smith, etc., Met A 3, 140056, 140353; 4, 120321.
95. K. G. Kent, Met A 2, 120764.
326

96. E. A. Starke, Jr., J. Metals, 1970, v. 22, p. 54.
97. S. Fujikawa, etc., Met A 5, 130616, 140504.
98. M. Abe, etc., Met A 6, 140284, 140403.
99. C. R. Shastry, etc., Met A 5, 120344, 120968.
100. A. J. Cornish, etc., Met A 2, 120466.
101. P. N. T. Unwin, etc., Met A 2, 312201; 3, 140108, 140109.
102. A. J. Sedriks, etc., Met A 3, 140058.
103. M. Murakami, etc., Acta Met., 1969, v. 17, p. 29.
104. A. J. McEvily, Jr, etc., Met A 1, 310590.
105. C. W. Мог ley, etc., JIMMA 28, 138.
106. G. Thomas, J. Inst. Metals, 1957/58, v. 86, p. 536.
107. /. Gjonnes, etc., Met A 4, 120331.
108. Y. Sugiyama, etc., Met A 4, 140064.
109. P. Bardhan, etc., Met A 2, 140154.
109b. K. Asano, Met Л 6, 140161.
110. G. W. Lorimer, Met A 2, 140317; 4, 120998.
111. /. A. Auld, etc., Met A 5. 140041.
111b. S. Ceresara, etc., Met A 6, 140097.
112. P. A. Thackery, etc., Met A 1, 120972; 4, 120823.
113. G. Thomas, JIMMA 28, 801.
114. T. Williams, JIMMA 30, 849.
115 G. W. Lorimer, etc., MA 1, 1480; Inst. Metals Monograph 33, 1969, p. 36
116. K. Asano, etc., Met A 1, 140276.
117. H. Suzuki, etc., Met A 6, 110385.
117b. H. H. Jacobs, etc., Inst. Metals Monograph 33, 1969, p. 43.
118. K. Sueno, etc., Met A 7, 140041.
119. /. /. Polmear, JIMMA 26, 170.
120. R. B. Nicholson, J. Inst. Metals, 1961/62, v. 90, p. 185.
120b. G. G. Lorimer, Met A 6, 140270.
121. A. Kelly, etc., Progr. Mater. Sci., 1963, v. 10, p. 3.
122. L. F. Mondolfo, Met A 2, 120470.
123. E. S. Nachtman, Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1950.
124. A. Yamamoto, Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1951.
125. A. F. Weinberg, Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1953.
126. D. W. Levinson, Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1953.
127. W. Guertler, JIM 39, 483.
128. H. G. Wiechell, JIMMA 2, 40.
129. R. Schmitt, JIMMA 2, 503.
130. P. Bergmann, JIMMA 4, 4.
131. S. Kokubo, JIMMA 4, 85, 138, 327.
132. A. Durer, etc., JIMMA 6, 660.
133. P. Y. Saldau (П. #. Сальдау), etc., JIMMA 7, 393.
134. W. Koster, etc., JIMMA 5, 661.
135. P. Brenner, etc., JIMMA 8, 303; 12, 322.
136. W. Bungardt, etc., JIMMA 12, 151.
137. F. C. Althof, JIMMA 16, 391; 17, 335.
138. /. /. Polmear, JIMMA 25, 243.
139. W. Rosenkrans JIMMA 29, 876; 30, 91.
140. /. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), MA 1, 30.
141. Y. A. Bagaryatsky (Ю. Г. Багаряцкий), etc., MA 1, 861.
142. R. P. Wahi, etc., MA 2, 986.
143. /. Moulin, etc., Met A 1, 320331.
144. G. Pysz, etc., Met A 1, 140343.
144b. H. Muraki, etc., Met A 3, 130152.
144c. V. I. Elagin (В. И. Елагин), etc., Met A 6, 111017.
145. A. A. Alipova (А. А. Алипова), Met A 3, 140483.
145b. H. P. van Leeuwen, Met A 6, 140207.
146. M. Cook, etc., JIMMA 18, 758.
147. E. D. Zakharov (E. Д. Захаров), etc., JIMMA 31, 813.
148. H. Rohrig, etc., JIMMA 14, 454.
149. G. Wassermann, JIMMA 18, 421.
150. N. Ryum, Met A 2, 140376.
151. V. V. Zakharov (В. В. Захаров), etc., Met A 3, 110690.
152. /. /. Polmear, etc., JIMMA 26, 391.
153. Y. Murakami, etc., LMJ, 1962, 1, 34.
154. /. Taylor, Metal Progress, 1963, v. 84, № 5, p. 74; № 6, p. 96.
«55. G. M. K. Sarma, etc., MA 1, 861.
155b. К. Н. Dunkeloh, etc., Met A 6, 140497.
156. К. М. Pogodina-Alekseeva (К. М. Погодина-Алексеева), etc., JIMMA 23, 981.
157. S. G. Chernyavskaya (С. Г. Чернявская), etc., JIMMA 32, 1107.
158. B. Neumann, etc., JIMMA 23, 724.
158b. K. S. Liu, etc., Met A 6, 160012.
159. W. Bungardt, etc., JIMMA 9, 239, 272; 11, 109.
160. A. Milhlenbruch, etc., JIMMA 12, 315.
161. W. Bungardt, JIMMA 14, 453.
62. W. Rosenkranz, JIMMA 31, 385; 32, 662.
\ra i/ Mishima> etc., Nippon Kinzoku Gakkai Shi, 1950, v. 14, p. 18.
ice" то d Zakharov (В. В. Захаров), etc., Met A 2, 310944; 4, 140373.
165. W. Bungardt, etc., JIMMA 15, 365.
327

166. H. Borchers, etc., JIMMA 30, 541.
167. R. S. Brown, etc., JIMMA 32, 273.
168. E. Di Russo, Alluminio, 1967, v. 36, p. 123.
169. /. Moulin, etc., Met A 3, 140214.
170. M. Buratti, etc., Met A 3, 560277.
171. A. J. Di Ardo, Jr., etc., Met A 7, 140008.
Al — Mg — Zr
По данным работы [1], в сплавах этой системы, содержащих около
1% Mg и 0,05% Zr, присутствует тройное соединение, которое образуется по
перитектической реакции )K+ZnA'l3->AlMgZr+Al. В работе [2] ставится под
сомнение существование этого соединения и отмечается, что в равновесии с
алюминиевым твердым раствором могут находиться только фазы MgsAl8 и
ZrAl3.
По-видимому, в неравновесных условиях единственной фазой, содержа-
содержащей цирконий, служит ZrAl3, как это установлено в работе [3]. При 550°С,
вероятно, происходит тройная эвтектическая реакция )K-*Al4-Mg5Al8+ZrAl3.
Температура плавления и состав тройной эвтектики близки к двойной эвтек-
эвтектике Al—MgsAlg [1, 2]. В присутствии циркония растворимость магния в
твердом алюминии несколько снижается [1]. Добавки циркония незначи-
незначительно влияют на .механические свойства и коррозионную стойкость [4], а
также приводят к измельчению зерна в отливках [3—5] и повышению темпе-
температуры рекристаллизации сплавов системы Al — Mg [4, 6]. Добавки магния
увеличивают эффект старения сплавов системы Al — Zr [7].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Е. Drits (М. Е. Дриц), etc., Met A 3, 110112.
2. V. N. Litvin (В. Н. Литвин), WAA 6, 530201.
3. N. /. Varich (H. И. Варич), etc., MA 2, 808; Met A 2, 110139.
4. М. Nakamura, etc., JIMMA 24, 812.
5. Т. Ikeno, etc., Light Metals Tokyo, 1958, v. 8, N A), p. 51.
6. 5. Kugasa JIMMA 26, 675.
7. R. Ichikawa, etc., Met A 4, 140164.
Al — Mn — Mo
Спла-вы с «молибденом, содержащие до 13% Mn, закаленные из жидкого
состояния со скоростью 10е—107°С/с, являются однофазными. При добавке
и марганца, и молибдена параметр решетки монотонно уменьшается на 0,0032
о
и 0,0014 А на каждый процент марганца и молибдена соответственно. Па-
о
раметр решетки оплава с 5% Мп и 8% Мо составляет 4,024 А [1]. Добавка
0,5% Мо мало влияет на параметр решетки, электродвижущую силу и маг-
магнитную восприимчивость оплава с 3,9% Мп; микротвердость и электросопро-
электросопротивление при этом повышаются на 25% [!2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
\. A. F. Polesya (А. Ф. Полеся), etc., Met A 2, 110632.
2. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
Al — МП — Nl
В сплавах этой системы тройное соединение Т кристаллизуется первично.
В сплавах, богатых алюминием, имеются две нонвариантные реакции
(рис. 120): Ж+MnAle-^Al+T1 при 645°С и содержании 1,7% Мп и 4,5% Ni
и эвтектическая Ж-*-А1+Т+№А13 при 637°С (эвтектика содержит 1,3% Мп и
5,3% Ni) [1, 2]. Фаза Т содержит 23—28% Мп и 5,6—9,5% Ni. Такому составу
могут отвечать соединения Мпц№4А1бо B4,6% Мп и 9,6% Ni) [I], Mni3Ni3Al62
B7,8% Мп л 6,9% Ni) '[3] и, вероятно, Mn3NiAl16 B5,2% Мп и 9% Ni).
3B8

Фаза Mn3NiAl16 имеет орторомбическую решетку (пространственная группа
ВЬтт, ВЬт2 или ВЬ2т, ~ 160 атомов в элементарной ячейке) с параметра-
параметрами а=23,8 А; 6 = 12,5 А, с = 7,55 А [4]; у = 3,62 г/см3; HV 5230 МН/м2.
В работе' '[1] найдена довольно устойчивая фаза с вероятным соотно-
соотношением концентраций Mn:Ni = 4: 1. Однако в работе [2] показано, что это
не новое соединение, а та же самая стабильная тройная фаза. Травимость
и характер выявления этой фазы могут несколько изменяться, главным об-
образом в зависимости от размера ее частиц.
\Х /
А1
Ц
Ni, %
Рис. 120. Алюминиевый угол диаграммы А1—Mn—Ni. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 627°С; в рамках — пер-
первичные фазы
Растворимость никеля в твердом алюминии очень мала. Растворимость
марганца при 627°С снижается в присутствии никеля и составляет 1% Мп
в двойном 'сплаве и около 0,8% в сплаве с никелем.
В фазе МпА16 -растворяется менее 0,05% Ni. Предельная растворимость
марганца в фазе NiAl3 составляет 0,26% [1]. Распределение фазовых обла-
областей в твердом состоянии при 627°С приведено на рис. l!20. С понижением
температуры линия предельной растворимости марганца в твердом алюминии
смещается к стороне Al —Ni i[J].
Прочностные свойства сплавов этой системы при повышенной темпера-
температуре невысоки: у сплавов с 2—3)% Мп и 1—2% Ni ав«70 МН/м2 при 327°С.
Длительная прочность при этой же температуре за ,20—30 ч составляет
40 МН/м2 [5]. Можно рассчитать модуль упругости сплавов в зависимости
от содержания в них марганца и никеля. Однако у некоторых богатых нике-
никелем сплавов значения модуля упругости, полученные экспериментально, вы-
выше, чем расчетные .[6].
Содержание никеля в алюминиевом твердом растворе тройных сплавов,
закаленных из жидкого состояния, выше, чем в двойных сплавах, а содер-
содержание марганца ниже [7, 81].
Параметр-решетки, термоэлектродвижущая сила, магнитная восприимчи-
восприимчивость, электросопротивление и минимальная температура распада твердого
раствора марганца в алюминии не изменяются при добавке 0,9% Ni к сплаву
с 3,75% Мп, однако микротвердость при этом возрастает на 25% i[9].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
о °л о* RuaynPr' JIM^A и, 396.
?' / w uar%ng' Чс- JIMMA 26, 752.
3. /. W. II. Clare, etc., JIMMA 31, 65
329

4. К. Robinson, JI MM A 20, 572; 22, 941.
5. В. К. Vulf (Б. К. Вульф), etc., JIMMA 28, 340.
6. N. Dudzinski, JIMMA 20, 80.
7. /. /С. Varivoda (И. К. Варивода), etc., Met A 1, 110436.
8. A. F. Polesya (А. Ф. Полеся), etc., Met A 3, 110443.
9. N. I. Varich (И. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
Al — Mn — Re, Al — Mn — Та
Добаака 0,5% Re (или тантала) почти не влияет на параметр решетки
электродвижущую силу, магнитную восприимчивость и минимальную темпе-
температуру распада твердого раствора марганца в алюминии сплава с 3,75% Мп
закаленного из жидкого состояния. Твердость и электросопротивление при
этом увеличиваются примерно на 25% [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
Al — Mn — Si
Нонвариантные реакции, протекающие в алюминиевом углу диаграммы
(рис. 121), приведены в табл. 43 ¦[!—7].
MnAl,
•802° С
MnAU
Рис. 121. Алюминиевый угол диаграммы Al—Mn—Si:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей при 527
47/ С
330

Таблица 43
НАИБОЛЕЕ ВЕРОЯТНОЕ ПОЛОЖЕНИЕ И ТЕМПЕРАТУРА НОНВАРИАНТНЫХ
ПРЕВРАЩЕНИЙ В СИСТЕМЕ А1—Мп—Si
Точки реакций
на рис. 121,а
Л
в
с
D
Е
F
G
Реакция
Ж + МпА14->МпА1б
д^А1+МпА1б
Ж-^Al + Si
Ж + МпА14->МпА1в + р
Ж + Р->МпА1в + а
Ж + МпА16->А14-а
Ж-н-Al + a + Si '
Ж+6-xz + Si
t, °С
710
658
577
690
657
648
574
Содержание элементов, %
Мп
4,1
1,9
3,8
о я
2,5
1,0
1,5
Si
12,5
0,7
1.6
1,5
12,0
13,0
В сплавах этой системы, кроме фаз А1, МпА16, МпА14 и Si, присутствую-
присутствующих и в двойных сплавах, образуется большое количество тройных фаз
[9, 11], две или три из которых могут (Появляться в сплавах «а основе алю-
алюминия. Одна из них находится в равновесии с алюминиевым твердым раство-
раствором и имеет общее обозначение a-фаза. Она содержит 25—29% Мп и 8—
13% Si {3, 4]. Были предложены следующие формулы этого соединения:
Mn2SiAl10 (B7% Мп и 6,9% Si) [I], Mn3SiAli2 B4,6% Мп и 6% Si) [3] и
Mn2Sii)8Al9 B7,3% Мп и 12,4% Si) [5], но формула Mn3Si2Ali5 B6,3% Мп
и 8,9% Si) лучше всего соответствует его составу и структуре. Фаза имеет
кубическую решетку ((пространственная группа Р/лЗ, 138 атомов в элементар-
о
ной ячейке) с параметром а =12,654-12,68 A; y = 3,i55 г/см3 ([3, 5, 5Ь].
Другое соединение, которое часто появляется в сплавах при их кристал-
кристаллизации в неравновесных условиях, обозначено ip-фаза [2]. Содержание эле-
элементов в фазе колеблется от 33% Мп и 7,7% Si до 37% Мп и 5% Si [4].
Ее вероятная формула Mn3SiAli0 C5,7% Мп и, 6,05% Si). Эта фаза имеет
гексагональную решетку (пространственная группа Р6г/ттс, около 28 атомов
в элементарной ячейке) с параметрами, изменяющимися с увеличением со-
О о о О
держания кремния от а=7,51 А и с=7,77 А до a=7,52 А и с=7,72 А.
Соединение имеет структуру, идентичную фазе Со2А15 с двумя вакансиями в
узлах решетки на месте атомов кобальта, так что в элементарной ячейке со-
содержится 26 атомов. Его плотность составляет 3,74 г/ом3 [8]. Согласно дан-
данным работы >[1], эта фаза является твердым раствором кремния в фазе
МпА1з. Последнее подтверждается до некоторой степени данными работы
[9], в которой показано, что при 827°С и содержании до 5—6% Si существует
фаза Мп3А1ю с гексагональной решеткой. Фаза, обозначенная у i[.l] или
б v[Ю], подобна по характеру выявления на микрошлифах и травимости
б-фазе (FeSi2Al4) системы Al—Fe—Si и образуются в сплавах, богатых
кремнием. Она имеет, вероятно, тетрагональную решетку с параметрами таки-
такими же, как у б-фазы (FeSi). Эти фазы обладают неограниченной взаимной
растворимостью [10]. Сведения о других фазах, более богатых марганцем,
приведены в работе ![ 11].
В тройных сплавах растворимость 'Марганца и кремния в твердом алюми-
алюминии несколько уменьшается [1, 7, 12]. В работе [13] обнаружено присутст-
присутствие метастабилыной G-фазы на основе соединения МпА1!2. В исследованиях
по сплавам системы А1—Мп эта фаза идентифицирована как промежуточ-
промежуточная структура при выделении МпА16. Можно ожидать, что во всех сплавах,
где есть соединение МпА16, выделившееся из твердого раствора, присутствует
и G-фаза. Большинство фаз в сплавах этой системы образуется по перитекти-
ческой реакции. Их кристаллизация из жидкого состояния затруднена. Таким
образом, в сплавах, не подвергавшихся длительной гомогенизации, равновес-
равновесные структуры будут скорее исключением, чем правилом.
331

Механические свойства сплавов этой системы очень низки и мало из-
изменяются после термической обработки [14]. Высокотемпературная проч-
прочность и сопротивление ползучести также невысоки [15]. Коалесценцию частиц
при отжиге как меру поверхностного натяжения исследовали в работе [16].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Buckle, JIMMA 5, 659; 6, 3, 399.
2. Я. W. L. Phillips, JIMMA 10, 383.
3. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
4. /. N. Pratt, etc., JIMMA 18, 699; 19, 639.
5. M. Cooper, etc., MA 2, 809.
5b. G. Bergmann, etc., JIMMA 20, G99.
6. Hanemann, 1952.
7. H. W. L. Phillips, Inf. Bull. 25. Aluminium Development Assoc, London, 1961.
8. K. Robinson, JIMMA 20, 252.
9. A. Raman, etc., JIMMA 32, 1355.
10. Mondolfo, 1943.
11. N. K- Abrikosov (H. К. Абрикосов), etc., Met A 2, 460028.
12. N. /. Axon, etc., JIMMA 16, 701.
13. A. P. Bagchi, etc., JIMMA 22, 523.
14. T. Tanabe, JIM 38, 411.
15. В. К. Vulf (Б. К. Вульф), etc.. JIMMA 28. 340.
16. A. I. Vilyak, Met A 5, 320727.
Al — Mn — Sn
В сплавах этой системы тройные соединения отсутствуют. Тройная эв-
эвтектика образуется по реакции Ж-^А'1+MnAle+Sn практически при таких
же температуре B28°С) и содержании олова (99,5% Sn), как и двойная
эвтектика А1 — Sn [1].
Твердость сплавов увеличивается от добавок марганца и снижается от
добавок олова. При содержании 20% Sn и 3—6% Мп она составляет 250—
300 МН/м2. Марганец повышает коррозионную стойкость оплавов, но она
не достигает того уровня, что у технического алюминия [1]. Магнитные
свойства сплавов в жидком состоянии исследованы в работе [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. Schuck, JIMMA 2, 50, 281.
2. Е. W. Collings, Met A 5, 331857.
Al — Mn — Ti
В сплавах этой системы, богатых алюминием, тройные соединения не
образуются, но имеются фазы Al, TiAl3 и МпА1б. При 660°С и содержании
около 2% Мп и 0,1% Ti происходит нонвариантная реакция Ж+Т1А13->
->А1+МпА1б. Растворимость марганца и титана в твердом алюминии в трой-
тройных сплавах ниже, чем в двойных. Верхняя точка трехфазной области А1+
+MnAl6-fTiAl3 находится при температуре 647°С и отвечает содержанию
0,78% Мп и 0,16% Ti [1].
Параметр решетки, микротвердость, электродвижущая сила, магнитная
восприимчивость и минимальная температура распада твердого раствора
марганца в алюминии у сплава с 3,7% Мп незначительно изменяются при
добавке 0,3% Ti. Электросопротивление при этом увеличивается на 25% [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
!. М. V. Maltsev (M. В. Мальцев), etc., JIMMA 26, 823.
2. Л/1. /. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
Al — Mn — V
Исследована в основном бедная алюминием часть диаграммы [1], © ко-
которую не попадают сплавы на основе алюминия. Добавка 0,6% V к сплаву
с 2,5% Мп» закаленному из жидкого состояния, незначительно влияет на
332

параметр 'решетки, электродвижущую силу и магнитную восприимчивость,
но при этом микротвердость и электросопротивление увеличиваются на 20%
[2]. Устойчивость твердого раствора марганца в алюминии также меняется
незначительно [2], но, как отмечается в работе [3], при закалке из жидкого
состояния фиксируется пересыщенный твердый раствор марганца в алюминии.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. V. Корр, etc.. Met A 3, 110324.
2 N. I. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
3. /. К. Varivoda (И. К. Варивода), etc., Met A 1, 110436.
А1 — Мп — W
Растворимость вольфрама в алюминии при закалке из жидкого состоя-
состояния со скоростью 10е—107°С/с несколько уменьшается в присутствии м-арган-
ца|[1].
Добавка 0,8% W к сплаву с 3,6% Мп, закаленному из жидкого состоя-
состояния, не влияет на параметр решетки, электродвижущую силу, магнитную вос-
восприимчивость и устойчивость твердого раствора марганца ib алюминии, но
при этом увеличиваются на ~25% микротвердость и на 50% электросопро-
электросопротивление [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Л. F. Polesya (А. Ф. Полеся), etc., Met A 2, 110632.
2. N. /. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
Al — Мп — Y
В сплавах этой системы образуется несколько тройных соединений, од-
одно из которых, MruYAle может находиться в равновесии с фазами Al, MnAU
и YA13 [1]. Фаза Mn4YAl8 D1,9% Мп и 16,9% Y) имеет тетрагональную ре-
решетку (пространственная группа /4/m/n/n, 26 атомов в элементарной ячейке)
о о
с параметрами а=8,86 А и с=5,09 А. Она изоморфна аналогичным соеди-
соединениям с хромом, медью, и Ж1елезом [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. M. Rykhal, etc., Met A 5, 110255.
2. О. С. Заречнюк. — ДАН УССР, 1966, № 6, 767.
А1 — Мп — Zn
Поверхность ликвидус в области сплавов, богатых алюминием, вплоть
до 50'% Zn простая и очень сложная при содержании выше 50% Zn, так как,
кроме двойных фаз с марганцем и цинком, присутствуют три тройных соеди-
соединения (рис. 122). При 543°С и содержании около 1,5% Мп и 35% Zn про-
происходит нонвариантная реакция Ж+МпАи-э^АЛ+Гь Другая нонвариантная
реакция Ж+МпАЦ-^МпА^+Г! имеет место при 507°С и содержании 3|% Мп
и 43% Zn [1]. Тройная эвтектика образуется при 378°С по реакции Ж->
-^ZnAl+MnAl3(?)+Zn и содержит 95% Zn и 0,05% Мп [2]. Область сущест-
существования тройной фазы Тх заключена в пределах от 26% Мп и 9% Zn до 28%
Мп и 5% Zn. Ее формула Mn5ZnAl24 B6,9% Мп и 6,6% Zn). Фаза Тх имеет
орторомбичеокую решетку с параметрами а=25,1 А, 6=24,8 А и с = 30,3 А.
Фаза Т2 обозначается формулой Mn2ZnAl9 (:26,2% Мп и 15,6% Zn). Фазе Г3,
^°ДерЖаЩеЙ 24,7% Мп и 27,1% Zn, приписываются формулы Mn^Zn^Alu
(^5,9/0 Мп и 24,1% Zn) или (MnZnMAllb хотя по содержанию элементов ей
лучше соответствует формула MnZnAl4 B4,1% Мп и 28,4% Zn). Фаза Тъ
333

также имеет орторомбическую решетку (пространственная группа Стст,
152 атома в элементарной ячейке) с параметрами а = 7,78 А, 6=23 8А° и
о '
с=12,6 А. Ее структура подобна структуре фаз Си2МпзА12о и Ni4Mn11Al6o
[1,3—5].
AL+Mn2ZnAb
7n,%
Рис. 122. Алюминиевый угол диаграммы А1—Мп—Zn. Жирные линии — проекция поверх-
поверхности ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей при 377°С; в рамках —
первичные фазы
В фазе МпА16 может растворяться до 0,4% Zn [1]. В соединении МпА1б
до 5% Zn может замещаться марганцем. Растворимость марганца в твердом
алюминии сильно снижается в присутствии цинка: при 527°С она составляет
1% Мп в сплаве без цинка, 0,1% Мп в сплаве с 2% Zn и менее 0,01% Мп при
содержании 10% Zn [6, 7]. На растворимость цинка в твердом алюминии
марганец, по-видимому, не влияет. Подробные сведения о сплавах с большим
содержанием цинка и о других тройных фазах приведены в работах [4, 5, 8].
У литого вторичного сплава, содержащего марганец и цинк, ав = 240-4-
-т-1270 МН/м2, 6=2% и Я 1Л= 900-г-1000 МН/м2 .[9]. Состав этого сплава не
приводится, но данные о плотности, составляющей 2,88 г/ом3, позволяют сде-
сделать заключение, что он содержит 12—15% Zn. Высокая прочность и низкое
относительное удлинение наблюдались у сплава системы А1—Мп — Zn при
увеличении содержания цинка и марганца [10].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Ray nor, etc., JIMMA 10, 385; 15, 147.
2. D. W. Wakeman, etc., JIMMA 16, 124.
3. K. Robinson, JIMMA 20, 572; 22, 941.
4. E. Gebhardt, JIMMA 10, 244.
5. A. Damjanovic, JIMMA 27, 441; 29, 695.
6. Л. Т. Little, etc., JIMMA 10, 385.
7. E. Bathers, etc., JIMMA 10, 385.
8. E. Weisse, etc., JIMMA 10, 244.
9. A. J. Matter, JIMMA 12, 77.
10. V. Popovici, etc., Met A4, 310680.
Al — Mn — Zr
Добавки марганца к сплавам системы Al — Zr, закаленным из жидкого
состояния loo скоростью 106—107°С/с, приводят к уменьшению содержания
циркония в алюминиевом твердом растворе [1]. Добавка 0,25% Zr к сплаву
с 3,65% Мп, также закаленному из жидкого состояния, мало или совсем
не «влияет на параметр решетки и электродвижущую силу. При этом магнит-
магнитная восприимчивость и электросопротивление увеличиваются на 15—20%, а
твердость несколько уменьшается [2]. Присадки циркония повышают мини-
334

мальную температуру и скорость распада твердого раствора марганца в
алюминии [2, а]. Добавки циркония практически не влияют на процессы
рекристаллизации сплавов «системы А1 — Мп [4]. Полуфабрикаты, изготовлен-
изготовленные из порошка, полученного методом охлаждения из жидкого состояния с
большими скоростями, имеют высокие .механические (свойства при повышен-
повышенных температурах |[б].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Л. F. Polesya (А. Ф. Полеся), Met A 2, 110632.
2. N. I. Varich (H. И. Варич), etc., JIMMA 32, 707.
3. /. К. Varivoda (И. К. Варивода), Met A 1, 110436.
4. S. E. Naess, etc., Met A 6, 120824.
5. /. N. Frldlyander (И. Н. Фридляндер), etc., WAA 6, 430025.
А1 — Mo — Ni
В сплавах, богатых алюминием, образуется два тройных соединения.
Их приближенные формулы Mo5NiAli4 E2,3% Mo ,и 6,4% Ni) или Mo8NiAl24
E3,3»% Mo и 3,9% Ni) и MoNi4Al15 A3,0% Mo и 32,1% Ni) или MoNi3Al13
A3,1% Mo и .29,li% Ni). [1]. Первое соединение образуется непосредственно
из жидкого состояния. Оно имеет тетрагональную .решетку (пространственная
группа /4/m/n/n, в атомов в элементарной ячейке). В работе ,[2] приведена
еще одна вероятная формула этого соединения — Mo2NiAl5 E0,3% Mo и
15,2% Ni). В равновесии с фазами Al, Ni3Al и MoAli2 находится лишь фаза
MoNi3Ali3 >[!]• В работе [3] упоминается лишь о тройной эвтектике А1+
+№А13+фаза, богатая молибденом. Механические свойства и электросопро-
электросопротивление сплавов с 1—3% Ni мало зависят от добавки в них до 1% Мо [4].
Сведения о сплавах системы А1—Mo — Ni как катализаторах приведены в
работе [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. I. Markiv (В. И. Маркие), etc., Met A 3, 110114; 5, 110645.
2. A. Raman, etc., MA 1, 1153.
3. Н. Reinmann, JIM 28, 588.
4. P. Roengten, etc., JIM 53, 694.
5. У. R. Katsobashvili (#. P. Ксщобашвили), etc., Met A 3, 340611.
Al — Mo — Si
В этой системе образуется два тройных соединения с приблизительными
формулами — MoSiAl F3,3% Мо и 18,6% Si) и Mo5Si3Al7 F3,8% Мо и
11,2% Si). Кроме того, в фазе MoSi2 может растворяться некоторое количе-
количество алюминия. Фаза MoSiAl в интервале 63,3—63,6% Мо и 31,3 — 15,7% Si
имеет гексагональную решетку (пространственная группа Р6222, 9 атомов в
о о
элементарной ячейке) с параметрами а=4,67 А, с=6,66 А; у=6 г/см3. Это
соединение может быть в равновесии с алюминиевым твердым раствором.
Фаза Mo5Si3Al7 в интервале концентраций 63,7—63,8% Мо и 11,1—13,0% Si
имеет орторомбическую решетку (пространственная группа Fttdd, 24 атома
в элементарной ячейке) с параметрами а=8,239 А, 6 = 4,783 А и с = 8,758 А.
Однако не установлено, может ли это соединение находиться в равновесии
с алюминиевым твердым раствором ,[1].
Добавки молибдена и присутствие тройного соединения изменяют тек-
текстуру лрокатки алюминия, чем препятствуют фестонообразованию, но влия-
влияние молибдена в этом отношении намного слабее, чем циркония [1]. Добавки
молибдена приводят к некоторому измельчению зерна в сплавах системы
Al — Si [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
L ?Г Nowotny, etc., JIMMA 26, 599, 752; 30, 189.
2. V. De Pierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
335

Al — Mo — Ti
Эта система изучена только в области сплавов, богатых титаном и мо-
молибденом [1]. Сведения о сплавах с высоким содержанием алюминия отсут-
отсутствуют.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. Т. Nartova (Т. Т. Нартова), etc., Met A 3, 110265.
Al — Mo — V
В области сплавов, богатых алюминием, диаграмма имеет очень слож-
сложное строение: в сплавах с 0—40% Mo+V и температурном интервале 70°С
должно пройти шесть нонвариантных превращений [1]. Таким обра-
образом, достижение равновесных условий в процессе затвердевания практически
(Невозможно. Нонвариантные реакции в алюминиевом углу системы А1 —
Мо — V при различных температурах приведены ниже:
Реакция tt 43
Ж + МоА13 — VA13 + МоА15 717
Ж + VA13 -> МоА1б + VAle 700
Ж + VAle -> VA17 + МоА1б(?) 692(?)
Ж + МоА15 -> МоА112 + VA17 687
Ж + VA17 - VA11O + MoAl12 677
Ж - Al + VA11O + MoAl12 657
Как следует ш / наиболее вероятного варианта бинарной диаграммы
А1—V, к ранее описанным реакциям должна быть добавлена реакция, по
которой фаза VA16 переходит в фазу VA17.
В сплавах этой системы тройные соединения не образуются, но в фазе
VA13 при 623°С может растворяться до 20% Мо, в фазе VA16 — около 10% Мо
и в фазе VAlio 6—7% Мо. Вместе с тем небольшое количество ванадия раст-
растворяется iB соединениях молибдена. При 623°С содержится около 5% V в фа-
фазе МоА13, приблизительно 3% V — в фазе M0AI5 и, вероятно, 2% V — в фазе
МоА112.
В сплавах, богатых алюминием, в твердом состоянии присутствуют фазы
Al, MoAli2 и VAlio. Исключение составляют сплавы с соотношением концент-
концентраций Мо : V меньше, чем 1 : 2, в которых молибден растворяется в фазе VA1IO
[1]. Если в области, богатой алюминием, протекает эвтектическая реакция,
то растворимость и ванадия, и молибдена в твердом алюминии в тройных
сплавах ниже, чем в двойных.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. Sperner, Z. Metallkunde, 1959, v. 50, p. 592.
Al — N — Nb, Al — N — Та
Соединение NNb3Al2 содержит 40% N и 80,5% Nb и имеет кубическую ре-
решетку (пространственная группа /Hi32, 24 атома в элементарной ячейке).
Фаза N*Ta5Al3 имеет тетрагональную решетку (пространственная группа
14/mem, 32 атома в элементарной ячейке) [1]. Нет доказательств, что эти
соединения могут находиться в равновесии с алюминиевым твердым раст-
раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Jeitsckko, etc., JIMMA 32, 851.
336

Al - N - Si
Диффузия алюминия в пленках SiN характеризуется следующими пара-
параметрами: Do=0,4-10-9 см2/с; Q = 0,5 эВ [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. Y. Kovarsky (В. #. Коварский), etc., Met A 1, 130280.
Al — Na — Si
Добавки натрия приводят к измельчению частиц кремния и, как следст-
следствие, улучшают свойства сплавов. Здесь рассматривается только равновесная
диаграмма. Сведения о модифицировании (измельчении частиц кремния)
приведены в описании системы А1—Na—>Р—Si.
Собственно тройные фазы в сплавах системы AlNaSi не образуются, но в
соединении NaSi2 до половины атомов натрия может быть замещено алюми-
алюминием. При этом (рис. 123) образуются соединения от (NaAl)Si2 до NaSi4Al
Si
AL
10
п
Si.%
Рис. 123. Проекция поверхности ликвидус алюминиевого угла диаграммы Al—Na—Sir
/ — граница области расслаивания; 2 —линия квазибинарного разреза Al—(NaAl)Si2:
OP — область расслаивания
A4% Na и 69,5% Si) ([1]. Дсхбавки кремния резко сокращают область несме-
несмешиваемости в системе Al—Na. При 3% Si граница этой области смещается от
0,15% Na к 0,30% Na [2]. Согласно [3], в системе имеется тройная эвтекти-
эвтектика, которая содержит 13,5—14% Si и 0,009% Na [4], 0,012% Na [5] или
0,017% Na [2]. Обычно считают, что тройная эвтектика плавится при 567—
57|2°С, но более вероятно, что она по температуре практически совпадает с
двойной F77°С), так как содержание натрия в ней мало [6]. Теплота плав-
плавления эвтектики составляет 14 Дж/молъ [7].
Фаза NaSi2 B9,1% Na) имеет тетрагональную решетку A2 атомов в эле-
элементарной ячейке) с параметрами а = 4,98 А и с= 16,73 А. Элементарная
ячейка фазы NaSi4Al вдвое меньше, чем фазы NaSi2. Ее параметры составляют
а=4,14 А, с=7,14 А (пространственная группа Р4/птт, 6 атомов в элемен-
элементарной ячейке) [1]. Растворимость натрия в твердом .алюминии при эвтекти-
эвтектической температуре составляет 0,002—0,003)% [2, 4] и уменьшается от 0,0016
до 0,0005% при снижении температуры с 627 до 527°С. Эвтектические точки
двух тройных фазовых областей Al+Na+(NaAl)Si2 и Al+(NaAl)Si2+Si рас-
расположены рядом при 575°С. Эвтектики содержат около 0,0015% Na и 0 15%
Si [2i].
Добавка натрия к сплавам системы Al—Si приводит к уменьшению
электропроводности за| счет уменьшения растворимости кремния в твердом
алюминии. По данным работы [8], добавка \% Na на 30% снижает электро-
электропроводность сплава с 13% Si.
337

Вязкость при этом резко возрастает [9, 10]. В работе [11] показано, что
при добавке натрия вязкость эвтектических сплавов системы Al—Si увеличи-
увеличивается в 15—40 ipa3. Поверхностное натяжение сплавов системы Al—Si
уменьшается при добавке натрия [12]. При этом скорость диффузии жидкого
кремния в жидком алюминии повышается [13]. Энергия активации диффузии
натрия в сплавах системы Al—Si составляет 1,3—1,4эВ [2]. Замечено [14], что
при отжиге сфероидизация выделений кремния в сплавах системы Al—Si, мо-
модифицированных натрием, идет быстрее, чем в сплавах без натрия, но этот
эффект связан, по-видимому, с большей дисперсностью частиц кремния в мо-
модифицированных сплавах.
Добавки натрия не улучшают механические свойства сплавав с низким
содержанием кремния [15]. Модифицирование натрием сплавов с более высо-
высоким содержанием кремния приводит к повышению их механических свойств
только в том случае, если избыток натрия служит собственно модификатором,
причем наибольший эффект достигается при содержании около 0,1% Na. Боль-
Большие количества «атрия ухудшают механические свойства сплавов [16]. Кор-
Коррозионная стойкость сплавов системы Al—Si снижается от добавок натрия,
особенно, если в сплавах присутствует фаза (NaAl)Si2 [17], которая, однако,
быстро .поляризуется, благодаря чему коррозия оказывается менее сильной,
чем можно ожидать из сопоставления электродных потенциалов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Nowotny, etc., JIMMA 16, 53.
2. С. Е. Ransley, etc., JIMMA 18, 93.
3. В. Otani, JIM 37, 453.
4. E. Schulz, JIMMA 16, 486.
5. R. C. Plumb, etc., JIMMA 25, 659.
6. E. Scheil, JIMMA 17, 645.
7. M. Genot, JIMMA 28, 717.
8. W. Patterson, etc., JIMMA 27, 85.
9. V. Kondic, etc., JIMMA 17, 852.
10. С Mascre, JIMMA 21, 640, 959.
11. E. V. Polyak (E. В. Поляк), etc., JIMMA 8, 129; 10, 201; 14, 44; 15, 99; 20, 404.
12. V. L. DeDavies, etc., JIMMA 31, 817.
13. Y. Tsumura, JIMMA 25, 817.
14. H. Rohrig, etc., JIMMA 8, 292.
15. W. Kroll, JIM 36, 432.
16. /. Czochralski, JIM 37, 453.
17. B. F. Grashchenko (Б. Ф. Гращенко), etc., JIMMA 3, 439; 4, 545.
Al — Nb - Se
Структура и свойства соединения AlxNbSe2 (в котором лг=0-=-|2/3) изу-
изучены в работе i[l]. Маловероятно, чтобы эта фаза находилась в равновесии с
алюминиевым твердым раствором.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. М. Voorhoeve-van den Berg, Met A 5, 121092.
Al - Nb - Si
В сплавах этой системы присутствует несколько силицидов [1]. Один из
них приблизительно описывается формулой Nb3Si5Al2 E9,1% Nb и 29,5% Si)
и может находиться в равновесии с алюминиевым твердым раствором выше
ll2i27<>C. Ниже этой температуры ом вступает в перитектическую реакцию
)K+Nb3Si5Al2->NbAl3+NbSi2 [2]. Таким образом, в твердом состоянии алюми-
алюминий может быть в равновесии только с фазами NbAl3 и NbSi2. Фаза NbSi2
содержит 37,7% Si, имеет гексагональную решетку (пространственная группа
Р6а2'2, 9 атомов в элементарной ячейке) с .переменными параметрами
о о
а=4,79-М,81 А и с= 6,594-6,64 А, так как до 10% Si может замещаться
338

алюминием [1]. В ф.азе NbAl3 до 4% Si могут заместить алюминий [2]. До-
Добавки ниобия в сплавы системы А1—Si приводят к заметному измельчению
зерна [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. Novothy, etc., JIMMA 29, 216; 30, 189.
2. С. Allibert, etc., Met A 6, 110796.
3. V. De Pierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
Al — Nb — Ti
По данным работы [1], область существования тройного соединения в
сплавах этой системы сосредоточена вокруг фазы NbTiAl3 D2% Nb и 22% Ti),
которая находится в paiBiHOBecmn с алюминиевым твердым раствором, а также
с фазами TiAl3 и NbAl3.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. A. Popov (И. А. Попов), etc., JIMMA 31, 801.
Al - Nb - V, Al — Та - Ti, Al - Та - V,
Al — Ti — V, Al — V — Zr
Наиболее изучены центральные области этих диаграмм [1], а также бога-
богатая титаном область системы А1—Ti—V [2]. Сведения о сплавах, богатых
алюминием, отсутствуют.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. Raman, MA 2, 1138.
2. /. /. Kornilov (И. И. Корнилов), etc., Met A 1, 110238; 5, 110367.
Al - Nb - Zr
В соединении NbAl3 до 50% Nb может замещаться цирконием. В этом
случае предельной формулой, описывающей соединение, служит NbZrAl6
B6,8% Nb и 26,3(% Zr). Фаза (NbZr)Al3 имеет тетрагональную решетку (про-
(пространственная группа 14/ттт, 8 атомов в элементарной ячейке) с параметра-
о о о
ми, изменяющимися от а=3,84 А, с=8,58 А при 0% Zr до а=3,89 А, с = 8,76
о
А при 50% Zr [1]. В тройных сплавах в равновесии с алюминиевым твердым
раствором могут находиться фазы (NbZr)Al3 и ZrAl3.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Potzschke, etc., JIMMA 31, 65.
Al — Ni — Si
В сплавах этой системы тройные соединения не образуются [1]. Тройное
эвтектическое превращение >K-^Al+NiAl3+Si имеется при 567°С. Эвтектика
содержит .5% Ni и 11—12% Si [2—5]. В твердом состоянии в большинстве
сплавов присутствуют три фазы: Al, NiAl3 и Si. Растворимость кремния в фазе
NiAl3 составляет около 0,4—0,5% [в]; растворимость никеля в твердом алю-
алюминии составляет только 0,04% при температуре плавления двойной эвтекти-
эвтектики, В присутствии никеля растворимость кремния снижается [4].
Добавки никеля мало влияют на прочность сплавов при комнатной тем-
температуре [7], но увеличивают горячую твердость, особенно в сложных сплавах
[2, 8]. Путем направленной кристаллизации эвтектического сплава можно по-
получить высокую прочность в одном направлении [9].
339

Добавка 0,3—0,4% Ni незначительно улучшает распределение первичных
выделений кремния в заэвтектических сплавах [10]. В работе [И] исследова-
исследованы сплавы с 7—13% Si и 1% Ni, которые применяют в ядерных реакторах
вследствие их высокой коррозионной стойкости в воде при повышенных тем-
температурах.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. Fuss, JIM 31, 410.
2. С. Hisatsune, JIM 38, 412; 41, 439.
3. В. Otani, JIM 47, 138.
4. E. Weisse, JIMMA 7, 153; see also H. Hanemann, JIMMA 9, 237.
5. H. W. L. Phillips, JIMMA 9, 346.
6. /. N Pratt, etc., JIMMA 18, 699; 19, 639
7. /. A. Gather all, etc., Mat A 2, 311812.
8. /. E. Hanafee, etc., JIMMA 32, 109, 630.
9. /. Miura, etc., Met A 3, 120420, 311165.
10. A. I. Patsiornykh (А. И. Пачерник), JIMMA 20, 332.
11. H. Spindler, JIMMA 32, 1151.
Al — Ni — Sn
В области сплавов, богатых алюминием, диаграмма очень проста; монова-
моновариантная линия, (разделяющая поля первичной кристаллизации фаз NiAl3 и
А1, проходит от точки двойной эвтектики Al+NiAl3 при 6% Ni к оловянно-
оловянному углу. При !228°С происходит тройное эвтектическое превращение Ж-^А1+
+NiAl3+Sn. Эвтектика содержит 99,5% Sn. По температуре плавления и со-
содержанию элементов тройная эвтектика очень близка к двойной Al-fSn [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. 5. Kato, JIM 50, 347.
Al — Ni — U
Взаимная диффузия алюминия, никеля и урана изучена в работах [1, 2].
Тройные соединения не обнаружены, что, вероятно, объясняется ограниченны-
ограниченными возможностями примененной методики.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. L. Angermann, JIMMA 30, 22.
2. R. A. Harlov (Г. А. Хардов), etc., JIMMA 32, 16.
Al - Ni - Zn
В сплавах этой системы, «богатых алюминием, тройные фазы отсутствуют
[1]. Тройное соединение, образующееся в богатых цинком сплавах, не нахо-
находится в равновесии с алюминиевым твердым раствором [2]. При содержании
около 80% Zn и 1—12% Ni наблюдается нонвариантная реакция Ж+Al-v
—>-№А1з+2!пА1. Добавки никеля мало влияют на (растворимость цинка в алю-
алюминии. Растворимость никеля в алюминии незначительна. Таким образом, в
алюминиевом углу диаграммы возможно появление только фаз А1 и NiAb, a
фазы с цинком не образуются при содержании менее 25% Zn или если сплавы
не подвергаются длительному отжигу при низких температурах. Сведения о
сплавах, богатых цинком, приведены в работе [3i].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. Fuss, JIM 31, 410.
2. G. V. Raynor, etc., JIMMA 21, 930.
3. A. Mayer, CA 42, 2910.
340

Al — О — S, Al - О - V
В работе [1] показано, что фазы ti(A12O3), SO2 и SO3 находятся в равно-
равновесии. Это свидетельствует о том, что три взаимодействии А12О3 с A12S не об-
образуется свободного алюминия.
В результате взаимодействия алюминиевого твердого раствора с V2O5
при &27°С образуются следующие структурные составляющие [2]:
А1, % . . . 0-3 3-31 57-64 64-67 >67
Составляющая .а а + в в + (VA1JO3 (VA12)O3 + O3VXA\2-X +
+ O4V8ilAl* +VO,
а-Фаза — твердый раствор алюминия в фазе V2O5 [2]. Соединение V2O5
имеет орторомбическую решетку (пространственная группа Р ттт, 14 атомов
о о о
в элементарной ячейке) с параметрами а—11,51 А, 6 = 3,563 А, с=4,369 А [3].
Фаза 9 имеет моноклинную решетку (пространственная группа С2/т) с пара-
параметрами а= 12,186 А, 6 = 3,666 А, с= 10,23 А; »р = 103,5°; у = 4,2 г/см3. Фаза
(VA1JO3 — раствор ванадия в соединении А12О3 со структурой корунда-. Фаза
(A1V)O2 имеет структуру рутила—орторомбичеокую решетку с параметрами
°
а = 6,47 А, 6 = 6,26 А, с=2,88°А; у = 4,5 г/смз [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. R. Ingraham, Met A 1, 110696.
2. P. Hagenmuller, etc., MA 2, 649.
3. Pearson, 2.
Al — Os — Ru
Исследование методом рентгенозской дифракции сплавов, расположен-
расположенных вдоль разреза Os4A'li3—RuAli3, показало, что при содержании Ru4Al3 до
10% обнаруживаются только рефлексы соединения Os4Ali3. При содержании
10%—15% Ru4Al13 появляются рефлексы только этого соединения. При со-
содержании свыше 15% Ru4Ali3 обнаруживаются рефлексы, которые могут при-
принадлежать тройному соединению. Сведения о температуре перехода в сверх-
сверхпроводящее состояние и удельной теплоемкости приведены в работе [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Miller, etc., Met A 2, 330652.
Al — Р — Si
В сплавах этой системы тройные соединения не образуются. В алюминие-
алюминиевом углу диаграммы в равновесии с твердым раствором алюминия находят-
находятся фазы Si и А1Р. Первичные выделения фазы А1Р имеются практически при
всех концентрациях: расчеты показывают, что 0,001% Р достаточно, чтобы
сместить сплавы в область первичной кристаллизации фазы А1Р. Поверхность
ликвидус поднимается очень круто к ~2527°С — температуре плавления фа-
фазы А1Р: в сплавах с 0,01% Р кристаллизация начинается при температуре
выше 1027°С [1]. Координаты тронной эвтектической реакции Ж-*А1+
+AlP+Si практически совпадают с двойной Ж-^Al+Si, так «ак тройная
эвтектика содержит крайне мало фосфора. Температура плавления тройной
эвтектики на 0,ГС ниже, чем двойной E77°С) [2]. На квазибинарное сече-
сечение А1Р—Si указывает тот факт, что максимальная растворимость фосфора
в кремнии отвечает отношению концентраций фазы А1Р [3], но величина эле-
электросопротивления сплавов в жидком состоянии [4] свидетельствует о при-
присутствии соединения SiP в богатых алюминием сплавах.
Сведения о выделениях кремния на частицах фазы А1Р приведены в опи-
описании системы А1 — Na — Р — Si.
341

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. M. Kuznetsov (Кузнецов Г. М.), etc., Inorg. Mater., 1971, v. 7, p. 831.
2. P. B. Crosley, etc., MA 2, 809.
3. N. K. Abrikosov (H. К Абрикосов), etc., JIMMA 31, 97.
4. E. M. Dudnik (E. M. Дудник), WAA 6, 630066.
Al - Pb - Sb
Область расслаивания в системе Al—Pb сужается при добавлении сурь-
сурьмы. При содержании более 50% Sb расслаивание отсутствует [1, 2]. В боль-
большинстве сплавов при температуре выше 877°С образуется соединение SbAl,
которое находится в виде твердых частиц в расплаве. Некоторое количество
сурьмы растворяется в свинце: при 727°С отношение растворимости сурьмы
в алюминии к ее растворимости в свинце составляет 2,22 [3]. Квазибинарное
сечение SbAl—Pb при 325°С имеет эвтектическую точку, отвечающую содер-
содержанию 99,0% Pb. Тройное нонвариантное превращение Ж->А1+5ЬА1+Жр&
протекает практически при таких же температуре F58°С) и содержании свин-
свинца A,5% Pb), как и двойная реакция Жа1->А1+Жрь. Аналогично этому
тройное эвтектическое превращение Ж-^SbAl+Al+Pb практически совпа-
совпадает с двойным Ж->РЬ+А1 (99,9% Pb, 327°C), а эвтектическое превраще-
превращение Ж-^SbAl-fSb-fPb совпадает с двойной реакцией Ж-^Pb+Sb A1%
Sb, 252°C) [2]. Растворение свинца в соединении AlSb происходит путем за-
замещения им атомов сурьмы [4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. R. A. Wright, Proc. Roy. Soc. London, 1894, v. 55, p. 130.
2. G. W. Kasten, JIMMA 10, 386.
3. G. Tammann, etc., CA 18, 3520.
4. D. Shaw, JIMMA 31, 605.
Al - Pb - Sn
Область расслаивания в системе Al—Pb сокращается при добавке олова
[1—5]. Тройная эвтектика в этой системе образуется при 183°€ и содержит
38,1% Pb и 61,7% Sn. Эта критическая точка очень близка к эвтектической
точке двойной системы Pb—Sn A83,3°С), отвечающей содержанию 38,1%
Pb и 61,9% Sn [4]. Растворимость <в твердом алюминии как свинца, так и
олова составляет менее 0,1% при температурах двойных эвтектик. Поэтому
практически все оплавы этой системы, богатые алюминием, содержат три
фазы: Al, Pb и Sn. В работе [6] описан способ получения сплавов системы
А1—Pb—'Sn путем выплавки сплавов системы Al—Sn, расплавления в них
эвтектики и замещения ее расплавленным свинцом.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1.С./?. A. Wright, Proc. Roy. Soc, 1892/93, 52, 11.
2. R. Lorenz, etc., JIM 43, 490.
3. M. H. Davies, JIMMA 20, 621.
4. A. N. Campbell, etc., JIMMA 25, 11.
5. /. Schmiedl, etc., WAA 6, 520064.
G. M. L. Samuels, etc., JIMMA 10, 48, 321.
Al — Pb — Zn
Области несмешиваемости в системах Al—Pb и Pb—Zn ib тройной системе
сливаются, образуя широкую область несмешиваемости в жидком состоянии.
Расслаивание отсутствует лишь в маленьком треугольнике у вершины Pb
диаграммы и в узкой полосе вдоль стороны Al—Zn, максимальная ширина
которой при 40% Zn не превышает 3% Pb [1]. Сведения о том, что ультра-
342

звуковая обработка позволяет получить однородные сплавы при содержании
до 10% РЬ, причем эта однородность сохраняется даже после переплавки
[2], вызывают сомнение.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Dannenmuller, JIMMA 13, 293.
2. W. Becker, JIMMA 11, 28.
Al — S — Si, Al — Se — Si
По данным работы [1], можно сделать заключение,, что в сплавах, бога-
богатых алюминием, в равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся
фазы A12S3 и Si. Соединение SiS2 не образуется до тех пор, пока весь (или
большая часть) алюминий не соединится с серой. Добавки селена и серы
уменьшают сегрегацию первичного кремния в заэвтектических сплавах систе-
системы Al—Si [2], но их модифицирующее действие незначительно [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. ?. /. Kohlmeyer, etc., JIMMA 20, 81.
2. Anon., JIMMA 2, 147.
3. S. Matsuo, etc., JIMMA 26, 279.
Al — Sb — Si
В сплавах этой системы тройные фазы не образуются. В алюминиевом
углу диаграммы в равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся
фазы Si и SbAl. Точка тройного эвтектического превращения Ж—*"Al+SbAl+
-fSi практически совпадает с двойной эвтектикой системы Al—Si E77X),
содержащей 12,5% Si [1]. В работе [2] указано, что эвтектическая точка в
тройной системе находится при 575°С и отвечает 4,3% Sb и 9,2% Si, но такое
высокое содержание сурьмы не подтверждается микроструктурными исследо-
исследованиями сплава при эвтектической температуре. Растворимость сурьмы и
кремния в твердом алюминии в тройных сплавах мало отличается от их ра-
растворимости в двойных сплавах. Растворимость сурьмы и алюминия в крем-
кремнии ограниченна. Сплавы, расположенные вдоль квазибинарной линии Si—
—SbAl, характеризуются наибольшей вязкостью [3].
Добавки сурьмы приводят к уменьшению сегрегации первичного кремния
в заэвтектичеоких сплавах системы Al—Si {4, 5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. Matsukawa, JIM 41, 435.
2. Напетапп, 1952.
3. V. М. Glazov (В. М. Глазов), etc., JIMMA 28, 954; 30, 518.
4. Anon., JIMMA 2, 147.
5. 5. Gebalski, etc., JIMMA 30, 231.
A! — Sb — Sn
В этой системе тройные фазы не образуются. В сплавах, богатых алюми-
алюминием, присутствуют фазы: алюминиевый твердый раствор, SbAl и Sn. Тройное
эвтектическое превращение Ж—"Al+SbAl+Sn происходит практически при
таких же температуре B28°С) и содержании олова (99,5%), как и двойное
в системе Al—Sn [1].
В двойных сплавах растворимость сурьмы и олова в твердом алюминии
очень мала (<0,1%) и нельзя ожидать ее повышения в тройных сплавах.
Дооавки сурьмы не влияют на поверхностную энергию границы раздела
жидкость — твердая фаза в сплавах системы А1—РЬ [3].
343

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Campbell, J. Am. Chem. Soc, 1904; 26, 1306.
2. W. Guertler, etc., JIMMA 12, 319.
3. /. A. Bailey, etc., MA 2, 1329.
Al — Sb — Те
Некоторые соединения этой системы, представляющие интерес в каче-
качестве полупроводников, исследованы в работах [1, 2]. О сплавах, богатых
алюминием, известно лишь то, что соединения SbAl и ТезА12 образуют при
837°С кв аз и бинарную эвтектику, содержащую около 3,4% Sb и 60% Те. В
сплавах, богатых алюминием, вероятно, имеется тройная эвтектика, очень
близкая по температуре плавления F58°С) и содержанию сурьмы A%) к
двойной эвтектике Al+SbAl. В равновесии с алюминиевым твердым раство-
раствором находятся фазы SbAl и ТезА^.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. Herczog, etc., JIMMA 26, 392.
2. М. S. Mirgalowskaya (M. С. Миргаловская), etc., JIMMA 27, 169, 631.
Al — Sb — Y
В сплавах этой системы тройные соединения не образуются. В равнове-
равновесии с алюминиевым твердым раствором могут находиться фазы YA13, SbAl
и SbU [1]. Фаза SbY содержит 57,8% Sn и имеет кубическую решетку (про-
(пространственная группа РтЪт, 8 атомов в элементарной ячейке) с параметром
а=б,155 А°1[2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. A. Muraveva (А. А. Муравьева), etc., Met A 4, 110558.
2. Pearson, 2.
Al — Sb — Zn
Область первичной кристаллизации соединения SbAl занимает большую
часть алюминиевого угла диаграммы. Исключение составляет узкая полоса,
где первично кристаллизуется алюминиевый твердый раствор [1]. Тройная
эвтектика C81,25°С) содержит 0,095% Sb и 5,18% А1 [2]. В работе [1]
рассмотрено квазибинарное сечение Zn—SbAl. В алюминиевом углу системы
при содержании менее 30% Zn имеются только две фазы: алюминиевый твер-
твердый раствор и SbAl. При большем содержании цинка появляются фазы
ZnAl или Zn в зависимости от температуры (см. систему Al—Zn).
Диффузия цинка в фазе SbAl имеет сильную концентрационную зависи-
зависимость [4] и при концентрации цинка ниже 1014 ат/мм3 характеризуется сле-
следующими параметрами: D0=0,33 см2/с; Q = 1,99 эВ [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Koster, JIMMA 10, 244.
2. Е. Weisse, etc., JIMMA 10, 244.
3. D. P. Shaw, etc., JIMMA 31, 562.
4. 5. R. Showan, etc., Met A 2, 130539, 130540.
Al — Se — Zn, Al — Те — Zn
Два соединения, приведенные в табл. 44, по данным работы [3], имеют
тетрагональную решетку, возможно, изоморфны фазе PbS4Al2, но нет дока-
доказательств, что они могут быть в равновесии с алюминиевым твердым раство-
344

ром. Соединение Те3А12 имеет гексагональную решетку. Есть предположение,
что при добавке цинка это соединение приобретает кубическую структуру
(пространственная группа F43m).
Таблица 44
ИНТЕРМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ В СИСТЕМАХ А1—Se—Zn и Al-Te—Zn
Соединение
Se4ZnAl2
Te4ZnAl2
Содержание
элементов, %
Se или
Те
72,6
80,9
Zn
14,9
10,6
Пространствен-
Пространственная группа
/4"
/ 4, или /42т,
или Р 42 т,
или / ~4 т 2
Число ато-
атомов в эле-
мзнтарной
ячейке
14
14
7
Параметр ре-
о
шетки, А
а 1 с
5,50
5,104
5,104
10,9
12,05
6,027
Y, г/см3
4,370
4,910
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Hahn, etc., JIMMA 24, 487.
Al — Si — Sn
Система очень простая, других соединений, кроме фаз Al, Si и Sn, не обна-
обнаружено ,[1]. Тройная эвтектика имеет такой же состав жидкой фазы, как и
двойная эвтектика ъ системе А1 — Sn (99,5% Sn) и затвердевает при 226,5°С
[2]. Растворимость кремния в расплавах сплавов системы А1 — Sn в интерва-
интервале 727—1027°С исследовали в работе [3].
Эффект модифицирования оловом сплавов системы Al — Si мал или сов-
совсем отсутствует [4], но добавки олова улучшают обрабатываемость сплавов
резанием [5]. Поверхностное натяжение и а границе твердая фаза — жидкость
в сплавах системы А1 — Si — Sn составляет приблизительно половину от по-
поверхностного натяжения на границе твердая фаза — твердая фаза {6].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. Matsukawa, JIM 53, 295.
2. Е. Schulz, etc.. JIMMA 30, 661.
3. V. N. Lozovaki, etc., Met A 4, 110594.
4. 5. T. Chiu, MA 2, 940.
5. S. Muromachi, etc., Met A 3, 530211.
6. J. A. Bailey, etc., MA 2, 1329.
Al — Si — Sr
Добавка 1% Sr в сплавы с содержанием 0,5—1,3% Si увеличивает твер-
твердость на несколько мегапаскалей, но при этом сплавы становятся не-
нечувствительными к термической обработке .[1]. Стронций оказывает модифи-
модифицирующее воздействие на эвтектику Al+Si (см. систему А1 — Na — Р — Si).
Поведение стронция в алюминии и в сплавах системы Al—Si аналогично по-
поведению кальция. Таким образом, можно предположить, что система А1—
Si — Sr очень схожа с системой А1 — С а — Si.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Kroll, JIM 36, 432.
Al — Si — Та
В сечении ТаА13 — TaSi3 тройные фазы не обнаружены, но до 110% А1 мо-
345

гут замещать кремний в соединении TaSi2 [!]• При этом образуется соедине-
соединение SiTaAl, которое содержит 11,9% Si и 76,6% Та или, более точно,
Та(SiAlJ. Фаза TaSi2 G6,4% Та) имеет гексагональную решешу (пространст-
венная группа Р6^22,9 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а =
= 4,783А, с=6,571А. Присутствие в фазе ТаА12 10% алюминия изменяет ее
о о
параметры, ори этом а = 4,81 А, с=6,648 А. Эта фаза находится в равновесии
с алюминиевым твердым раствором и соединением ТаА13.
В работе [2] отмечено некоторое измельчение зерна при добавке тантала
в сплавы системы Al — Si.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Nowotny, etc., JIMMA 29, 33.
2. V. De Pierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
Al — Si — Th
В сплавах этой системы тройные соединения не образуются, но алюминие-
алюминиевый твердый раствор может находиться в равновесии с фазой ThSi2 и, воз-
возможно, с некоторыми другими силицидами [1, 2]. Фаза ThSi2 (80,5% Th) име-
имеет две аллотропические формы. Низкотемпературная р (ThSi2) имеет гекса-
гексагональную решетку (пространственная группа Р6/ттт, 3 атома в элементар-
элементарен о
ной ячейке) с параметрами а=4,136 А, с=4,126 А [3]. Высокотемпературная
форма в алюминиевых сплавах отсутствует.
Механические свойства сплавов этой системы низки и не повышаются пос-
после термической обработки [2], но отмечается высокая прочность при повышен-
повышенных температурах [4]. Добавки тория к заэвтектическим сплавам системы
А1 — Si улучшают распределение первичных выделений кремния [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. Honigschmidt, JSCI 1906, 183, 481.
2. /. D. Grogan, etc., JIM 44, 488.
3. Pearson, 2.
4. Anon., JIMMA 27, 236.
5. Anon., JIMMA 2, 147.
Al - Si - Ti
При 1227°С в равновесии с богатой алюминием жидкостью могут нахо-
находиться только фазы Si, TiAl3 и Ti(AlSiJ [I, 2]. В соединении TiAl3 до 15%
А1 может быть замещено кремнием. При максимальном количестве растворен-
о
ного кремния параметры решетки уменьшаются: а — от 3,844 до 3,793 А и
о
с — от 8,597 до 8,555 А. Соединение Ti(AlSiJ существует в интервале кон-
концентраций от 45,9% Si и 46,3% Ti до 37,9% Si и 46,5% Ti. Оно изоморфно
фазе ZrSi2 и (поэтому имеет орторомбическую решетку (пространственная
группа Стст, 12 атомов в элементарной ячейке) с параметрами a=c = 3,59_f-
о о
-f-3,617 A, 6= 13,52 А. Соединение TiSi2 содержит 46,2% Ti 'и имеет ортором-
орторомбическую решетку (пространственная группа Fdddy 24 атома в элементарной
о о о
ячейке) с параметрами а = 8,25 А, Ъ = 4,783 А, с = 8,54 А. Это соединение не
находится в равновесии с алюминиевым твердым раствором.
В работе '[3] доказано, что при 723°С существуют два соединения, близ-
близкие к TiSi2, причем оба могут находиться в равновесии с жидкостью, богатой
алюминием. Одно из них —Ti2Si3Al D0,6% Si и 46,3% Ti) имеет орторомби-
орторомбическую решетку (пространственная группа Стст, 12 атомов в элементарной
ячейке). Другое соединение — Ti7Sii2Al5 D1,6% Si и 41,6% Ti) — имеет тет-
тетрагональную решетку (пространственная группа MJamd, 24 атома в элемен-
346

тарной ячейке) с параметрами а=3,576 А, с = 27,15 А. В действительности,
между этими соединениями гораздо больше сходства, чем кажется на первый
взгляд, и, весьма вероятно, что фазы Ti(SiAlJ, Ti^Al и Ti7Sii2Al5 служат
соединением TiSi2, в котором титан .и (или) кремний замещены алюминием.
Это приводит к незначительному изменению структуры, которое влияет на
наблюдаемое различие в параметрах решетки. Добавки титана мало влияют
на жидкотекучесть сплавов [4]. Влияние титана на структуру также невели-
невелико. Имеются сведения о его модифицирующем влиянии [5] и уменьшении сег-
сегрегации первичных кристаллов кремния i[6] (что противоречит данным рабо-
работы [7]) и измельчении зерна [8-^13]. Однако влияние титана на механические
свойства [14] и .обрабатываемость резанием [12] незначительно. Влияние фа-
фазы TiSi2 на текстуру рекристаллизации алюминиевых листов очень мало [\ь\.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 И. Nowotny, Adv. X-Ray Anal., 1961, 5, 13.
2. О. Schob, etc., Plansee Ber., 1962, v. 10, p. 65.
3. A. Raman, etc., JIMMA 32, 1355.
4. K. Hori, JIMMA 23, 681.
5. C. Panseri, etc., JIMMA 9, 237.
6. /. N. Anon, etc., JIMMA 2, 147.
7. S. Terai, JIMMA 28, 285.
8. G. Gurtler, etc., JIMMA 7, 8.
9. V. DePierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
10. 5. Gallo, JIMMA 26, 199, 339.
11. R. Irmann, JIMMA 26, 103.
12. S. Muromachi, etc.:, Met A 3, 530211.
13. M. B. Gokhshtein, etc., Met A 4, 121338.
14. W. Browniewski, etc., JIM 53, 10, 490.
15. H. Huschka, etc., JIMMA 26, 599.
Al — Si — U
В фазе UAh растворяется до 10% Si. При этом образуется соединение
U(AlSiK. Реакция }K+UAl4->U(AlSiK-r-Al происходит при температуре около
597°С и содержании 3% Si и 5—10% U. При концентрации более 3% Si в
равновесии с алюминиевым твердым раствором находится фаза U(AlSiK
[1—7]. В системе происходит тройная реакция, вероятно, Ж-^Al+Si+U (AISi) 3.
По температуре плавления и содержанию элементов эта тройная эвтектика
практически совпадает с двойной эвтектикой в системе Al — Si. При перегре-
перегреве фаза U (AISi) з переходит в UA14 [8].
о
Параметр решетки соединения UAU уменьшается от 4,28 А при 0% Si до
4,15 А при 10% Si [4]. У сплавов с 17% U и 2—3,5% Si Я У 350—400 МН/м2,
после холодной деформации на 35% HV 450—500 МН/м2. Способность к де-
деформации соединения UAh лучше, чем фазы UA14 ,[5].
Диффузия урана в сплавах системы Al — Si происходит 'намного медлен-
медленнее, чем в алюминии, и имеет следующие параметры [1, 9]: D0 = 3,01 см2/с и
Q = 0,8 эВ в алюминии; ZH = 0,07 ем2/с и Q = 0,55 эВ в сплавах системы А1—
Si.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. L. S. DeLuca, etc., US AEC Rep. KAPL 1747, 1957.
2. F. A. Rough, etc., US AEC Rep. BMI 1300, 1958.
3. W. C. Thurber, etc., JIMMA 26, 1033.
4. R. Boucher, JIMMA 27, 84.
5. D. Gualandi, etc., JIMMA 28, 123.
6. V W. Storhok, etc., JIMMA 28, 779.
7. В Е. Paige, etc., Met A 2, 340018.
n о M. Adamson, etc., JIMMA 30, 623.
9. S. H. Gelles, JIMMA 31, 75.
347

Al - Si - V
Диаграмма состояния в области, богатой алюминием, имеет очень слож-
сложное строение. Так, в сплавах, содержащих до 1% V и 13% Si, могут происхо-
происходить пять нонвариантных реакций, приведенных в табл. 45 [1]. Растворимость
кремния в фазах системы А1 — V составляет около 1—2%.
Таблица 45
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В АЛЮМИНИЕВОМ УГЛУ ДИАГРАММЫ Al-Si-V
Реакция
Ж+ VA17->VA11O + VA16
Ж +VAllo-*Al + VAle
Ж + VA13 -> VAle + VSi2
Ж + УА1в->А1+У512
Ж -Ь VSio—>- Al + Si
Ж-^Al+Si
У
657
640
643
624
583
577
Si
3,6
4,5
10
10,6
11,3
12,5
Содержание элементов, %
V
0,35
@,18)
0,2
@,10)
0,3
0,2
(ОД)
од
II
Si 1
—
1,7
—
49,9
1,65
V
22,2
16
38,9
23,9
47
—
, в фазах
in
Si
1,7
1,6
1,5
99,5
V
16
0,3
23,9
0,2
0,2
IV
Si
—
49,9
49,9
99
V
23,9
23,9
47
47
0,5
—
Примечания: 1. Двойные реакции разреза А1—V приведены в описании систе-
системы А1—V.
2. I—IV — порядковый номер фаз в реакциях.
В работе [1] показано, что растворимость алюминия в твердом состоянии
в фазе VSi2 составляет 1,6%. Однако есть данные [2], что существует сое-
соединение Sii3VeAl2 D4,1% Si и 49,4% V), представляющее собой, очевидно,
фазу VSi2, в которой до 6% Si замещено алюминием. Фаза Si^VsA^ имеет
плотность 4,30 г/см2 и твердость по шкале Мооса 5. Фаза VSi2, содержащая
47,6% V, имеет гексагональную решетку (пространственная группа Р6222, 9
о о
атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=4,571 А, с=6,372 А [3].
Влияние [ванадия и кремния на их взаимную растворимость в алюминии мало.
В твердом состоянии в равновесии с алюминиевым твердым раствором
находятся только фазы VAlio, VSi2 и Si. Однако для достижения равновесия
в алюминиевых сплавах, содержащих сотые доли процента ванадия, необхо-
необходимо обеспечить завершение пяти последовательных леритектичеоких реакций
в интервале температур 100°С, что неосуществимо. Поэтому нельзя предпола-
предполагать, что сплавы системы Al — Si, содержащие ванадий, будут находиться в
равновесном состоянии. Исследования большинства фаз, содержащих вана-
ванадий, доказывают, что реакции, в которых оми принимают участие, завершают-
завершаются лишь частично.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. E. Gebhardt, etc., JIMMA 29, 875.
2. W. Mane hot, etc., С А 2, 1790.
3. Pearson, 2.
Al — Si — W
В этой системе изучены сплавы в равновесном состоянии, точки концен-
концентраций которых находятся на разрезе WA12 — WSi2 [1]. В равновесии с алю-
алюминиевым твердым раствором находится тройная фаза, вероятно, SiWAl,
содержащая 11,7% Si и 77,1% W. Она существует в интервале концентраций
348

от 6,8% Si и 77,1% W до 16,1% Si и 73,9% W и имеет гексагональную решет-
решетку (пространственная группа Р6222, 9 атомов в элементарной ячейке) [2].оПри
увеличении содержания кремния ее параметры изменяются от а=4,748 А, с =
= 6,60 А до а=4,696 А, с=6,556 А.
В фазе WSi2, содержащей 77,1% W, растворяется до 10% А1, но эта фаза
не может находиться в равновесии с алюминиевым твердым раствором 11].
Растворимость .кремния и вольфрама в твердом состоянии в тройных и двой-
двойных сплавах практически одинакова.
В результате добавки вольфрама в сплавах системы А1 — Si несколько
измельчается зерно i[3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Nowotny, etc., JIMMA 29, 331.
2. W. Manchot, etc., CA 2, 1790.
3. V. DePierre. etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
A! — Si — Y
В сплавах этой системы имеется несколько тройных фаз, три из которых
могут находиться в равновесии с алюминиевым твердым раствором. Фаза
Si2YAl2, содержащая 128,1 % _Si и 44,8% Y, имеет гексагональную решетку
(пространственная группа P3ml, 5 атомов в элементарной ячейке) с парамет-
параметрами а=4,181 А и с=6,559 А. Она изоморфна соединениям с редкоземель-
редкоземельными металлами-—CaSi2Al2 и /?Ge2Al2. Фаза SiY5Alu, содержащая 3,7% Si и
59,2% Y, имеет гексагональную решетку (пространственная группа, вероятно,
Рбг/ттс, 8 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а = 6,247 А, с—
о
= 4,590 А. Если эти параметры правильны, то соединение SiYsAlu, действитель-
действительно, представляет собой фазу YAb, в которой небольшое количество кремния
стабилизирует решетку типа GdAl3 (см. систему Al—Gd—Y). Структура
фазы SiYAl2,, содержащей 16,5% Si и 52% Y, не определена [1].
Введение 1,3% Y не влияет на твердость в отожженном, закаленном или
состаренном состоянии шлава с 1,35% Si [2]. Добавка 8% Y в сплавы с 12—
24% Si увеличивает твердость по Виккерсу при температурах до 327°С, но
не более чем на 50 МН/м2 [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. A. Muraveva (А. А. Муравьева), etc., Met A 4, 110558.
2. W. Kroll, JIM 36, 432.
3. W. Kroll, JIMMA 7, 57.
Al — Si — Zn
Тройные соединения в сплавах этой системы не образуются [1, 2]. При
440°С и примерном содержании 80% Zn и 3—4% Si происходит ноивариант-
ная реакция Ж+Al-^ZnAl+Si. Тройная эвтектика образуется по реакции
Ж-^ZnAl+Zn+Si при 380°С и содержит около 0,05% Si и 95% Zn [3, 4].
Изучены термодинамические свойства расплавов [5]. В присутствии цинка
растворимость кремния в твердом алюминии несколько снижается [6]. Крем-
Кремний, по-видимому, не влияет на растворимость цинка в алюминии.
Жидкотекучесть промышленных сплавов с 7—11% Si и 8—15% Zn почти
такая же, как и сплавов системы Al — Si, а механические свойства выше и
зависят от содержания цинка [7]. Небольшие добавки цинка в заэвтекти-
ческие сплавы не влияют на размер и распределение частиц первичного крем-
кремния ,[8]. Изучено влияние малых добавок кремния на сплавы системы А1—
Zn (см. систему А1—Zn). Рост кристаллов кремния в расплавах системы
А1 — Si — Zn исследован в работе [9].
Добавки галлия практически не влияют на свойства и упрочнение при ста-
старении сплавов этой системы [10].
349

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Sander, etc., JIM 31, 411.
2. A. A. Boclwar (А. А. Бочвар), etc., JIMMA 12, 171 13, 6
3. H. Nishimura, etc., JIMMA 7, 472.
4. H. Spengler, JIMMA 28, 213.
5. /. Sebkova, etc., Met A 6, 150621.
6. H. J. Axon, etc., JIMMA 16, 701.
7. /. Olliff, etc., JIMMA 32, 367.
8. S. Terai, JIMMA 28, 285.
9. /. Minkoff, etc., Met A 4, 121382
10. W. Kroll, JIM 53, 12.
Al — Si — Zr
В этой системе образуется несколько тройных соединений [1—3], но ни
одно из них не находится в равновесии с алюминиевым твердым раствором.
В сплавах, богатых алюминием, могут присутствовать только фазы ZrAl3 и Si
[4]. В тройных сплавах растворимость циркония и кремния в твердом алюми-
алюминии ниже, чем в двойных: верхняя точка области Al+Si+ZrAl3 отвечает со-
содержанию 0,95% Si, 0,01% Zr при 527°.С и 0,3% Si, <0,01% Zr при 427°С [4J.
Кремний уменьшает электросопротивление и улучшает механические свой-
свойства сплавов системы Al—Zr [5], но его основное влияние заключается в
повышении температуры рекристаллизации, особенно в тек случаях, когда
сплавы представляют собой пересыщенные твердые растворы, полученные
закалкой с большой скоростью из жидкого состояния и затем подвергнутые
старению при 327—527°С с целью выделения циркония [5—7]. Добавки крем-
кремния не влияют на количество циркония, фиксируемое в твердом растворе при
закалке из жидкого состояния, но при снижении растворимости циркония
уменьшается его количество, участвующее в процессе старения [7]. При до-
добавке циркония происходит некоторое измельчение зерна сплавов системы
Al—Si [8]. Диффузия циркония в присутствии 0,2% Si характеризуется
константами D0 = 5,48-105 см2/с, Q = 3 эВ [9].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. Schob, etc., Plansee Ber., 1962, 10, 65.
2. М. Potzschke, etc., JIMMA 31, 65.
3. A. Raman, etc., JIMMA 32, 1355.
4. M. E. Drits (M. E. Дриц), etc., Met A 1, 110237.
5. T. Araki, etc., Met A 2, 121642..
6. И. Nowotny, etc., JIMMA 26, 599.
7. T. Ohashi, etc., Met A 4, 140058.
8. V. DePierre, etc., JIMMA 16, 588; 19, 517.
9. T. Marumo, etc., Met A 6, 130735.
A! — Sm — U
В сплавах этой системы, богатых алюминием, тройные фазы не образуют-
образуются. Добавки урана стабилизируют р-фазу (SmAl4), которая образует с фазой
UA14 непрерывный ряд твердых растворов. Другой ряд твердых растворов
образуют фазы SmAk и UAI2. Вместе с тем взаимная растворимость фаз
SmAl3 и UA13 ограниченна, и между ними имеется двухфазная область. Линия
эвтектической реакции Ж->А1+,Eти)А14 проходит у линии 15% Sm+U,
монотонно снижаясь от 645°С на стороне А1 — Sm до 633°С на стороне А1 —
U. Обе фазы — UA14 F4—66% U) и ip(SmAl4) E8,1% Sm) — имеют ортором-
бическую -решетку (пространственная группа Imma, 20 атомов в элементарной
о о о о
ячейке) с параметрами а=4,41 А, 6 = 6,27 А, с= 13,71 А и а = 4,44 А, 6 =
= 6,38 А, с= 13,62 А соответственно. Параметры решетки фазы (SmU)Al4
изменяются монотонно при переходе от сплавов, богатых ураном, к сплавам,
богатым самарием [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. Casteels, etc., Met A 1, 110187.
350

Al — Sn — Zn
В сплавах этой системы тройные фазы не образуются. В системе имеются
две нонвариантные реакции: перитектическая Ж+ZnAl-^-Al+Zn при 270°С
(перитектика содержит 77% Sn и 21,7% Zn) и эвтектическая Ж-WU+Sn+Zn
при 197°С (эвтектика содержит 91,7% Sn и 7,7% Zn) [1—4]. Термодинамиче-
Термодинамические свойства приведены в работе [5]. Олово мало влияет на растворимость
цинка в ггвзрдом алюминии [4]. Добавки олова уменьшают стабильность фазы
ZnAl, тем самым способствуя ее распаду и сужению области существова-
существования [6].
Параметр решетки твердого раствора алюминия зависит в основном от
содержания цинка; олово мало влияет на параметр решетки [4] и электро-
электросопротивление сплавов системы Zn —Sn в жидком состоянии [7]. Нагрев
выше точки плавления свинца не охрупчивает двойные сплавы системы А1—
Sn, но в присутствии цинка эти сплавы охрупчиваются, и их пластичность
восстанавливается только в том случае, если цинк продиффундирует в твер-
твердый раствор [8]. Механические свойства сплавов в большей степени зависят
от содержания цинка, добавка олова лишь слегка разупрочняет их. Таким об-
образом, наибольшую прочность и твердость имеют бинарные сплавы системы
А1—Zn. В Литом состоянии при увеличении содержания цинка до 20—30%
<rB=250-f-270 МН/м2, в = 4-5-5%, HV 900—1000 МН/м2. Эти свойства при со-
содержании 10% Zn и 30—70% Sn изменяются: ав и HV снижаются до 60—
70 МН/м2 и до 300—400 МН/м2 соответственно, а б повышается до 7—12%.
Коррозионная стойкость в кислотах выше при минимальном содержании цин-
цинка. Малые добавки олова снижают коррозионную стойкость сплавов, большие
добавки несколько ее восстанавливают. В растворе NaOH эти добавки улуч-
улучшают коррозионную стойкость сплавов. Имеются две концентрационные обла-
области пониженной коррозионной стойкости сплавов этой системы в растворах
солей: при содержании 10—40% Sn и 60—80% Zn и при высоком содержании
олова [9]. Добавки олова замедляют упрочнение при старении, уменьшая ско-
скорость образования зон !ГП в сплавах системы А1 — Zn [10]. Сведения о свой-
свойствах сплавов системы ,Sn — Zn, применяемых в качестве припоев, приведены
в обширных обзорах [11, 12].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. L. Losana, etc., JIM 30, 473.
2. Н. Nishimura, etc., JIM 38, 412.
3. V. Jares, JIM 36, 437.
4. S. Provans, etc., Met A 2, 110240, 210474.
5. A. A. Tikhomirov (А. А. Тихомиров), etc., Met A 1, 150739.
6. E. Crepaz, JIM 30, 473.
7. A. Roll, etc., JIMMA 29, 823, 875.
8. H. Ichinose, etc., Met A 3, 350337.
9. N. O. Taylor, JIM 37, 454.
10. 5. Ceresara, etc., Met A 2, 140199
11. Anon., JIM 28, 791; 30, 644.
12. Anon., JIM 30, 644.
Al — Та — W
Добавки как тантала, так и вольфрама способствуют измельчению зерна
в алюминии, но при совместном легировании этими элементами эффект измель-
измельчения зерна не равен сумме эффектов от влияния каждого из элементов, что
наблюдается также в сплавах аналогичных систем (А1 — Cr Ti, Al Ti
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. L. К. Lamikhov (Л. К. Ламихов), etc., MA I, 961.
351

Al - Th - U
Как и большинство других добавок, торий приводит к стабилизации фа-
фазы UAb за счет фазы UA14. В сплавах этой системы, богатых алюминием, име-
имеется тройная эвтектическая реакция Ж-*'А1+ТЬА1з-т-иА1з (эвтектика содержит
18% Th и 6% А1) [1, 2]. Нонвариантная реакция Ж+иА14-+иА13+А1 также
должна иметь место. В твердом состоянии в равновесии с алюминиевым твер-
твердым раствором находятся фазы UA14, UA13 и ThAl3.
Способ получения сплавов прямым восстановлением из окислов исследо-
исследовали в работе [3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. E. Bobeck, etc., US ЛЕС Rep. ISC 832, 1955.
2. F. Л. Rough, etc., US ЛЕС Rep. BMI 1300, 1958.
3. /. D. T. Capocchi, etc., Met A 3, 460031.
Al - Ti - Zr
Эта система исследована только в области сплавов, богатых титаном [1].
Эффект измельчения зерна при совместном легировании алюминия титаном
и цирконием не равен сумме эффектов от влияния каждого из элементов.
Действительно, в случае их одновременной добавки зерно алюминия измель-
измельчается в меньшей степени, чем при легировании каждым элементом в отдель-
отдельности [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. Т. Nartova (Т. Т. Нартова), etc., Met A 3, 110658.
2. L. К. Lamikhov (Л. К. Ламихов), etc., MA I, 961.
Al — U — Zr
Цирконий оказывает стабилизирующее влияние на фазу UAb, чем повы-
повышает пластичность сплавов [1—3].
В сплавах этой системы, богатых алюминием, имеются большие области
первичной кристаллизации фаз UA13 и 2гА1з, тогда как области алюминиевого
твердого раствора и фазы UA14 очень малы. В табл. 46 приведены нонвариант-
ные реакции системы А1 — U — Zr. В фазах UA12 (81,5% U) и UA13 G4,7%
U) значительная часть урана может быть замещена цирконием, вплоть до со-
содержаний 39,3% U, 31,2% Zr и 39,0% U, 26,7% Zr соответственно. В фазе
ZrAl2 растворяется только 1,4% U, в фазе ZrAl3 уран практически не растворя-
растворяется и в фазе UA14 растворяется только 0,5% Zr. Фаза UA13 имеет кубическую
Таблица 46
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СИСТЕМЕ Al—U-Zr
Реакция
JK + ZrAl,-*ZrAl, + UAl,
Ж _|_ UA12 -> ZrAl3 + UA13
Ж + ZrAl3 -> UA13 + Al
Ж-UAU + UAla + AI
1367
1327
660
640
и
37,
37,
9,
13,
3
6
0
6
I
Zr
28,
26,
0,
o,
Содержани€
3
8
6
3
и
1
38
64
1
4
9
0
I
Zr
61,
33,
52,
0,
3
6
8
5
элементов,
U
44
63
III
9
7
Zr
52,
52,
20,
7,
8
8
7
5
>
и
39
39
0
IV
,3
,0
,1
Zr
31
27
0
0
Л
,6
,4
,1
Примечание. I—IV — порядковый номер фаз в реакциях.
352

решетку (пространственная группа РтЪт, 4 атома в элементарной ячейке) с
параметрами, монотонно изменяющимися от 4,287 А при 0% Zr до 4,148 А при
26,7% Zr [1-3].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. С. Thurber, etc., JIMMA 26, 1033.
2. N. Е. Daniel, etc., JIMMA 28, 567.
3. G. Petzow, etc., Met A 1, 110344.
Глава 3
ЧЕТВЕРНЫЕ И БОЛЕЕ СЛОЖНЫЕ СИСТЕМЫ
Существует несколько различных методов изображения четверных диа-
диаграмм. Три из них использованы в настоящей книге, причем выбор того или
иного варианта представления диаграмм определялся главным образом име-
имеющейся информацией.
Первый метод заключается в изображении изотермических сечений при
постоянной концентрации одного из элементов или сечений, в которых кон-
концентрации двух элементов постоянны, а температура изменяется. Для доста-
достаточно полного и точного описания четверных систем необходимо построить
целый ряд сечений такого типа. Этот способ рекомендуется применять в том
случае, когда диаграмма очень важна, а имеющиеся данные достаточно под-
подробны и точны, чтобы гарантировать преимущества такого типа изображения.
Во всех случаях приведенные здесь сечения представляют составы промыш-
промышленных сплавов. При использовании таких сечений для изображения составов
четверных сплавов сохраняется полная аналогия с изображением составов
сплавов в двойных и тройных системах.
Второй метод состоит в пространственном изображении составов четвер-
четверных сплавов. Обычно для этого используется концентрационный тетраэдр,
спроектированный на плоскость. Проекции такого типа отличаются большой
наглядностью. Однако точная количественная оценка при данном способе изо-
изображения невозможна и приходится представлять дополнительную таблицу
с координатами всех важных точек проекции. Пример такого типа изображе-
изображения приведен на рис. 142.
Третий метод представления четверных диаграмм [1] заключается в про-
проектировании алюминиевого угла изотермического тетраэдра на плоскость ос-
основания. На рис. 124 показано, как это делается в случае диаграммы эвтекти-
эвтектического типа. Тройные диаграммы, представляющие собой составные части
данной четверной диаграммы, приведены на рис. 124, а — в. Концентрационный
тетраэдр (рис. 124, г) изображает поверхность ликвидус системы. Пунктирны-
Пунктирными линиями показано, как переносится на плоскость основания тетраэдра зона
диаграммы, прилегающая к алюминиевому углу (рис. 124, г). На рис. 124, д
показана проекция поверхностей ликвидус, полученная в результате описан-
описанных построений.
При таком методе изображения на каждую температуру дается одна про-
проекция в форме треугольника. Составы двойных сплавов находятся в вершинах
этого треугольника, тройных сплавов — на его сторонах, а четверных спла-
сплавов — на плоскости треугольника. Из такой проекции обычно можно получить
только ориентировочные сведения, так как по ней нельзя определить, как бу-
будет выглядеть диаграмма при изменении содержания алюминия во всем ин-
интервале концентраций. Тем не менее этот метод изображения составов четвер-
четверных сплавов позволяет сжато выразить всю информацию о системе при дан-
данной температуре, так что ориентировочно общая картина может быть получена
сразу, без построения большого числа сечений разных областей диаграммы.
Масштаб концентраций в такой проекции несколько отличается от масшта-
масштаба сечений тройных диаграмм: концентрация каждого компонента изменяется
12 Зак. 218 35а

от 0 до 100%, но это не абсолютные процентные содержания, а относительные
количества трех компонентов. Например, точка /' на рис. 124, д имеет коор-
координаты 40% X, 40% У и 20% Z. Это означает, что точка Г находится на ли-
линии, проходящей через точку, которая соответствует соотношению компонен-
компонентов X:Y:Z=4:4:2. Если абсолютное содержание алюминия в точке /' не дано,.
у. В1
Рис. 124. Метод изображения четверных диаграмм:
а, б, в — проекции поверхностей ликвидус трех гипотетических тройных диаграммы А1 с
X, У, Z; г —тетраэдр, представляющий собой поверхность ликвидус четверной системы
А1—X— У—Z: 1 — линии моновариантных превращений в системах AX—X—Y и А1—У—Z;
2 — линии моновариантных превращений в системе AI—X—Z; 3 — линии моновариантных
превращений в четверной системе внутри тетраэдра; линиями 4 показано, как проекти-
проектируется на плоскость основания тетраэдра область диаграммы, богатая алюминием:
составы двойных сплавов расположены в углах треугольника, тройных сплавов — на era
сторонах, четверных — на плоскости треугольника; д — проекция поверхности ликвидус
на плоскость основания тетраэдра
ее точное положение на линии определить нельзя. Если, однако, точное про-
процентное содержание алюминия или какого-либо другого компонента известно,
можно очень точно установить координаты точки /'. Аналогично этому опре-
определяется и положение точек на сторонах треугольника. Например, точка G'
расположена посередине между А' и В'. Это означает, что содержание компо-
компонентов А' и В' в эвтектике одинаково, но их процентное содержание может
составлять от 0,01 до 49,99%.
Другой источник неточности в изображениях такого типа заключается в
том, что не учитывается форма и размер области, богатой алюминием, кото-
которые меняются с температурой: во всех сечениях проекции проходят через алю-
алюминиевую вершину, что эквивалентно предположению о неизменности этой об-
области. Поэтому на проекциях тех областей, где имеет место значительная раст-
растворимость элементов в алюминии в твердом состоянии, положение границы
указывается неточно, особенно для сплавов с высоким содержанием алюминия.
354

Этот метод широко использован для получения общего представления о
равновесии в системе. Приведены также отдельные сечения, построенные по
надежным экспериментальным данным.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
А1 — Ag — Fe — Si, Al — Ag — Ni — Si
В единственном исследовании по этим системам [1] рассмотрена область
несмешиваемости в сплавах, бедных алюминием.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. Bedon, etc., Met A 3, 110378.
Al — Ag — Mg — Zn
В твердом состоянии в присутствии магния и цинка растворимость сереб-
серебра в алюминии значительно снижается. В сплаве с 4% Zn и 3% Mg при 457°С
растворяется только 0,4% Ag, а в сплаве, содержащем 8% Zn и 3% Mg,—
только 0,15% Ag [1]. Серебро в количестве 0,1—0,5% несколько повышает
скорость образования зон и незначительно их измельчает [1, 2]. Кроме того,
добавки серебра увеличивают примерно на 20—30°С температуру, выше кото-
которой зоны уже не образуются [3]. Серебро также способствует образованию
промежуточной фазы [1, 4]. Это приводит к выделению более дисперсных уп-
упрочняющих частиц при старении, что в свою очередь повышает прочность
и усталостную прочность сплавов [1, 5]. В наибольшей степени прочность
повышается при добавках серебра в сплавы типа Al — MgZn2, в которых со-
соотношение Mg:Zn=l:3-f-l:6 [4]. В этих сплавах влияние добавки 0,5% Ag
на прочностные свойства эквивалентно добавке 1—2% Zn или Си [1, 2, 5—7].
Добавки серебра способствуют также заметному сужению, если не полно-
полному исчезновению, прилегающих к границам зерен зон, свободных от выде-
выделений и влияющих на коррозионное растрескивание. Это действие серебра
проявляется в большей степени после резкой закалки [8]. Благодаря образо-
образованию высокодисперсных выделений можно повышать температуру и (или)
увеличивать время выдержки при старении. Достигнутое таким образом пере-
старивание приводит к уменьшению склонности сплава к коррозионному раст-
растрескиванию [5, 7, 9] без заметной потери прочности.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. /. Polmear, JIMMA 28, 214, 568, 717.
2. V. I. Arkharov (В. И. Архаров), etc., JIMMA 26, 313.
3. F. W. Lorimer, etc., MA 1, 1480.
4. /. T. Vietz, etc., JIMMA 31, 929.
5. W. Rosenkranz, JIMMA 31, 385; 32, 662; MA 1, 1196.
6. /. /. Polmear, etc., JIMMA 32, 293; MA 1, 383.
7. E. DiRusso, JIMMA 32, 1232; MA 1, 938.
8. В. С Peters, Met A 4, 140270.
9. K. G. Kent, MA 1, 680.
Al — Be — Mg — Zn
В сплавах этой системы четверные фазы не образуются. Бериллий кри-
кристаллизуется первично в большинстве сплавов. В равновесии с алюминиевым
и бериллиевым твердыми растворами находятся фазы MgsAl8, Mg3Zn3Al2,
MgZn2 и> возможно, Mg2Znn и ZnAl по мере уменьшения отношения Mg:Zm[l].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. N. D. Nagorskaya (H. Д. Нагорская), etc., Met A 7, 120258.
12' Зак.218 355

Al — Bi — Pb — Sb
В этой системе соединение SbAl кристаллизуется первично почти во всем
интервале концентраций [1]. Расслаивание, имеющееся в сплавах двойных
систем А1—Bi и А1—РЬ, распространяется и на сплавы четверной системы,
но так же, как в тройных системах, исчезает при содержании 20—30% Sb. В
системе имеется три нонвариантных превращения: эвтектическое Ж-^А1+В1+
+iBiPb3+SbA'l с кородинатами эвтектической точки, очень близкими к точке
тройной эвтектики Al+Bi+BiPb3 в тройной системе (эвтектика образуется при
127°С и содержит около 56% Bi и 43% РЬ), перитектическое Ж+РЬ->А1+
+BiPb3+SbAl, координаты которого также очень близки к точке тройной
перитектики (перитектика образуется при 184°С и содержит около 36% Bi и
63% РЬ) и еще одна реакция, в которой участвуют фазы Ж, BiPb3, Pb, с од-
одной стороны, и SbAl и Bi, с другой стороны, в бедных алюминием сплавах. В
твердом состоянии в равновесии с алюминиевым твердым раствором могут на-
находиться фазы Bi, BiPb3, Pb и SbAl. Можно предположить, что висмут, сви-
свинец и сурьма практически нерастворимы в алюминии, однако небольшое коли-
количество сурьмы может замещать висмут в соединении Bi — Pb и в фазе висмута,
некоторое количество висмута может замещать сурьму в соединении Sb—А1,
и висмут и сурьма могут растворяться в свинцовой фазе.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
i. G. W. Kasten, JIMMA 10, 386.
Al+CuAl2
+ Cu2Mn5Al2G
I Al+MnAl6 + Cd /
Al
Al Al+MnAl6+ xAl+
+Cu2Mn3Al20 +Cu2Mn3Al20
Cu, %
Рис. 125. Сечение алюминиевого уг-
угла диаграммы Al—Cd—Cu—Mn при
содержании:
а — 0,2% Cd; 6 — 0,5% Mn; в — 4%
Си
Mn;%
356

Al — Cd — Си — Mn
В сплавах этой системы, богатых алюминием, четверные фазы не образу-
образуются, но присутствуют фазы А1, СиАЬ, MnAle, CU2M113AI20 и Cd. Добавки до
0,7% Cd не приводят к существенному перемещению границ фазовых областей
в системе А1—Си— Мп, но при этом растворимость марганца в твердом
состоянии незначительно снижается. На рис. 125 показано несколько сечений
диаграммы в области сплавов, богатых алюминием |[1—3], а в табл. 47 приве-
приведены координаты границ фазовых областей при различных температурах.
Таблица 47
РАСПОЛОЖЕНИЕ ГРАНИЦ ФАЗОВЫХ ОБЛАСТЕЙ В СИСТЕМЕ А1—Cd—Си—Мп
ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
t, °с
527
477
427
А
Си
0,7
0,5
0 35
Мп
0
0
0
14
08
Содержание элементов,
Си
4
3
1
3
2
0
в
Мп
0
0,
0
18
1
07
с
Cd
0
0
0
17
09
07
Си
0
0
0
8
45
35
%, в
D
Cd
0
0
0
16
09
06
критических
Си
1,8
1,5
1,0
Cd
0
0
0
15
08
06
Б
точках:
Си
4
3
1
3
4
6
Cd
0
0
11
06
р
Мп
0
0
1
08
Cd
0
0
07
\
G
Мп
0
0
14
35
Примечание. При 527°С в сечении с 4% Си фаза СиА12 отсутствует. Тогда об-
области Al+CuAl-2 и Al+CuAb+Cd трансформируются в области А1 и Al+Cd соответствен-
соответственно, а области АЦ-СиАЬ+СизМпзАЬо и Al+CuAb+CuaMmAbo+Cd отсутствуют.
Совместное влияние кадмия и марганца на упрочнение при старении спла-
сплавов системы А1 — Си состоит в следующем: кадмий препятствует образованию
зон ГП и ускоряет образование б'-фазы (см. систему А1 —Cd— Си), снижая
эффект естественного старения и усиливая эффект искусственного старения;
марганец связывает медь в тройное соединение, снижая, таким образом, эф-
эффект старения сплавов с содержанием меди меньше максимального. Однако
в присутствии достаточного количества меди скорость роста зон ГП увели-
увеличивается (см. систему А1 — Си —Мп). При совместном введении марганца и
кадмия преобладает влияние кадмия. В естественно состаренном состоянии
твердость четверных сплавов «иже, чем сплавов системы Al-^Cu^Mn и А1—Си,
но выше, чем сплавов системы А1—Си—Cd. В искусственно состаренном со-
состоянии твердость четверных сплавов выше, чем сплавов системы А1—Си—Cd,
но ниже, чем сплавов системы А1—Си—Мп .[3]-.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. М. Padezhnova (Е. М. Падежнова), МА 1, 1
2. О. S. Bochvar (О. С. Бочвар), etc., MA 2, 1329.
3. М. Е. Drits (М. Е. Дриц), etc., MA 2, 161.
Al — Cd — Sb — Те
Фазы SbAl и CdTe образуют непрерывный ряд твердых растворов. Оба
соединения имеют кубическую решетку (пространственная группа F43m, 8 ато-
атомов ,в элементарной ячейке) с параметром а=6ДЗ А, который практически не
^изменяется в интервале от SbAl до сплава, в котором присутствует около
ou' /0 фазы iLdTe. От этой точки параметр решетки резко увеличивается до
а=6,47 А у соединения CdTe. В сплавах, содержащих 70% CdTe и более, при
высоких скоростях затвердевания фиксируются дефекты упаковки и кубическая
решетка переходит в гексагональную с параметрами а=4,594 А и с=7,399 А
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. A. Kuzmina (Г. А. Кузьмина), etc., Met A 2, 120846.
357

Al — Се — Си — Mn
В сплавах этой системы в равновесии с алюминиевым твердым раствором
находится четверное соединение Ce3Cu8MnAl24 B5,8% Се; 30,9% Си; 3,4% Мп)
[1]. Соединение имеет кубическую решетку (пространственная группа РтЗт,
о
36 атомов в элементарной ячейке) с параметром а=8,38 А [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Е. Черкашин, О. С. Заречнюк, П. И. Крипякевич, И. Ф. Колобнее. — В кн.:
Вопросы теории и применения редкоземельных металлов. М., «Наука», 1964, с. 15.
2. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., MA 2, 966.
Al — Со — Си — Fe
В сплавах этой системы собственно четверные фазы не образуются, но
тройные соединения Cii2FeAl7 и C0CU2AI7 изоморфны: оба меют тетрагональ-
тетрагональную (решетку '([пространственная пруппа PAjmnc, 40 атомов в элементарной
ячейке) с параметрами а=6,33-Нб,336 А, с= 14,81-^14,87 А и а=6, 3047 А,
о
с = 14,756 А соответственно. Эти соединения образуют непрерывный ряд твер-
твердых растворов с параметрами, изменяющимися достаточно монотонно от боль-
большего к меньшему с увеличением содержания кобальта. Замещение в кристалли-
кристаллической |решетке железа кобальтом осуществляется не путем обмена атома на
атом, а в соотношении один атом кобальта на четыре атома железа ([1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Raynor, etc., JIMMA 25, 344.
Al — Со — Fe — Ni
В этой системе собственно четверные фазы не образуются, но фазы
Go2Alg и FeNiAlg образуют непрерывный ряд твердых растворов, так что фаза
(CoFeNiJAlg присутствует в большинстве сплавов, богатых алюминием* Су-
Существование фазовой области (OoFeNi^Alg, которая делит диаграмму на две
части, исключает любую четверную нонвариантную реакцию в сплавах, бога-
богатых алюминием. Никель может растворяться в фазе Со2А19, поэтому при со-
содержании до 1% Ni имеется эвтектическая реакция )K->FeAl3+Co2Al9.
Как видно на рис. 126, в твердом состоянии область Al+(CoFeNiJAl9
занимает большую часть диаграммы. Ввиду того что растворимость кобальта,
железа и никеля в 'алюминии очень незначительна, границы области практиче-
практически не перемещаются при изменении температуры или содержания этих эле-
элементов в твердом растворе.
Фаза (CoFeNiJAl9 имеет моноклинную решетку (пространственная группа
P2Jc, 22 атома в элементарной ячейке). Параметры решеток фаз Oo^Alg и
о о о
(FeNi)Alg составляют соответственно а=6,213 А, 6 = 6,26 А, с=8,56 А; ,р =
= 94°76' и а = 6,2 А, 6 = 6,3 А; с = 8,6 А; Р = 95°. Параметры четверной фазы
.находятся в интервале между этими значениями [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Raynor, etc., JIMMA 18, 594, 595.
Al — Cr — Cu — Zr
В сплавах этой системы, богатых 1алк>минием, тройные и четверные фазы
не образуются. В равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся
только фазы СгА17, СиА12 и ZrAl3 [1]. Вероятно, растворимость хрома, меди
и циркония в алюминии несколько понижена. Небольшое количество меди и
циркония может растворяться в фазе СгАЬ, медь и хром растворяются в фа-
фазе ZrAl3, но растворимость хрома и циркония © фазе €иА12 крайне огра-
ограниченна.
358

Co2Al.g
FeAL3; %
40 60
FeAU
NiAl,
Рис. 126. Проекция алюминиевого угла диаграммы А1—Со—Fe—Ni. Жирные линии— гра-
границы поверхностей ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей в твердом со-
состоянии; в рамках — первичные фазы
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. S. Zarechnyuk (О. С. Заречнюк), etc., Met A 1, 110113.
А1 — Сг — Mg — Мп
В сплавах, содержащих до 8% Сг, 5%^ Mg и 10% Мп, четверных фаз не
образуется. Соединения Cr2Mg3Ali8 и (MnCr)Ali2 могут присутствовать в спла-
сплавах, содержащих более чем 1 % Mg, но с увеличением содержания магния на-
начинает преобладать фаза Cr2Mg3Ali8 i[l].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Т. Ohnishi, etc., WAA 7, 520016.
Al — Cr — Mg — Zn
Цинк в количестве до 8% очень мало влияет на структуру сплавов систе-
системы Al-^Cr—^Mg, содержащих до 5% Сг и до 6% Mg при 457°С. Новые фазы
не появляются, но сдвигаются границы фазовых областей, так как раствори-
растворимость хрома и магния в алюминии значительно снижается при добавке цинка
(рис. V27). Небольшое количество цинка (<il%) может растворяться в сое-
соединении Cr^Mg3Al18> но можно предполагать, что хром мало или совсем не
растворяется в фазах, богатых цинком [1]. Имеются сведения [2], что раст-
растворимость хрома в алюминии превышает 0,38% при всех температурах, но
более вероятно, что это относится к неравновесным условиям.
Упрочнение сплавов системы Al—Zn—Mg уменьшается с увеличением со-
содержания жрома: образование соединения C^MgaAhe приводит к обеднению
матрицы магнием, и равновесная фаза Mg3Zn&Al2 образуется за счет зон ГП
и промежуточной фазы <[3]. Сведения о влиянии хрома на коррозию под на-
напряжением приведены в ч. II. гл. 7.
359

Al
10
20
Mg,%
Рис. 127. Границы фазовых областей диаграммы Al—Cr—Mg—Zn. Жирные линии — спла-
сплавы без цинка; пунктирные линии — сплавы с 8% Zn
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. К. Little, etc., JIMMA 17, 799.
2. W. Rosenkrans, JIMMA 28, 499, 780.
3. H. Suzuki, etc., WAA 6, 540060.
Al — Cu — Fe — Mg
Четверные фазы в оплавах этой системы не образуются. Только двоимые
или тройные фазы могут присутствовать в богатых алюминием сплавах (рис.
128). Кроме двойных и тройных реакций в юистеме имеется пять четверных
Таблица 48
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СИСТЕМЕ Al-Cu-Fe—Mg
«а .
Ш*
А
В
С
D
Е
F
G
Н
I
J
К
L
М
N
О
Р
Реакции
Двойные
Ж-*А1 + СиА12
jK-*Al + FeAl3
Ж-*А1+М&А1в
Тройные
Ж -> Al + CuAl2 + Cu2FeAl7
Ж + (CuFe) Ale -> Al + Cu2FeAl7
Ж + FeAU-> Al + (CuFe) Ale
Ж + FeAl3 -> (CuFe) Ale + Cu2FeAl7
Ж -> Al + CuAl2 + CuMgAl2
Ж + CuMgAl2 -> Al + CuMg4Al6
д^ Al + Mg6Al8 + CuMg4Ale
jK^Al + FeAl3 + Mg5Al8
Четверные
Ж -+ Al + CuAl2 + CuMgAl2 + Cu2FeAl7
Ж + Cu2FeAl7 -> Al + CuMgAl2 + (CuFe)Ale
Ж + CuMgAl2 -> Al + (CuFe) Ale+CuMg4Al6
Ж + (CuFe) Ale-> Al + CuMg4Ale + FeAl3
Ж _+ Al + CuMg4Ale + Mg6Al8 + FeAl3
Содержание элемен-
Cu
33
—
—
32,5
20
10,8
23,6
33
10
2,7
—
33
25
Ю
5
2
TOB, %
Fe
—
1,9
—
0,3
1
1,4
1,5
—
—
—
0,15
0,3
<1
<1
<1
0,1
Mg
—
—
34
—
—
—
—
6
26
33,5
33,5
5
<5
20—25
25—30
33
о
^r
548
655
450
545
590
620
622
507
467
449
450
505
<587
465
450
445
Примечание. Содержание элементов и температуры четверных нонвариантных
реакций L, М, N, О. Р взяты главным образом из тройных диаграмм и приведены ори-
ориентировочно^^
360

СиАЦд г F 20
FeAl3;%
FeAU
Cu2FeAl7
\
CuAl
(CuFe)Al8
/во
in '
MgJtt.
Рис. 128. Проекция алюминиевого угла диаграммы А1 - Си — Fe — Mg:
стоянии"" поверхнОстеЙ ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом со-
361

Cu2FeAl7
FeAU
FeAU
CuAl2
20
MnAL6
Cu2FeAl7 FeAl3;%
40 60
(CuFe)AL6
1 80
FeAl.
Cu2Mn3Al2o
МпАЦ
Рис. 129. Проекция алюминиевого угла диаграммы А1—Си—Fe—Mm
а — границы поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом со-
состоянии
362

реакций-две эвтектические и три перитектические, как показано в табл. 48
fl]. Распределение фазовых областей в твердом состоянии изображено ори-
ориентировочно. ста,рения сплава, содержащего 2,5% Си я 1,2%' Mg, за-
замедляется и тижается при добавке ,1% Fe. Образуется фаза богатая медью
и жел"зом ХраяТе растворяется ори термообработке [2]. Диалогичные
"ез™ы получаются ВР сплавах пониженной чистоты, содержащие также
кремний (ом. систему А1—€u—Fe-nM-g—Si).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
2. R. N. Wilson, etc., MA 1, 195.
Al _ cu — Fe — Mn
В сплавах этой системы истииные четверные фазы не образуются, но сое-
соединения МпА1б и (€uFe)Al6 изоморфны, неограниченно растворяются одно в
другом, образуя соединение (CuFeMn)Al6. Более корректным его обозначени-
обозначением является (CuFeMn) (AlCuN, так как некоторое количество алюминия,
кроме того, может быть замещено медью; это видно по положению области
существования соединения на рис. 129. В табл. 49 приведены нонвариантные
реакц-ии в системе Al-^Cu—Fe—Mn. Кроме двойных и, тройных реакций име-
имеются две четверные реакции — эвтектическая и перитектическая. Ориентиро-
Ориентировочные координаты этих реакций по содержанию элементов и температуре
приведены в табл., 49 !|1].
Таблица 49
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В АЛЮМИНИЕВОМ УГЛУ СИСТЕМЫ Al-Cu—Fe-Mn
* .
Пл*
A
E
G
В
С
D
F
H
I
J
К
Реакции
Двойные
Ж_^А1+СиА12
^^Al+FeAl3
Ж-*А1+МпА1в
Тройные
^-^Al+CuAla+CuaFeAl,
Ж+(СиРе)А16->А1+Си2РеА17
JK+FeAl3->Al+(CuFe)Ale
Ж+Al+FeAls+MnAle
Ж+МпА16->А1+Си2Мп3А120
Ж-*А1+СиА12+Си2Мп3А1 го
Четверные
Ж->А1+СиА12+Си2РеА17+Си2Мп3А120
Ж+МпА1в>>А1+Си2РеА17+Си2Мп3А12о
Содержание ,
Си
33
—
—
32
20
10,8
—
14,8
32,5
31—33
15—20
ТОВ, %
Ре /
1,9
0,3
1,4
1,7
—
—
<0,5
<1
элемен-
Мп
—
—
2,0
—
—
0,7
0,9
0,6
<0,5
<1
548
655
658
545
590
620
654
616
617
>537
<587
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
363

Al - Си - Fe - Ni
В исследованной области диаграммы четверные фазы не обнаружены [1].
В равновесии с алюминиевым твердым раствором наряду с фазой СиА12 на-
находятся фазы Cu2FeAl7 и Cu4NiAl7, вероятно, образующие эвтектику. Эвтек-
Эвтектическая реакция Ж-^+СиАЬ+'СигРеА^+СщМАЬ происходит при 537°С
(эвтектика содержит 32—331% Си и менее .1% Fe и Ni каждого). На рис. 130
приведена проекция алюминиевого угла системы в твердом состоянии. Жир-
Жирными линиями обведены области существования исследованных фаз. Тонкие
линии ограничивают области существования других фаз, но имеющиеся дан-
данные настолько скудны, что не дают основания быть уверенным в точности
диаграммы.
Cu2FeAL7
201
FeAl3,%
40
(CuFe)Ale
BO \ ВО
FeAU
NiAl
Рис. 130. Ориентировочное распределение фазовых областей в алюминиевом углу диаг-
диаграммы А1—Си—Fe—Ni в твердом состоянии
По неопубликованным данным автора настоящей книги, фаза, обозначен-
обозначенная в работе [2] как AlCuFeNi, является раствором никеля в фазе (CuFe)Al6.
Вместе с тем замечено [3], что в то время как добавка 1% Ni или железа
уменьшает упрочнение гари старении сплава с 2,5% Си, совместная добавка
никеля и железа восстанавливает его. Это значит, что в равновесии с фазой
FeNiAlg, не содержащей меди, находится фаза, обогащенная медью, что про-
противоречит диаграмме, приведенной на рис. 130. Однако поскольку эксперимен-
экспериментальные сплавы содержали также и магний, эта информация приводится
только для сведения. В фазе Ci^FeAb никель может замещать до 6,5—-6,8%
Fe. Соединение с никелем наиболее точно описывается формулой Cu4FeNiAl14
и содержит 34,0% Си, 7,5% Fe и 7,9% Ni. Очень малое количество железа
364

(<1%) мэжет растворяться в фазе Cu4NiAl7. Растворимость меди в фазе
FeNiAl9 не превышает '2,5% • Добавки .меди ограничивают область первичной
кристаллизации фазы FeNiAlg в сплавах системы А1—Fe—Ni.
Количество железа, которое может растворяться в фазе (CuNiJAl3, неиз-
неизвестно. Однако данные некоторых неопубликованных работ автора дают ос-
основание полагать, что эта растворимость значительна D—6% Fe). Таким об-
образом, несмотря на то что в сплавах этой оистемы собственно четверные фазы
ие могут образоваться, имеются, по крайней мере, три фазы, содержащие зна-
значительное количество трех основных компонентов: €u2FeAl7, (CuFe)Al6 и
(CuNiJAl3.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Ray nor, etc., JIMMA 25, 242.
2. Mondolfo, 1943.
3. R. N. Wilson, etc., MA 1, 195.
Al — Cu — Fe — S
Равновесие в жидком состоянии между сульфидами меди, железа я алю-
алюминия в этой системе изучено в работе [1]-. Область несмешиваемости соеди-
соединений FeS и AI2S3 уменьшается при добавке Cu2S и при 20% Cu2S исчезает
совсем.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Oelsen, etc., JIMMA 21, 716.
Al — Си — Fe — Si
В сплавах этой системы, богатых алюминием, четверные фазы не образу-
образуются [1—3]-. Более вероятно, что растворимость меди в фазах AlFeSi и крем-
кремния в фазах AlCuFe не превышает 1%.
Таблица 50
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ Al—Cu-Fe-Si
«к .
si*"
А
В
С
D
Е
F
G
Н
I
J
К
L
М
N
О
N
О
Реакции
Двойные
Ж-^А1+СиА12
Ж-^Al+FeAlg
Ж+Al+Si
Тройные
Ж+РеА13->А1+(СиРе)А1в
Ж+(СиРе)А1в-*А1+Си2РеА17
Ж->А!+СиА12+Си2РеА17
Ж-^Al+CuAla+Si
Ж+РеА13->А1+Ре251А18
Ж+Ре251А18->А1+Ре51А1б
Ж-WU+FeSiAlb+Si
Четверные
Ж+РеА13->А1+(СиРе)А16+Ре251А18
Ж+(СиРе)А1в->А1+Ре251А18+Си2РеА17
Ж+Ре251А18->А1+Ре51А1б+Си2РеА17
Ж+Си2РеА17->А1+СиА12+Ре51А1б
Ж-*А1+СиА12+Ре51А15+51
Ж+Ре51А15->А1+Си2РеА17+51
Ж-^А1+СиА12+Си2РеА17+51
Содержание :
Си
33
10,8
20
32,5
26,7
—
13,7
15,2
16,7
27,5
26,2
26,0
тов, %
Fe
1,9
1,4
1
0,3
2
1,5
0,75
1,4
1,3
0,8
0,35
0,4
0^5
племен-
Si
—
12,5
—
5,2
4
7,5
11,6
0,65
0,7
3,2
4,1*1
5,5*1
*2
6,5*2
о
о
548
655
577
620
590
548
525
629
611
577
612
607
579
534
525
520
*1 По данным [3].
*а По данным [2, 41.
365

В табл. 50 приведены нонвариантные реакции, имеющиеся в этой системе
(рис. 131). Для точек N и О приведены по две реакции: первые, более вероят-
вероятные,— по данным [3], вторые — по данным работ [2, 4]. Основное различие
между этими реакциями состоит в обозначении железосодержащей фазы в
четверной эвтектике, как FeSiAl5 [3] или как Cu2FeAl7 [2, 4]. На рис. 131,а
показаны только две первые реакции,. Для осуществления двух вторых реак-
реакций необходимо, чтобы линии MN и JF пересекались справа от точки О, а не
слева!. Сведения о разрезах этой диаграммы приведены в работах [1—3], о
свойствах сплавов — в гл. 4.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Л. G. С. Gweyer, etc., С А 23, 82.
2. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
3. Н. W. L. Phillips, Aluminium Development Ass. London. Inf. Bull., 25, 1961.
4. H. Spengler, JIMMA 29, 209.
Al — Cu — Ge — Mg
Выделение фазы Mg2Ge в сплавах на основе системы А1—Си указывает на
наличие равновесия СиАЬ—Mg2Ge, аналогичного равновесию C11AI2—Mg2Si
i[il]. На упрочнение при старении сплавов системы А1—Си сильное влияние
оказывают малые добавки германия и мягаия. Они почти полностью подавля-
подавляют образование зон ГП и способствуют появлению б'-фазы при комнатной
температуре ([1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. В. Brook, etc., Met A 2, 120949.
Al — Си — Li — Mg
В этой системе исследовано только сечение А1—CuMgAl2—CuLiAl2 [1].
В изученной области концентраций четверные фазы отсутствуют. В твердом
состоянии в сплавах этой «системы имеются только тройные фазы CuMgAl2 и
CuLiAl2. Исследуемое сечение рассматривали как квазибинарное, но это не-
несколько неточно, так как фаза CuMgAl2 образуется но перитектической реак-
реакции. Квазитройная эвтектическая реакция }K->Al+CuMgAl2+CuLiAl2 происхо-
происходит при 5О5°С. Литий уменьшает растворимость меди и магния, а магаий
уменьшает растворимость меди и лития в твердом состоянии. По этой причине
снижаются упрочнение при старении и предел прочности при растяжении.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. V. F. Shamrai (В. Ф. Шамрай), etc., Met A 3, 110113.
Al—Cu—Li—Si, Al—Li—Si—Zn
Введение до 3% Li3Si уменьшает упрочнение при естественном старении
(:27°С) и очень 1мало влияет на упрочнение при искусственном старении B!27°С)
сплавов системы А1—Си, содержащих 2 или 4i% Cu, и сплавов системы Al—Zn,
содержащих 6 или 12% Zn ijil]. Однако добавка 0,24% Li в сплав, содержащий
4,5% Си и il,4% Si, мало влияет на свойства после старения при комнатной
температуре и несколько больше влияет на его свойства после старения при
97—il47°C([2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. Assmann, JIM 36, 434.
2. W. Кг oil, JIM 36, 432.
366

Cu2FeAl7
CuAl2f\? В 20
FeAl5;%
40 60
80
FeAU
CuAlo
(CuFe)Al6
20
40
60
80
FeAlj
Рис. 131. Проекция алюминиевого угла диаграммы Al—Cu—Fe—Si:
а — границы поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом со-
стоянии
367

CuAL
CuAl2 I D 20 F.40
Mg5Al8;%
Mg5Ale
CuAl2
MnAl6
СиМдАЦ CuMg4Al6 MgAl8 ;
20 V 40 \ SO 80
Mg5Al3
\ // (MgMnKAl10
'во
MnAl6
Рис. 132. Проекция алюминиевого угла диаграммы Al—Cu—Mg—Mn:
а — границы поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом со-
состоянии
368

Al — Си — Mg — Mn
На рис. 132 показаны проекции алюминиевого угла диаграммы А1—Си—
Mg—Mn. В табл. 51 перечислены нонвариантные реакции в области сплавов:
богатых алюминием [1, !2]. Сведения о сечениях диаграммы при постоянном
содержании магния приведены в (работе [2].
Таблица 51
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В АЛЮМИНИЕВОМ УГЛУ СИСТЕМЫ Al-Cu-Mg-Mn
А
В
С
D
Е
F
G
И
1
J
К
L
М
N
О
Р
Реакции
Двойные
Ж-*А1+СиА12
>K->Al+Mg5Al8
Ж-*А1+МпА1в
Ж+МпА14-*МпА!в
Тройные
>K-*Al+CuAl2+CuMgAl2
>K-*Al-(-CuMgAl2
>K+CuMgAl2-*Al+CuMg4Al6
>K-WU+Mg6Al8+CuMg4Al6
Ж+МпА16->А1+Си2Мп3А120
Ж-^А1+СиА12+Си2Мп3А120
Ж+МпА14^МпА1в+Си2МпзА12о
Ж+МпА1в^А1+(А^Мп)зАи0
Ж->Al+(MgMn)зAl1o+Mg5Al8
Четверные
Ж->Al+CuAl2+CuMgAl2+Cu2MgзAl20
Ж+Cu2MпзAl2o->Al+CuMgAl2+MпAl6
Ж+С^А12-*А1+СиЛ^4А16+МпА16
Ж¦^Al+CuMg4Al6+MgбAl8+(MgMп)зAl1o
Ж+MпAl6-^Al+Mg5Al8+(MgMп)зAl1o
Содержание
Си
33
—
—
—
33
24,5
10
2,7
14,8
32,5
15,6
—
—
-32
—
-10
-2,5
<2,5
тов, %
Mg
—
34
—
—
6
юд
26
32
—
—
—
22
26,4
-6
—
-25
-30
<32
элемен-
Мп
—
—
1,9
4,1
—
—
—
—
0,9
0,6
2,1
0,5
0,15
-0,5
—
-0,3
-0,2
<0,2
о
548
450
658
810
507
518
467
449
616
557
625
—
437
>497
—
-467
-447
—
Примечание. Реакции, не обозначенные буквами, отсутствуют в богатых алю-
алюминием сплавах, находящихся в равновесных условиях, но они могут появляться в не-
неравновесных сплавах.
Марганец оказывает значительное влияние «а упрочнение при старении
сплавов системы А1—Си—Nig при содержании в них менее 3% Си. В этих
сплавах образование фазы СигМпзАЬо приводит к уменьшению количества
меди, участвующей .в упрочнении при старении и, таким образом, влияет на
их окончательные свойства. В сплавах с более высоким содержанием меди
этот эффект «е проявляется. Во всех сплавах этой системы наблюдается незна-
незначительное повышение твердости и прочности благодаря эффекту дисперсионно-
дисперсионного твердения от малых количеств марганца @,1—0,3%) в твердом растворе
[2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
I ?/ ?hragmen, JIMMA 17, 910.
2. V. В. Ghate, etc., JIMMA 32, 449.
369

Al — Си — Mg — Ni
Упрочнение при старении сплавов системы А1—Си—Mg, обусловленное
образованием фазы CuMgAb, уменьшается при добавке в «их никеля. Это
происходит в результате снижения содержания меди в твердом растворе бла-
благодаря образованию одного из трех нерастворимых соединений с никелем:
тройные соединения CuzFeAb и СоСи2А17 изоморфны: оба имеют тетрагональ-
содержащего еще магний. Добавка железа в сочетании с 'никелем приводит к
образованию фазы FeNiAlg и восстанавливает эффект старения [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. N. Wilson, etc., MA 1, 195.
Al—Cu—Mg—Sb
Некоторые сплавы в области между CuMgSb, СиА12, AlSb и CuMgAl со-
содержат такие фазы, как AlSb, CuAh, Cu6Mg2Al5 и CuMgSb, а также фазу
AlCuMg. В исследовании [1]. обнаружена область несмешиваемости в жидком
состоянии.
Едва ли эти сведения относятся к сплавам, богатым алюминием.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Nowotny, etc., Monat. Chem., 1960, 91, 877.
Al — Си — Mg — Si
В табл 52 приведены нонвариантные реакции, главным образом но дан-
данным работы [1], результаты которой отличаются от выводов исследований
[2—8]. Проекции алюминиевого угла диаграммы показаны на рис. 133.
Четверная фаза Q, впервые обнаруженная в работе [9], обозначена фор-
формулой Cu4Mg5Si4Alx [10]. Она появляется только в сплавах с высоким содер-
содержанием кремния. Анализ первичных кристаллов в сплавах, богатых алюмини-
алюминием, показывает, что они содержат 14—-17% Си, 28—30% Mg и 27—29% Si.
Такому составу соответствуют формулы CuMg4Si4Al4 и CuMgsSUAl* [3]. Сое-
Соединения, содержащие 19,2% Си, 33% Mg, 32,1,% Si [4] и 20,6% Си,
31,8% Mg, 31,4% Si, довольно точно описываются формулой Cu2Mg8Si6Al5
B0,3% Си; 31,1% Mg; 27% Si), установленной в работе [7]. Недостаточно
точный рентгеноспектральный анализ показал, что содержание элементов в
этой фазе составляет 17,9% Си, 31,2% Mg и 16,6% -Si [17]. Не установлено,
что именно является причиной такой разницы в приводимых составах фазы —
ее существование в интервале концентраций, либо исследование фаз разного
состава, либо погрешности методики исследования. Четверная фаза имеет гек-
гексагональную решетку € параметрами а= 10,32 А, с=4,05 А [7].
Сечения, приведенные на рис. 134—136, построены по данным работ [1,
2,4—7,9, 11 —14[. Аналогичные сечения этой диаграммы состояния даны при
460°С [И]- и при 520°С [14].
Область первичной кристаллизации фазы Mg2Si занимает большую часть
поля концентраций. В неравновесных условиях фаза Mg2Si часто присутствует
наряду с фазами СиА12 и Si. Другим следствием неравновесных условий явля-
является наличие фаз таких элементов, которые должны быть в твердом растворе.
Таким образом, в большинстве промышленных сплавов фаза СиА1г или
CuMgAl2 может наблюдаться даже при содержании меди значительно ниже
4%, фазы Si и Mg2Si—при содержании кремния менее 0,8% и фаза MgsAl8 —
при содержании магния ниже 6%. При растворении меди и кремния параметр
решетки алюминия уменьшается. Добавки магния увеличивают его. В четвер-
четверном соединении отношение содержания меди и кремния сильно влияет на па-
параметр решетки. Сплав, содержащий 0,6% Си, 0,8% Mg и 0,8% Si, гомогенизи-
гомогенизированный при 527°С, имеет параметр решетки а=4,047 А [15].
370

Таблица 52
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В БОГАТЫХ АЛЮМИНИЕМ СПЛАВАХ СИСТЕМЫ
А1—Си—Mg—Si
А
В
С
D
Е
F
G
Н
I
J
К
L
М
N
0
Р
Q
R
S
Реакции
Двойные
Ж->А1+СиА12
JK->Al+Mg5Al8
Ж-^Al+Si
Тройные
JK->Al+CuMgAl2+CuAU
Ж->А1+СиА^А12 (квазибинарная)
Ж+СиМ^А12-*А1+СиА^4А16
^^^l+CuMg4Al6+Mg5Al8
Ж->Al+Mg5Al8+Mg2Si
Ж-»-А1-|-Л^251 (квазибинарная)
Ж-^Al+Si+MgaSi
Ж-^Al+CuAla+Si
Четверные
Ж->А1 +Mg5Al8+Mg2Si+CuMg4Ale
Ж+CuMgAl2^Al+Mg2Si+CuMg4Al6
Ж-^Al+Mg2Si+CuMgAl2 (квазитройная)
Ж-^Al+CuAl2+CuMgAl2+Mg2Si
Ж-^Al+CuAl2+Mg2Si (квазитройная)
^_^Mg2Si->Al+CuAl2+Cu2Mg8Si6Al5
Ж->Al+CuAl2+Si+Cu2Mg8Si6Al5
Ж+Mg2Si+Si->Al+Cu2Mg8Si6Al5
Содержание
тов, %
Си
33
33
24,5
10
2,7
26,7
1,5
10
23
30—33
31,5
31
28
13,8
Mg
34
6
10,1
26
32
32
8,15
5
32,9—
S3
25,5
10,5
6,1—
7 1
3,9
3,3
2,2
3,3
элемен-
Si
12,5
0,4
4,75
13
5,2
0,3
0,3
0,3
0,3—
0 4
2,3
3,3
6
9,6
548
450
577
507
518
467
449
449
595
555
525
444—
44R
467
516
500
515
512
507
529
Влияние до 1,4% Си на механические свойства сплавов Al — Mg2Si, отож-
отожженных, а затем прошедших полную термическую обработку, подробно иссле-
исследовано в работе [14]-. На рис. 137—139 приведены свойства сплавов после
термической обработки по данным работы [14] и неопубликованным данным
автора. В отожженном состоянии максимальные значения пределов прочности
и текучести достигаются в сплавах с высоким содержанием магния. Добавка
0,25% Си мало влияет на прочность; при введении 1,4% Си максимально до-
достигаемая прочность близка к прочности сплавов с высоким содержанием
магния, а в сплавах с низким содержанием кремния — превышает ее.
Добавки более 0,1% Mg в литые сплавы, содержащие 3—4% Си, 6—8%
Si, увеличивают прочность, но существенно снижают пластичность и ударную
вязкость [16]. Сведения о влиянии вибрационных колебаний приведены в ра-
работе [13]'.
371

CuAl2
CuAU Си™ЭА1
€uAl2
CuMgAl2 CuMg4Al6 Mg5AL8;%
20 \ 40 \ 60 80 Mg5Al6
Рис. 133. Проекция алюминиевого угла диаграммы Al—Cu—Mg—Si:
а — границы поверхностей ликвидус: / — линия квазибинарного разреза CuAl2
б — распределение фазовых областей в твердом состоянии
372

Рис. 134. Сечение изотермического тет- Рис. 135. Сечение изотермического тетра-
раэдра системы Al—Cu-Mg—Si при эдра системы Al-Cu—Mg-Si при 502°С и
"' ~- 12% Si:
г_эдра
502°C и 1% Si:
Q — фаза Cu2Mg8Si5Al4
Q — фаза Cu2Mg8Si5Al4
Al+Mg2Si
Al+Cu2Mg8Si5Ali+ + Si
AL+Mg2Si
CuMgAl2
Al+CuAl2
Al~7 2
Al+CuAl2+Q
Рис. 136. Сечение изотермического тетраэдра системы Al—Cu—Mg—Si при 502°С и 4% Си:
Q — фаза Cu2Mg8Si5Al4
Особенности упрочнения при старении связаны с типом выделившихся уп-
упрочняющих фаз. Таких фаз четыре: CuAfe, CuMgAl2, Mg2Si и Cu2Mg8Si6Al5.
Исходя из этого, промышленные сплавы делят на четыре основные группы.
Однако большинство промышленных сплавов содержит более чем одну упроч-
упрочняющую фазу и может быть отнесено к двум или трем группам.
К первой группе относятся сплавы, у которых содержание меди нахо-
находится на пределе растворимости или выше D—5;% Си), а магний и кремний
содержатся в малых количествах или в пропорциях, отвечающих соединению
.Mg2Si. При температурах термообработки, обусловленных наличием эвтекти-
эвтектики Al+Mg2Si-f CuAl2, это соединение быстро растворяется и очень мало влия-
влияет на упрочнение при старении, но несколько изменяет время достижения мак-
максимума прочности [18].. Сведения о старении этих сплавов даны в описании
«системы А1 — Си, а также в работах [20—24]-.
373

Мн/
н/м2
МН/м2
s\,%
Рис. 137. Механические свойства искусственно состаренных сплавов системы А1—Си-
Mg—Si
Si, %
Рис. 138. Механические свойства искусственно состаренных сплавов системы Al—Cu—
Mg—Si, содержащих 0,25% Си
374

Si,%
Рис. 139. Механические свойства искусственно состаренных сплавов системы А1—Си—
Mg—Si, содержащих 1,5% Си
Ко второй группе относятся сплавы с отношением Mg:Cu, равным не ме-
менее 0,4, и, как правило, с низким содержанием кремния (<0,2). При этом
большая часть магния соединяется с медью и идет на образование фазы
CuMgAl2. Характеристики старения сплавов
второй группы лишь незначительно отлича-
отличаются от характеристик старения сплавов
тройной системы А1 — Си — Mg [19, 20]
(см. систему А1 — Си — Mg).
Третья группа содержит сплавы с низ-
низким содержанием меди (<0,4%) или с со-
содержанием магния, намного превышающим
количество кремния в сплаве. Характерис-
Характеристики старения сплавов этой группы и спла-
t;c
427
227
27
10
-2
W
10*
Рис. 140. Схема изменения свойств
в процессе искусственного старения
сплава Al+0,6% Cu+0,8% Mg+0,8%
Рис. 141. Диаграмма изменения свойств
сплава Al+0,6% Cu+0,8% Mg+0,8% Si в
зависимости от температуры t и време-
времени старения т
375

bob тройной системы Al—Mg—Si аналогичны (см. систему Al—
Mg-Si).
В четвертую группу входят сплавы, у которых содержание меди прибли-
приблизительно вдвое меньше, чем содержание магния, а кремния столько же или
больше, чем магния. Упрочнение при старении происходит благодаря фазе
Cu2Mg8SieAl5. Наиболее полно изучены сплавы с высоким содержанием меди,
в которых эффект старения обусловлен совместным присутствием фаз
Cu2Mg8Si6Al5 и СиАЬ. Результаты проведенных под руководством автора все-
всесторонних исследований упрочнения фазой Cu2Mg8Si6Al5 при старении пред-
представлены на рис. 140, 141 [15, 25—27]'. Данные работы [28] относительно па-
параметра решетки хорошо согласуются с этими результатами. Добавки галлия
мало влияют на свойства и упрочнение при старении сплавов этой системы
[29].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
II. Н. W. L. Phillips, Aluminium Devel. Ass., London, Inf. Bull. 25, 1961.
2. H. Tollner, JIMMA U, 78.
3. Mondolfo, 1943.
4. A. Schradet, JIMMA 17, 159.
5. D. A. Petrov (Д. А. Петров), etc., JIMMA 19, 274.
6. /. Crowther, JIMMA 17, 910.
7. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
8. H. Spengler, JIMMA 29, 209.
9. E. H. Dix, etc., JIM 50, 222; 53, 120.
10. D. A. Petrov (Д. А. Петров), JIMMA 4, 378.
11. H. J. Axon, JIMMA 20, 331, 685; 22, 1150.
12. D. P. Smith, JIMMA 29, 210.
13. R. E. Elliott, etc., JIMMA 32, 98; MA 2, 374.
14. D. L. W. Collins, JIMMA 25, 593.
15. D. W. Lewinson, Thesis, 111. Inst. Tech., Chicago, 1953.
16. R. A. Quadt, etc., JIMMA 17, 159.
17. R. Kowatschewa, etc., Met A 6, 230624.
18. G. B. Brook, etc., Met A 2, 120949.
19. R. N. Wilson, MA 2, 1147; Met A 2, 140131, 140337.
20. H. Asada, etc., Met A 4, 312816.
21. M. L. V. Gayler, CA 16, 3861; 17, 1945; 18, 45.
22. M. L. V. Gayler, etc., CA 23, 2685, 5143.
23. W. L. Fink, etc., JIMMA 7, 03, 432.
24. A. Guinier, etc., JIMMA 16, 53.
25. E. S. Nachtman, Thesis, 111, Inst. Tech., Chicago, 1950.
26. A. Yamamoto, Thesis, 111, Inst. Tech., Chicago, 1951.
27. A. F. Weinberg. Thesis, 111. Inst. Tech. Chicago, 1953.
28. L. Sinanyan, etc., Met A 3, 131005.
29. W. Kroll, JIM 53, 12.
Al — Cu — Mg — Zn
К сожалению, эта диаграмма очень сложна, и опубликованные результаты
исследований не позволяют описать ее достаточно полно и точно. Только в
одной из работ [1] рассмотрен процесс затвердевания, но ценность этого ис-
исследования незначительна, поскольку в нем использованы устаревшие резуль-
результаты работы [2], в которой не приводится нескольких двойных и тройных
фаз. Структура эвтектики носит вырожденный характер, причем структурное
соответствие на границе раздела фаз отсутствует [3].
Важной особенностью этой диаграммы является то, что три изоморфные
фазы системы А1 — Mg — Zn и три фазы системы А1 — Си — Mg образуют
непрерывный ряд твердых растворов. Однако в тройных сплавах системы
А1—Си—Mg фазы CuMgAl и Cu6Mg2Al7 не находятся в равновесии с алю-
алюминиевым твердым раствором, и требуется добавка цинка, чтобы оно уста-
установилось. В системе имеется три области существования непрерывных твердых
растворов, которые образуются фазами: CuMg4Al6 и Mg3Zn3Al2, MgZn2 и
CuMgAl, Cu6Mg2Al5 и Mg2Znn [4—9], рис. 142. Ориентировочное распределение
фазовых областей диаграммы в твердом состоянии, представленное на рис.
143, основано главным образом на сечениях диаграммы при низких 'содержа-
'содержаниях цинка [7, 10} и данных по выделениям в сплавах, богатых алюминием.
376

AlZn
Сечения при 460^С для сплавов, со-
содержащих 4, 6 и 8% Zn, приведены
по данным работы [7]. Сечения диа-
диаграммы в интервале 200—600°С для
сплавов, содержащих 4,6 и 8% Zn
и 0,5 и 1% Си, даны в работе [10].
Фазы CuMg4Al6 и Mg3Zn3Al2 в
тройных сплавах существуют в ши-
широком интервале концентраций и по-
поэтому образуют обширную область
твердого раствора в четверной систе-
системе. Четверной твердый раствор имеет
кубическую решетку (пространствен-
(пространственная группа 7/пЗ, 162 атома в элемен-
элементарной ячейке) с параметром а, из-
о
меняющимся от 14,15 до 14,71 А [9]
и в четверных, и в тройных сплавах.
Фазы CuMgAl и MgZn2 имеют гек-
гексагональную решетку (пространствен-
(пространственная группа Pfy/tnmc, 12 атомов в эле-
элементарной ячейке) с параметрами,
о
колеблющимися около а=5,18 А и
о
с=8,52 А. Твердый раствор, образо-
образованный фазами CutfMg2Al5 и Mg2Znn,
имеет кубическую решетку (простран-
(пространственная группа 7/пЗ, 39 атомов в элементарной ячейке) с параметром а=
= 8,31 ч-8,55 А [13]. Кроме этих трех фазовых областей, существующих только
в четверных сплавах, в них могут присутствовать двойные и тройные фазы. В
фазе СиА12 практически не растворяется магний и растворяется не более 2%
Zn. Фаза CuMgAl2 также имеет очень ограниченный интервал существования,
AlK
CuMgAl'
CuMgAL2
А1Я
Рис. 142. Однофазные области в алюмини-
алюминиевом углу концентрационного тетраэдра
Al-Cu-Mg-Zn
CuAl
CuMdAl
\
Mg5Ate
ZnAL
Рис. 143. Распределение фазовых областей на проекции алюминиевого угла диаграммы
А1—Си—Mg—Zn в твердом состоянии
377

и растворимость в ней цинка не превышает 1% [7]. Можно предполагать, что
растворимость меди и цинка в фазе MgsAU, как и в тройных сплавах, очень
ограниченна.
В сплавах, содержащих 4—8% Zn и 0,5—1,0% Си, параметр решетки уве-
увеличивается с увеличением содержания магния в твердом растворе, достигая
о
значений а = 4,07-4-4,08 А при 6—7% Mg. Электросопротивление также быст-
быстро увеличивается до значения 7—8-10~8 Ом-м при 6—7% Mg. HV 2000—
2300 МН/м2 в сплавах с высоким содержанием цинка и с б—7% Mg в раство-
растворе [10]<. Как и в других сплавах, упрочняемых при старении, разрушение в
этих сплавах начинается на частицах выделений [14]-. Магний в сплаве А1 —
Zn диффундирует так же, как и в алюминии, а энергия активации диффузии
меди в этом, случае очень мала, что свидетельствует о преобладании зерно-
граничной диффузии [15]-.
Сведения о фазах, образованных путем диффузии между парами элемен-
элементов в двойных и тройных сплавах, приведены в работе [16]-. Свойства сплавов
подробно рассмотрены в гл. 7.
По данным многочисленных исследований [И, 12, 17—21]-, добавки меди
не оказывают существенного влияния на процессы выделения в сплавах си-
системы Al —Mg — Zn: добавка до 1,5% Си может привести к появлению фа-
фазы СиА12 или, что более вероятно, фазы CuMgAb [2, И, 20}, но в сплавах с
5—8% Zn и 2—3% Mg выделяются в основном фазы MgZn2—CuMgAl и
(.или) MggZn&Ab—CuMg4Al6. Последовательность выделений при Ii27—157°С
такова: зоны ГП — промежуточная фаза (М1)—MgZn2. Как и в тройных
сплавах, ориентационное соотношение фаз составляет (IH)aiII(OOI)m. Разли-
Различие состоит лишь в том, что в четверных сплавах сферические зоны ГП, про-
промежуточные фазы, как и частицы выделений, содержат медь [12]-. Скорость
старения четверных сплавов также отличается от тройных, но данные по это-
этому вопросу противоречивы. Повышение скорости образования зон и эффекта
старения благодаря присутствию меди отмечено в работах [20, 21}, тогда
как в исследовании [12} наблюдалось уменьшение скорости и величины упроч-
упрочнения при старении. Это объясняется, вероятно, тем, что малые добавки меди
ведут к уменьшению скорости диффузии и, таким образом, задерживают выде-
выделение фаз, в то время как медь,, добавленная в достаточном количестве, увели-
увеличивает пересыщение твердого раствора и ускоряет процесс выделения.
Немногочисленные данные по сплавам с высоким содержанием меди сви-
свидетельствуют о том, что цинк мало влияет на старение, обусловленное выде-
выделением фаз СиА12 и (или) CuMgAb.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Watanabe, JIMMA 27, 631.
2. Н. Nishimura, JIMMA 5, 473.
3. Н. Kostron, etc., JIMMA 21, 331.
4. F. Laves, etc., JIMMA 2, 593.
5. W. Ddring, JIMMA 2, 593.
6. F. Laves, etc., JIMMA 3, 46.
7. D. J. Strawbridge, etc., J. Inst. Metals, 1947/48, 74, 191.
8. В. И. Михеева, Б. Д. Галацкий. — Научные труды (МАТИ. Вып. 7). М., Оборонгиз,
1949, с. 33.
9. G. Bergmann, etc., JIMMA 20, 699.
10. Л. М. Zakharov, JIMMA 29, 316.
11. A. Saulnier, etc., JIMMA 15, 566; 16, 775.
12. G. Thomas, etc., JIMMA 27, 429.
13. S. Samson, JIMMA 17, 708.
14. D. A. Ryder, etc., JIMMA 31, 707.
15. M. Renouard, JIMMA 19, 516; 22, 175.
16. A. A. Koltsova (А. А. Кольцова), etc., WAA 7, 520001.
17. M. Paic, JIMMA 14, 197.
18. H. Nishimura, etc., JIMMA 19, 576; 20, 22, 292.
19. M. К. В. Day, etc., Brit. J. Appl. Phys., 1956, v. 7, p. 89.
20. /. /. Polmear, JIMMA 28, 214.
21. H. Suzuki, etc., Met A 6, 140392.
378

Al — Си — Mn — Ni
Соединения Ci^Mn^Abo и Mn3NiA'l16 образуют непрерывный ряд твердых
растворов [1].. Оба соединения соответствуют формуле (ЛТ)А14, поэтому для
обозначения этого ряда твердых растворов можно использовать формулу
(CuMnNi)Al4. Твердый раствор имеет орторомбическую решетку с парамет-
параметрами, изменяющимися от а=24,2 А, 6 = 12,5 А и с=7,72 А в сплавах, бога-
о о о
тых медью, до а = 23,8 А, 6= 12,5 А и с=7,55 А в сплавах, богатых никелем.
Распределение фаз в твердом состоянии, основанное на данных по тройным
диаграммам и сечении при 90% А1, условно показано на рис. 144 [I]-.
МпАЦ
CuAL
20
40
' во/
Cu2Mn3AL20
MnALs
¦NiAL
NiAt*
Рис. 144. Распределение фазовых ооластей на проекции алюминиевого угла диаграммы
А1—Си—Mn—Ni в твердом состоянии
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. V. Raynor, etc., JIMMA 25, 593.
Al — Си — Mn
Si
Собственно четверные фазы в системе не образуются, но некоторое коли-
количество меди растворяется в фазе Mn2Si2Ali5 [1—3]. На рис. 145 приведена
проекция алюминиевого угла диаграммы. В табл. 53 представлены нонвариант-
ные реакции.
В неравновесных условиях фаза MnAle [или, вернее, (CuFeMn)Al6]. имеет
тенденцию образовываться даже в сплавах, в которых другие марганцовистые
фазы находятся в равновесном состоянии. Это особенно типично для промыш-
промышленных сплавов, в которых другие элементы растворяются в фазе МпА16 и
препятствуют диффузии, необходимой для преобразования неравновесной фа-
фазы в равновесную. Можно ожидать, что свойства сплавов этой системы и про-
промышленных сплавов, в которых железо присутствует как примесь, будут от*
личаться незначительно.
379

iCu2Mn3Al2Ol MnAl6?% Cu2Mn3Al,
МпАЦ
Mn3Si2Al1s
Рис. 145. Проекция алюминиевого угла диаграммы А1—Си—Mn—Si. Жирные линии —
границы поверхностей ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей в твердом
состоянии; в рамках — первичные фазы
Таблица 53
ВЕРОЯТНЫЕ НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В АЛЮМИНИЕВОМ УГЛУ СИСТЕМЫ
Al-Cu-Mn-Si
1КИ
рис
А
в
с
D
Е
F
G
Н
I
J
К
Реакции
Двойные
Ж-*А1+СиА12
Ж-*А1-}-МпА1в
Ж-^Al+Si
Тройные
Ж-*А1 +СиА12+Си2Мп3 А120
Ж+МпА16-*А1+Си2Мп3А120
/х\—>"AI -f-C«UAl2~r~Sl
xi\—>"А1—\- А1пз^12А115т1
Ж+МпА1в-кАЛ+Мп35*2А11б
Четверные
)K->Al+CuAl2+Mn8Si2Al16+Si
Ж+Си2МпзА12о-*"А1+СиА12+Мпз512А115
Ж+МпА1,-^А1+Си2МпзАЦ0+Мп3514А116
Содержание
тов, %
Си
33,0
—
32,5
14,8
27,0
—
-25,0
-20,0
-15,0
Мп
1,9
—
0,6
0,9
—
1,0
2,5
-1,0
-1,0
-1,5
элемен-
Si
—
12,9
—
5,0
12,0
1,5
-5,0
-3,0
-4,0
и
о
54а
65а
577
547
616
52S
575
648
-517
-547
-597
380

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
2. А. Р. Bagchi, etc., JIMMA 22, 523.
3. Л. ?. 5гтепоу (Л. ?. Семенов), etc., Met A 6. 110899.
Al - Cu - Mo - Ni
В твердом состоянии растворимость молибдена и никеля в четверных
сплавах ниже чем 0,1% каждого, как можно предполагать, учитывая их ра-
растворимость в двойных и тройных сплавах. Доказательства существования
тройных или четверных фаз в сплавах этой системы отсутствуют [1]..
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. P. Roegten, etc., JIM 53, 694.
Al — Fe — Mg — Mn
Единственное опубликованное исследование по этой системе [1]. основано
на диаграмме Al — Mg — Mn. Здесь не показана тройная фаза, которая мо-
может быть в равновесии с алюминиевым твердым раствором. Ее присутствие
приводит к образованию двух вероятных фазовых равновесий. В системе могут
происходить два нонвариантных превращения: в точке F\ JK+(MgMnKAlior->-
->Al+Mg5Al8(FeMn)Al6 и в точке Ех ^^Al+Mg6Al8+FeAl3+(FeMn)AU
или в точке F2 }K+(FeMn)Al6-*Al+FeAl3+(MgMnKAl10 и в точке Е2 Ж>А1+
+Mg5Al8+FeAl3+(MgMnKAlio. По температуре и составу нонвариантнои
точки эти две реакции очень близки к точке двойной эвтектики Al+MgsAU-
Более вероятно протекание фазовых превращений второго типа, которые и
приведены на рис. 146.
FeAU
20
Mg5AL8l%
40 SO
MgsALB
MnAl
Рис. 146. Проекция алюминиевого угла диаграммы Al—Fe—Mg—Mn. Жирные линии —
границы поверхностей ликвидус; тонкие линии — границы фазовых областей в твердом
состоянии; в райках — первичные фазы
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
381

Al — Fe — Mg — Si
В этой системе имеется четверное соединение, область первичной кристал-
кристаллизации которого имеет малые размеры и находится на некотором расстоя-
расстоянии от области существования этого соединения в твердом состоянии [1—4].
На рис. 147 показана проекция алюминиевого угла диаграммы, а в табл. 54
приведены нонвариантные реакции системы. В большинстве сплавов в твер-
твердом состоянии преобладает фаза Mg2Si, которая находится в равновесии с
другими присутствующими фазами. Дополнительные сведения о сечениях этой
диаграммы приведены в работе [1]. Четверное соединение FeMg3SieA'lt A0,9%
Fe; 14,1% Mg; 32,9% Si) исследовано в сплавах следующих составов: 12,0—
12,1% Fe; 15,6% Mg; 33,8% Si [3] и 12% Fe; 23% Mg; 17,5% Si
[5]-. Это соединение имеет гексагональную решетку (пространственная группа
— о о
Р62/л, 18 атомов в элементарной ячейче) с параметрами а = 6,63 А, с=7,94 А;
Y = 2,82 г/см3 [6].. Сведения о координатах атомов в решетке приведены в ра-
работе [3]. Добавки до 3;% Си в сплавы, область концентраций которых приле-
прилегает к углу Mg5Al8, растворяются в фазе Mg5Al8 и мало влияют на положе-
положение точки эвтектического превращения Р[7]-. В неравновесных условиях
большинство перитектических реакций не завершается, и в сплавах присутст-
присутствует большее количество фаз, чем должно быть по диаграмме равновесия [4].
В некоторых случаях практически все фазы диаграммы могут присутствовать
в одном сплаве [1].
Таблица 54
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ А1—Fe—Mg-Si
'Я .
И**
А
В
С
D
Е
F
G
Н
I
J
К
L
М
N
О*
Р
Реакции
Двойные
Ж-WU+FeAlg
>K->Al+Mg6Al8
Ж-^Al+Si
Тройные
>K+FeAl3->Al+Fe2SiAl8
Ж+Ре251А18->А1+Ре51А15
2OAl+FeSiAl6+Si
Ж-^Al+Mg.Si+Si
X-^Al+MgaSi+MgsAls
>K-*Al+Mg5Al8+FeAl3
Четверные
)K-"WU+Si+Mg2Si+FeMg3Si8Al8
>K+FeSiAl5->Al+Si+FeMg3Si6Al8
;K+FeSiAl5+Mg2Si-*Al+FeMg3Si6Al8
>K+Fe2SiAl8-*Al+Mg2Si+FeSiAl6
JK+FeAla->Al+MgaSi+Fe2SiAle
>K_>Al+Mg2Si+FeAl3
jK->Al+MgBAle+FeAl8+Mg2Si
Содержание
Fe
1,9
—
—
2,5
1,7
0,7
—
—
0,15
0,15
0,52
0,55
0,82
1,35
-1,0
0,11
TOB, %
Mg
34,0
—
—
—
4,96
32,2
33,0
4,9
2,9
6,0
6,45
7,25
-10,0
33,3
элемен-
Si
—
12,5
4,0
6,5
12,0
12,95
0,37
—
12,9
12,15
11,4
9,50
7,05
-7,0
0,35
?
655
450
577
630
612
575
555
449
449
554
567
568
576
586
>587
448
* Эта реакция описана только в работе [2], но приводится во всех вариантах диаг-
диаграммы.
382

FeAU
20
Mg5Al8;%
40 60 80
Рис. 147. Проекция алюминиевого угла диаграммы Al—Fe—Mg—Si:
а — границы поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом со*
стоянии
383

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. W. Phillips, JIMMA 14, 249.
2 A Schroder, JIMMA 17, 159.
3. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
4. 5. Daniels, JIM 35, 539; 37, 451, 452.
5. R. Kowatscheva, etc., Met A 6, 230624.
6. H. Perlitz, etc., JIMMA 10, 393.
7. /. T. Guldin, etc., Met A 6, 440041.
Al — Fe — Mg — Zn
Отдельные данные по этой системе носят несколько противоречивый ха-
характер. В работе [1] обнаружено существование тройного соединения AlFeZn,
тогда как, по данным работы [2]-, только при добавке цинка в сплавах систе-
системы Al — Fe — Mg расширяется область первичной кристаллизации фазы
FeAl3.
Влияние железа на свойства сплавов системы Al — Mg — Zn незначитель-
незначительно: упрочнение при добавке железа несколько возрастает, но особенности ста-
старения и электросопротивление не изменяются [1, 3]-.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Imai, etc., Nippon Kinzoku Gakkai Shi, 1950, B14, 52.
2. H. W. L. Phillips, Aluminium Devel., Ass. Bull. 25, 1961.
3. W. Rosenkranz, JIMMA 28, 499, 780.
Al — Fe — Mn — Si
Хотя, по опубликованным данным исследования [1, 2]-, соединения
Fe2SiAl8 и Mn3Si2Ali5 образуют непрерывный ряд твердых растворов, различие
в кристаллической структуре препятствует этому. Однако большая часть
марганца в фазе Mn3Si2Ali5 может замещаться железом до содержания 31%
Fe, 1,5% Mn и 8% Si [3, 4]-, и в большинстве сплавов была найдена фаза
(FeMnKSi2Ali5. Диаграммы (рис. 148), построенные по данным работ [2, 5, 6],
уточнены с учетом сосуществования фаз Fe2SiAl8 и (FeMnKSi2Alis. Реакция,
протекающая в точке М (табл. 55) и отмеченная в работе [2] как эвтектиче-
эвтектическая или как ^+Mn3Si2Ali5-^FeSiAl5+Al+Si, исправлена на реакцию Ж+
+FeSiAl5—^Al+Si+ (!FaMnKSi2Ali5, которая лучше соответствует сплавам ло
распределению фаз, температуре и структуре.
При увеличении содержания железа параметр решетки фазы
о о
(FeMnKSi2Ali5 уменьшается от а= 12,65 А при 0% Fe [7]. до 12,5 А при
31,1% Fe [3].
Добавки хрома приводят к замещению железа и марганца в фазе
(FeMnKSi2Ah5, медь замещает в основном кремний [4, 8].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. W. L. Phillips, etc., JIMMA 10, 384.
2. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
3. С. У. Sun, etc., J. Inst. Metals., 1967, v. 95, p. 384.
4. R. Kowatschewa, etc., Met A 6, 230624.
5. H. Nowotny, etc., JIMMA 17, 800.
6. H. W. L. Phillips, Aluminium Devel. Ass. Inf. Bull. 25, 1961.
7. M. Cooper, Met A 1, 120336.
8. A. E. Semenov (A. E. Семенов), etc., Met A 6, 110899.
384

MnAl
FeAl
80 MnAU
(FeMnKSi2Ai;5
\/
MnAl6
Fe2SiAl8
Рис. 148. Проекция алюминиевого угла системы Al—Fe—Mn—Si:
a — границы поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом со-
состоянии
13 Зак. 218
385

Таблица 55
НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ Al-Fe—Mn-Si
Я г i
A
В
С
D
E
F
G
H
I
J
К
L
M
Реакции
Двойные
>K->Al+FeAl3
Ж->А1+МпА16
Ж-^Al+Si
Ж+МпА14->МпА1в
Тройные
>K+FeAl3-*Fe2SiAl8+Al
Ж+Ре251А18-*А1+Ре51А15
Ж-^Al+FeSiAls+Si
Ж—>-Al-j-Si+Mn3Si2Ali5
Ж+Mn Ale^ Al +Mn3Si 2 Al 16
Ж->А1+(FeMn) Ale+Fe Al3
Ж+МпА14->МпА16+Мп5*А110<
Четверные
Ж+РеА13+( FeMn )А1б->А1 + ( FeMn KSi2Al16
Ж+Fe А13->А1 + (FeMn KSi2Al15+Fe2Si Al8
Ж-г"Ре251А18—>-Al+FeSiAl5+(FeMnKSi2Ali5
Ж+Ре51А15->А1+51+(РеМп KSi2Al15
Ж, MnAl4, Mn3SiAl10, (FeMn)Ale, FeAl3
Ж, Mn3SiAl10, (FeMn)Al6, FeAl3, Fe2SiAl8
Содержание
Fe
1,9
—
—
—
2,5
1,7
0,7
—
1,7
2,0
2—2,5
1—2
0,6
2,35
2,35
TOB, %
Mn
—
1,9
—
4,1
—
—
0,75
2,0
0,7
4,5
2,65
0,35
<0,2
0,1—
0,5
0,2
3,9
2,6
элемен-
Si
—
12,5
—
4,0
7,5
12,0
11,75
1,3
—
0,5
1,6
1,75
3—5
5—10
11,7
0,35
1,35
О
655
658
577
710
650
612
575
573
649
654
690
655
648
627—
632
597—
607
575
729
695
Примечание. Не обозначенные буквами реакции не протекают в равновесных
условиях в богатых алюминием сплавах, но они даны в таблице, поскольку участвующие
в них фазы, хотя и неравновесные, могут присутствовать в промышленных сплавах.
А1 — Fe — Mo — Si
Введение молибдена в сплавы на основе системы Al — Si, в которых желе-
железо присутствует в количестве, достаточном для образования первичных выде-
выделений фазы FeSiAl5, смещает равновесие, причем форма первичных выделений
железосодержащей фазы становится округлой [1]. Происходит ли это вслед-
вследствие образования соединений AlFeMo и AlFeMoSi или в результате изменения
состава трехкомпонентного соединения от FeSiAl5 до Fe2SiAl8, неизвестно.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. J. Dichtl, Met A 3, 121200.
Al — Fe — Ni — Si
Предварительные исследования автора данной книги показывают, что в
сплавах этой системы четверных соединений не образуется и что фаза
FeNiAlg может находиться в равновесии с фазами Si, FeSiAl5 и Fe2SiAl8. Уве-
386

личение содержания кремния повышает коррозионную стойкость сплавов си-
системы А1 Fe Ni — Si (содержащих также некоторое количество магния)
в воде при высоких температурах [1] и позволяет изготавливать из них ем-
емкости для хранения ядерного топлива.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. 5. A as, etc., MA 1, 1985.
Al^Ga+As, Bi, Cd, Ge, Hg, In, Pb, Sb, Sn, Tl, Zn
Четверные диаграммы этих элементов кратко исследованы в работе [1].
Установлено, что три описанные ниже системы являются простыми эвтектиче-
эвтектическими системами1, в которых критические точки практически совпадают с точ-
точками двойных эвтектик. В системе А1 — Ga — Ge — Sn эвтектика образуется
§эи 20°С и содержит примерно 92% Ga и 8% Sn; в системе Al — Ga—
е — Zn эвтектика образуется при 25°С и содержит приблизительно 95% Ga
и 5% Zn; в системе А1 — Ga — Sn — Zn эвтектика образуется при 27°С и со-
содержит 82% Ga и 12% Zn. Содержание и алюминия, и германия в этих трех
эвтектиках не превышает 0,10%.
В системах А1 — Ga — Ge — Sb, Al —Ga —Sb —Sn и Al —Ga—Sb —Zn
соединение SbAl выделяется первично почти по всему полю концентраций. По
температуре и содержанию компонентов точки четверных эвтектик практиче-
практически совпадают с точками двойных и тройных эвтектик.
В системе А1 — Ga — In — Sb соединения SbAl, GaSb и InSb образуют
непрерывный ряд твердых растворов [2, 3]. В концентрационном треугольнике
SbAl—GaSb—InSb температура ликвидуса резко поднимается от стороны
GaSb—InSb к углу AlSb. В системе должна протекать четверная эвтектиче-
эвтектическая реакция Ж-*-А1-ЬСа+1п+(АЮа1пMЬ, по температуре и содержанию
компонентов, вероятно, очень близкая к точке тройной эвтектики, образую-
образующейся по реакции Ж-^Al+Ga+In при 14°С и содержащей около 76% Ga и
24% In.
Во всех остальных системах по аналогии с двойными и тройными си-
системами имеется большая область несмешиваемости в жидком состоянии [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Spengler, JIMMA 23, 812.
2. L. Yu — Lung, etc., MA 2, 1905.
3. /. Steininger, Met A 4, 110055.
Al - Li —. Mg - Mn
Четверные фазы в сплавах этой системы не образуются, но, как и в спла-
сплавах системы Al — Li — Mg, в равновесии с алюминиевым твердым раствором
находится фаза Mgi7Al12 [1, 2]. Таким образом, в четверных сплавах в равно-
равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся следующие фазы: LiAl,
LiMgAl2, Mg17Al12, MnAl6 и Mg5Al8. На рис. 149 показано -распределение фаз
в алюминиевом углу диаграммы.
Ниже приведены предельные концентрации компонентов на границах фа-
фазовых областей при 427 и 203°С [2] в сплаве с 6% Мп:
Точка на рис. 149 Л В С D Е
Содержание Li/Mg,
%, при /,°С:
9ПЧ • ' ' ' 2{1«/," ?'^/4>° 1.60/7,9 1,55/8,1 -/Н,5
203 • • • • 1,2/— 1,05/2,5 1,0/2,65 0,95/2,7 —/5
двух системах с цинком не принималось во внимание соединение ZnAl.
13* Зак. 218
387

Al
Ц E
8
Mg,%
12
Рис. 149. Сечение алюминиевого угла диаграммы Al—Li—Mg—Mn при 0,6% Мп
В фазе МпА1б может растворяться менее 0,1% Li [I1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), etc., Met A 1, 150513.
2. М. Е. Drits (М. Е. Дриц), etc., Russian Met., 1971, D), 163.
Al — Li — Mg — Si
В соединении LiSiAl может растворяться очень мало магния, а литий не
растворяется в фазе Mg2Si. При соотношении фаз LiSiAl : Mg2Si = 2 : 1 пара-
параметр решетки MgaSi не претерпевает изменений, при этом параметр решетки
о о
фазы LiSiAl составляет а=5,93 А в четверном сплаве и 5,94 А в тройном спла-
сплаве [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. Nowotny, etc., Monatsh Chem., 1960, 91, 877.
Al — Li — Mg — Zn
В сплавах этой системы с содержанием до 5% Zn четверные фазы не об-
образуются; в них присутствуют лишь фазы MgsAl8, Mg3Zn3Al2, LiAl, (AlZn^Li
и Li2Zn5 [1].
Добавки лития усиливают эффект искусственного старения сплавов си-
системы Al — Zn — Mg [2]. Максимальная прочность достигается после ста-
старения при 77°С [1] .
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. М. Е. Drits (М. Е. Дриц), etc., WAA 1, 460004; Met A 4, 110723.
2. V. I. Elagin (В. И. Елагин), etc., MA 2, 1290.
Al — Li — Mg — Zr, Al — Li — Mg — Mn — Zr
В сплавах системы Al — Li — Mg — Zr цирконий находится в фазе ZrAl3.
В сплавах системы Al—Li—Mg—Mn—Zr обнаружены фазы МпА16 и ZrAl3,
причем в этих фазах растворяются очень малые количества циркония
и марганца соответственно. Если в сплавах этих систем присутствует железо,
то оно растворяется главным образом в фазе МпА1б, образуя соединение
(FeMn)Al6 (см. систему Al — Fe — Mg), а также незначительно растворяется
в фазе ZrAl3 [1].
388

МпА16-,%
40 60
MnAlR
Рис. 150. Проекция поверхности ликвидус алюминиевого угла диаграммы А1—Mg-
Mn—Si
Mg5Al8 20
40
60
80 MnAL6
Рис. 151. Распределение фазовых областей в диаграмме А1—Mg—Mn—Si в твердом со-
СТОЯНИИ
389

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), etc., Met A 1, 150513.
А1 — Mg — Mn — Si
По данным работ [1, 2], на рис. 150 приведена проекция поверхности лик-
ликвидус, уточненная относительно фазы (МдМп)зА1ю, не показанной в этих ис-
исследованиях. В табл. 56 перечислены наиболее вероятные реакции, протекаю-
протекающие в сплавах, богатых алюминием.
Таблица 56
НАИБОЛЕЕ ВЕРОЯТНЫЕ РЕАКЦИИ В БОГАТОЙ АЛЮМИНИЕМ ОБЛАСТИ
РАВНОВЕСНОЙ ДИАГРАММЫ Al-Mg-Mn-Si
•*
i|i
A
В
С
D*
p**
с
F
0
H
I
J
к
L
M
Реакции
Двойные
}K-^Al+Mg5Al8
Ж—>-А14-Мп А1я
Ж-^Al+Si
Тройные
Ж-WU+Mg5Al8+( MgMn h А110
Ж+МпА1б^А1+Мп3512А11510
)K->Al+Si+Mn3Si2Al16
Ж-^и+А^+Б!
Ж^Al+Mg5Al8+Mg2Si
Четверные
^^Al+MgBAlg+CMgMnJsAlTo+MggSi
Ж+Mn Si Al -*-Al+MnAl6+Mg2Si
Ж—>-Al-|-Mg Si-bSi+Mn Si2Al
Ж+MnAl6-^Al+(MgMn)зAl1o и
одна из фазМп3512А115, Mg2Si, Mg6Al8
* В первоисточнике дана реакция Al+Mg6Ale+MnAle.
** Добавлена из тройной диаграммы.
Содержание
Mg
33
—
26,4
—
5,0
32
-30
-30
<5
<30
тов, %
Мп 1
—
1,9
—
0,15
~0 4
2,5
0,75
—
—
-01
-0,3
«0,1
элемен-
Si
—
12,5
—
1,5
12,0
13,0
0,3
-0,2
-0,5
-12
<0,2
450
658
557
437
р
648
575
555
449
-435
<527
<557
?
На рис. 151 показано вероятное распределение фазовых областей в твер-
твердом состоянии. Возможно, что при содержании менее 1% Мп кремний и маг-
магний будут растворяться в фазах Mg2Si, (MgMrOaAho и Mn3Si2Ali5 соответст-
соответственно.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. J. Axon, etc., JIMMA 16, 701.
2. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
Al — Mg — Мп — Zn
Область первичной кристаллизации фазы МпА1б занимает большую часть
поля концентраций. Все другие фазы — MgsAls, Mg3Zn3Al2, MgZn2, Mg2Znn,
ZnAl, Mn5ZnAl24 и (MgMnKAlio —имеют узкую область первичной кристалли-
кристаллизации, расположенную вдоль стороны Mg—Zn [I, 2]. Однако сведения по этой
390

системе настолько ограниченны, что не позволяют даже ориентировочно изо-
изобразить диаграмму этой системы или привести нонвариантные реакции.
В присутствии магния и цинка растворимость марганца в алюминиевом
твердом растворе несколько снижается. На рис. 152 показаны границы фазо-
фазовых областей в алюминиевом углу системы.
Рис. 152. Границы
фазовых областей ди-
диаграммы Al—Mg—
Мп—Zn при содержа-
содержании 0,5% Мп
Исследование кристаллов МпА16, выделенных из четырехкомпонентных
сплавов, показало, что растворимость магния и цинка в фазе МпА16 очень ог-
ограниченна и составляет приблизительно <0,10% Mg и 0,5% Zn [3].
Введение до 0,86% Мп практически не влияет на твердость сплава с
5,6% Zn и 1,7% Mg, но электросопротивление и температура рекристаллиза-
рекристаллизации сплава при этом возрастают [4].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Butchers, etc., JIMMA 10, 385.
2. А. Т. Little, etc., JIMMA 10, 385.
3. G. V. Raynor, etc., JIMMA 10, 385.
4. W. Rosenkranz, JIMMA 28, 499, 780.
Al — Mg — Na — Si
В сплавах этой системы четверных соединений не образуется. Магний име-
имеет большее сродство к кремнию, чем к натрию, поэтому при содержании маг-
магния в сплавах, превышающем его предельную растворимость (~2%), вместо
соединения NaSi4Al образуется фаза Mg2Si [1]. Таким образом, в сплавах с
высоким содержанием магния присутствует металлический натрий, обуслов-
обусловливающий горячую хрупкость и охрупчивание сплавов. Вместе с тем в спла-
сплавах с отношением Mg:Si, равным менее чем 1,73, кремний образует и фазу
Mg2Si, и фазу NaSi4Al. Соединение NaSi4Al имеет высокую точку плавления
и, смешиваясь с алюминиевым твердым раствором, не охрупчивает сплавы.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. С. Е. Ransley, etc., JIMMA 27, 303.
Al - Mg - Si - Zn
В сплавах этой системы четверных соединений не образуется. Область
первичной кристаллизации фазы Mg2Si занимает большую часть поля кон-
концентраций [1—3]. Цинк, находящийся в твердом растворе, понижает темпе-
температуру плавления сплавов, содержащих менее 1% Mg и 1% Si. Точка плав-
плавления тройной эвтектики, образующейся по реакции }K-^Al+Mg2Si Si
391

оплГвяу Д0 47 С При Увеличении содержания цинка от 0 до 8% В
сплавах с высоким содержанием магния кремний связывает его в соединение
MgaSi и сдвигает точку плавления, приближая ее к точке плавленм сплавов
без кремния и с низким содержанием магния [4]. По температур и содержа
нию элементов точки нонвариантных превращений в четверной системе в^о-
Д м с- бЛИЗКИ К соответствУ««Дим точкам тройных систем. Количество
п M?2nS' B эвтектиках и перитектиках сплавов системы Al-Mg-Zn
^^ ееИ х
схизме-
Фаза Mg2Si находится в равновесии с Mg5Al.
Рис. 153. Сечение алюминиевого угла ди-
диаграммы А1—Mg—Si—Zn при 1% Si и
4 57° С
V/ \/ I \ /
Al ч в 12
Zn,%
практически полностью находится вне твердого раствора. При высоком отно-
отношении Zn:Mg растворимость MgaSi вновь несколько возрастает [4]. Вместе
с тем только цинк не оказывает существенного влияния на растворимость фа-
фазы MgaSi в твердом состоянии, поэтому в сплавах, богатых кремнием, упроч-
упрочнение при старении благодаря фазе Mg3Si может происходить даже в присут-
присутствии цинка. Влияние Mg2Si на растворимость различных фаз, содержащих
магний и цинк, ограниченно. На рис. 153 приведено сечение алюмикиевого уг-
угла диаграммы при содержании 1% Si и температуре 457°С [4].
Влияние добавок кремния на механические свойства и коррозионную стой-
стойкость сплавов А1— Zn—Mg очень мало. Добавки цинка повышают прочность
при увеличении вязкости разрушения сплавов А1— Mg—Si. Более подробные
сведения по этому вопросу приведены в ч. II. В сплавах с отношением Mg:Si =
= 1,7, отвечающим фазе Mg2Si, упрочнение при старении идет так же, как в
бинарных сплавах Al — Zn. Сплавы с более высоким содержанием магния
упрочняются аналогично тройным сплавам системы Al — Zn — Mg [5].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. W. Sander, etc., JIM 31, 411, 412.
2. F. Bollenrath, etc., JIMMA 15, 395.
3. E. Osswald, JIMMA 17, 345.
4. H. J. Axon, etc., JIMMA 16, 701.
5. M. Ohta, Met A2, 140312.
Al — Mn — Si — Zn
На рис. 154 показано влияние 1% Si на распределение фазовых областей
в алюминиевом углу диаграммы А1 — Мп — Zn при 457°С. В этой области от-
отсутствуют фазы, содержащие цинк, а имеются лишь фазы системы А1 — Мп —
Si [1].
392

Bq*JL3o/ Mn3.SiAlio может растворяться цинк. При этом состав фазы 22,22%
, 3,65% Si и 10,83% Zn приблизительно соответствует формуле
SiZA
ру
o. Эта фаза имеет решетку с параметрами а=7,527 А и с=г
=7,818 А; -у = 3,90 г/см3. В ее кристаллической решетке находятся два неза-
незаполненных узла, благодаря чему элементарная ячейка содержит 26 атомов,.
Рис. 154. Сечение алюминиевого угла ли- / Al+MruSioAlie-+Si /Al+Si /
аграммы Al—Mn—Si—Zn при 1% Si и 457°С / \/ \/ \,* ^У
Al
Ч
Zn , %
8
i, 8,3% Zn. При этом параметры решетки умень-
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. /. Ахоп, etc., JIMMA 16, 701
2. Л. Damjanovic, etc., JIMMA 29, 882.
Al — Na — P — Si
Модифицирование сплавов
известно
IrS=r
между натрем и Дором „ли элементГмиГяГ С00™0™
влияние. Таким образдм диаграмма A?MS"Ta^H, оказывающими аналогичное
мания этого очень важного для поак^Ти ^п~ 3 ****" (С>Ш0В0Й для »»"•
цирования в этой книгеТелено оХбоГв'ниГниГ3" ^^ В°Пр0СУ МОДИ*
^T^^rzv^:^^ с^агачно показать n^K^
дятся в .нижней части диагпаммы ппи^'га ''" ПР°мышл«и«ые сплавы нахо-
жа-нием «атртя и (или? фосфора .наР 2 1Т6И К кРемниевомУ У^У, с оодер-
кремння. ( ' (poc<J>oPa- на 2-3 лорядка меньшим, чем содержание
(NaAOsKfa М? ^Тн^Г п?™У™™™ь следующие фазы: Al, Si,
шением На Р* ^Ли это отн^шГ^^яТ ИНЫХ 5**3 «««^лируется отао:
натрий образуют фазу На,™ В^мТп^ЛЯ6Т "«««"««nwibHo 2,2, фосфор ir
кк.ва uisa
393^

чтобы содержание его было выше, чем содержание кремния, чего не может
быть в промышленных сплавах. Фаза Na3P F9,0% Na) имеет гексагональную
решетку (пространственная группа P63//nmc, 8 атомов в элементарной ячей-
8,815 A; y=U40 г/см3 [2]. Сведения о кри-
крике) с параметрами а=4,99 А, с
ALP
Рис. 155. Схематическое изображе-
изображение проекции поверхности ликвидус
диаграммы А1—Na—P—Si. Пунк-
Пунктир — граница области расслаива-
расслаивания
сталлических структурах других фаз
приведены в описаниях соответствую-
соответствующих двойных и тройных диаграмм.
'Кремний как фаза может присут-
присутствовать в различных структурах. Эв-
Эвтектика может быть: 1) нерегуляр-
нерегулярной; 2) немодифицированной; 3) не-
домодифицированной; 4) модифициро-
модифицированной; 5) перемодифицированной.
Форма первичных кристаллов кремния
может быть различной: глобулярной
или скелетообразной, перистой или
звездообразной, сферической. Эти
структуры перечислены в порядке
увеличения отношений Na : Р — нере-
нерегулярная эвтектика соответствует наи-
наименьшему отношению, перемодифици-
перемодифицированная эвтектика — наибольшему.
На рис. 156—165 показаны некоторые
из этих структур.
Для ясного понимания явления
модифицирования необходимо уточ-
уточнить терминологию. «Модифицирование» используется здесь только для обо-
обозначения измельчения кремниевой составляющей эвтектики, вид которой изме-
изменяется от столбчатых или глобулярных выделений (рис. 156, 162 и 163) до
мелкодисперсных сферических выделений (рис. 159). Выражение «диспергиро-
«диспергирование первичного кремния» означает увеличение количества и измельчение
первичных кристаллов кремния. Об уменьшения зерен алюминиевого твердого
раствора или размеров эвтектических колоний говорят как об «измельчении
зерна».
При увеличении отношения Na : Р наблюдается изменение некоторых
свойств сплавов. Уменьшение электросопротивления сплавов и в жидком, и
в твердом состоянии может достигать 30% [3—б]. Вязкость расплава увели-
увеличивается [6—'14]. Прочность и пластичность сначала возрастают, а затем
снижаются [15—29;]. Ударная вязкость [30], а также обрабатываемость реза-
резанием [31—33] улучшаются. Поверхностная энергия границы раедела Al—Si
в твердом состоянии уменьшается [5, 34—37]; снижается и скорость диффузии
кремния в жидком алюминии [37—40]. Характер разрушения изменяется
следующим образом: при низком отношении Na : Р разрушение происходит в
основном по кристаллам кремния или по границе между кремнием и алюми-
алюминиевым твердым раствором; при 'высоком отношении оно идет по кристаллам
твердого раствора алюминия. При этом вид излома изменяется от темного,
грубозернистого и хрупкого до бархатистого и вязкого. Такое изменение ха-
характера разрушения приводит к повышению пластичности сплавов [41—46].
Содержание кремния в эвтектике изменяется от 11,7 до 12,5% и выше [?3,
47—62], а затем возвращается к 11,7% [63].
Температура плавления эвтектики остается постоянной и равна 577°С
[34, 50, 52, 54, 56, 58,60,64—67], но температура затвердевания снижается при-
примерно на 10—20аС [39, 43, 48, 49, 61, 68—77], а затем опять повышается до
исходного значения [54, 63, 65]. Ведущей фазой в эвтектике при низком отно-
отношении Na : Р служит кремний, а при высоком — алюминий [34, 59, 60, 63, 69,
74, 78—82]. Однако .размеры эвтектических колоний, форма и размеры эвтек-
эвтектических кристаллов кремния существенно не изменяются: кристаллы сохра-
сохраняют непрерывную структуру ['29, 79, 80, 82, 85—89], но сечение их становит-
становится более тонким и округлым, что установлено путем рентгеноструктурного
394

Рис. 156. Сплав с 15% Si. Первичные
скелетообразные кристаллы кремния.
Эвтектика немодифицированная. Трави-
тель с HF, X100
Рис. 157. Сплав с 13,5% Si. Перистые
первичные кристаллы кремния. Эвтек-
Эвтектика немодифицированная. Травитель
с HF, X500
Рис. 158 Сплав с 15% Si. Первичные
скелетообразные кристаллы кремния.
Эвтектика недомодифицированная. Тра-
Травитель с HF, X100
Рис. 159. Сплав с 14% Si. Сферические
кристаллы первичного кремния. Эвтек-
Эвтектика модифицированная. Травитель с
HF, X250
395

Рис. 160. Сплав с 14% Si. Скопления
крупных частиц кремния. Типичная пе-
перемодифицированная эвтектика. Тра-
Трави гель с HF, XI00
Рис. 161. Сплав с 14% Si. Пластинча-
Пластинчатый кристалл фазы (AlNa)Si2, окру-
окруженный крупными кристаллами крем-
кремния. Эвтектика перемодифицированная.
Травитель с HF, Х500
Рис 162. Сплав с 14% Si. Кристаллы
первичного кремния, зародившиеся на
частицах фазы А1Р, имеют глобуляр-
глобулярную форму. Черные точки внутри крис-
кристаллов кремния - фаза А1Р. Травитель
с HF, ХЮО
Рис 163. Сплав с 12% Si. Нерегуляр-
Нерегулярная эвтектика, полученная в результа-
результате добавки фосфора. Травитель с HF,
ХЮО
396

Рис. 164. Немодифицированная эвтекти-
эвтектика (сканирующая электронная микро-
микроскопия, по данным Коллигана, Dart-
Dartmouth College), X200
Рис. 165. Модифицированная эвтектика
(сканирующая электронная микроско-
микроскопия, по данным Коллигана, Dart-
Dartmouth College), X500
анализа [41, 42, 81, 90, 91] и исследования методом сканирующей электрон-
электронной микроскопии [85, 92]. По виду они напоминают морские водоросли [82]
(рис. 164, 165).
Тенденция к образованию вокруг кристаллов кремния ободка алю-
алюминиевого твердого раствора сохраняется [92Ь]. Устойчивого ориента-
ционного соотношения между фазами в эвтектике (с учетом отношения Na : Р)
не обнаружено, поскольку кристаллы кремния склонны к двойникованию и
разветвлению в нескольких направлениях [88, 93].
В оплавах с низким значением отношения Na:P кристаллы кремния огра-
огранены плоскостями {111}, а ориентировка кристаллов совпадает с направле-
направлением <СЮО>; при высоком отношении Na : Р боковыми гранями стано-
становятся плоскости {001} [67, 87, 88, 94, 95]. Механизм роста кристаллов
также изменяется: при низком отношении Na : Р и скоростях охлаждения, при-
принятых в промышленности, рост кристаллов эвтектического кремния осуществ-
осуществляется путем двойникавания по плоскостям { 111 } ; при высоком отношении
Na : Р двойникование значительно затруднено [62, 96], в результате чего ско-
скорость роста эвтектических кристаллов кремния резко снижается {81, 96—97].
По мере увеличения отношения Na : Р первичные кристаллы также изменяют
свою форму от глобулярно-полиэдрической (рис. 162) до скелетообразной
(рис. 156), а затем сферической (рис. 159) [61с, 97Ь]. В очень чистых сплавах
с низким содержанием натрия и фосфора или в сплавах, совсем не содержа-
содержащих этих примесей, часто встречаются перистые дендриты и сферолиты* [10,
48, 60, 63, 65—67, 88, 94, 98, 99].
Фосфор в виде соединения А1Р находится в основном в кристаллах крем-
кремния (рис. 162). Часто эти две фазы связаны явным ориентационным соотноше-
соотношением и, как правило, считают, что в присутствии фазы А1Р кристаллы кремния
зарождаются на ней [10, 23, 25, 33, 35, 39, 59, 63, 65, 87, 95, 98, 100—122].
При низком отношении Na:P натрий в сплаве распределяется достаточно рав-
равномерно [34, 58, 123, 124], но при более высоких отношениях Na:P наблюда-
наблюдаются игольчатые кристаллы или кристаллы соединения, богатого натрием (рис.
397

161). Особенно много таких кристаллов встречается на границах зерен в пе-
перемодифицированных структурах (рис. 160) [36, 62—64, 66, 82, 125—131].
Кристаллы кремния зарождаются на кристаллах алюминия при его переох-
переохлаждении на 5—12РС; при наличии фазы А1Р переохлаждение, при котором
возникают кристаллы кремния, составляет 3—5°С, а соединение (NaAl)Si2
способствует зарождению кремния при переохлаждении на 2—4°С. Алюминие-
Алюминиевый твердый раствор обычно начинает кристаллизоваться при переохлажде-
переохлаждении на 2—4°С, но зарождение его кристаллов на кристаллах кремния невоз-
невозможно [63].
Кроме отношения Na:P, на структуру сплавов этой системы оказывают
влияние Другие факторы. Быстрое охлаждение приводит к образованию струк-
структуры, подобной модифицированной, хотя форма кристаллов кремния становит-
становится более остроугольной [34, 36, 45Ь, 48, 54, 58, 59, 63, 65, 68, 71, 132—136].
Высокое давление оказывает такое же влияние [51, 137]. Мнения разных ав-
авторов по поводу влияния перегрева металла [69, 132, 133], термовакуумной об-
обработки [134, 136, 138] и ультразвуковых колебаний [73, 139—143] на струк-
структуру металлов не совпадают. Некоторые исследователи вообще не наблюдали
эффекта модифицирования, что объясняется главным образом влиянием дру-
других факторов, которые не контролировались.
В качестве модификаторов неоднократно опробовали добавки других
элементов. К сожалению, многие авторы подразумевают под «модифицирова-
«модифицированием» измельчение зерна, более благоприятное распределение первичного крем-
кремния или повышение прочностных свойств сплава, поэтому требуется тщатель-
тщательный критический анализ экспериментальных данных (если это возможно), что-
чтобы классифицировать полученные результаты. Если его провести, то вырисо-
вырисовывается довольно ясная картина, на основании которой можно выделить три
основных класса элементов: 1) модифицирующие элементы, аналогичные нат-
натрию; 2) элементы, способствующие зарождению кремния, подобно фосфору;
3) элементы, не оказывающие непосредственного влияния на структуру крем-
кремния.
В первой группе ближе всего к натрию стоят калий ih стронций [116, 27, 42,
98, 101, 105, 143—143е]. Литий [27, 66, 78, 98, 123, 143Ь, 144], барий, цезий
и рубидий [143Ь] гораздо менее эффективны и их влияние не так стабильно,
как натрия. Кальций действует более устойчиво [16, 27, 32, 42, 84, 98, 105,
112, 115, 123, 144—145]. Он, как и натрий, нейтрализует фосфор, но его мо-
модифицирующее влияние на эвтектический кремний очень мало. Магний способ-
способствует нейтрализации фосфора [145], а также измельчает кремний. Однако в
основном магний образует фазу MgaSi, которая упрочняет сплавы при ста-
старении [16, 22, 23, 27, 98, 116, 117, 123, 146]. Есть сведения о модифицирова-
модифицировании сплавов висмутом, кадмием, хромом, марганцем, никелем, свинцом, сурь-
сурьмой и серой [27, 98, 147], но другие авторы считают, что эти элементы прак-
практически не оказывают модифицирующего эффекта [16, 22, 23, 42, 95, 100,
148].
Элементами, влияющими на зарождение и распределение первичного
кремния, служат сурьма, сера, селен, теллур [14, 27, 95, 98, 116—118, 123,
147—151], галлий совместно с теллуром [150]. Имеются данные об измель-
измельчении первичного кремния при добавках свинца, олова, иода, серебра и цинка
[98], но эти данные малоубедительны [152, 153]. Исследовалось также влия-
влияние бериллия [27, 105, 142, 150], церия [16, 154], кобальта [22, 23, 142]., меди
[16, 22, 23, 85, 98, 116, 142, 145]., железа [17, 23, 49, 142, 145, 155—158],
ртути [98, 123, 148], молибдена [98], таллия [148], тория, урана [27] и воль-
вольфрама [28]. Установлено, что эти элементы оказывают слабомодифицирую-
щее влияние или вообще его не имеют. Бор [25, 27, 100, 101, 105, 106, 116,
159] совместно с титаном измельчает зерно твердого раствора алюминия, но
мало влияет на характер выделений кремния [23, 25, 27, 97, 105, 106, 148,
149, 160—163].. Аргон [108], хлор [94, 102, 114, 164, 165], водород
[114, 166—168]. и азот [108] при пропускании их через расплав оказывают
обычный эффект — способствуют флотации примесей и огрублению зерна, в
том числе и первичного кремния [169].
398

Почти все исследователи в этой области внесли свой вклад в теорию,
объясняющую явление модифицирования. По теории раскисления [15], моди-
модифицирование связано с удалением окислов и, как следствие, с устранением из
расплава центров кристаллизации. Согласно теории тройной эвтектики [48, 78,
125, 1281- модифицированная структура и понижение температуры затвердева-
затвердевания связаны с образованием тройной эвтектики Al + Si+(NaAl)Si2. Эта теория
опровергается тем фактом, что точка плавления эвтектики не снижается, а
понижение температуры затвердевания (>10°С) намного превышает возмож-
возможное понижение температуры при введении малого количества натрия (~U,1 h)
в тройную эвтектику. Возможность зарождения кристаллов на частицах SiH
[166]. также не подтверждается данными работы [168]. Связь между электрон,
ной структурой, энтропией и модифицированием отмечается в работе [169Ь].
Согласно большинству других теорий эффект модифицирования связан с кон-
концентрацией натрия на границах раздела твердая фаза — жидкость [49, 170—
172] или адсорбцией его на этой границе, что препятствует росту кристаллов
кремния [18, 41, 48, 75, 81, 97, 150]. и приводит к образованию эвтектики [55].
Сторонники другой теории считают, что уменьшение скорости диффузии
кремния в жидком алюминии [37—40, 58]' и увеличение вязкости расплава
[7, 10, 13] в присутствии натрия служат «причиной замедленного роста кремние-
кремниевой составляющей. Ослабление поверхностного натяжения, способствующее
обволакиванию кристаллов кремния алюминием и, таким образом, препятству-
препятствующее их росту, рассмотрено в работах [34, 63, 77]. По мнению многих ис-
исследователей, натрий нейтрализует частицы примесей, на которых могут на-
нарастать кристаллы кремния [10, 35, 39, 58, 63, 65, 71, 74, 87, 97, 106, 112, 173,
174]. В меньшей степени согласуются данные по влиянию фазы (NaAl)Si2 на
зарождение кремния в перемодифицированных сплавах [36, 63].
Объяснить эффект модифицирования, наличие которого подтверждается
всеми экспериментальными данными, можно на основе следующих, более или
менее доказанных фактов;
1. Зарождение и рост кристаллов алюминиевого твердого раствора мало
зависит от добавок фосфора или натрия.
2. Во всех промышленных сплавах обычно содержится фосфор, причем в
количестве, достаточном для образования первичных кристаллов фазы А1Р.
Только в алюминии зонной очистки количество фосфора ниже эвтектической
концентрации.
3. Частицы А1Р служат лучшими зародышами при кристаллизации крем-
кремния, и, если в сплаве присутствуют первичные выделения А1Р, кремний зарож-
зарождается на этих частицах.
4. На частицах фазы NaP кристаллы кремния не зарождаются.
5. Благодаря реакции 3Na+AlP-^Na3P+Al натрий нейтрализует влияние
фосфора как элемента, способствующего образованию зародышей для кристал-
кристаллов кремния.
6. Натрий дезактивирует («отравляет») частицы фосфидов, не обеспечивая
возможности нарастания кремния по механизму двойникования. Таким обра-
образом, в присутствии натрия сдерживается рост кристаллов кремния, и необходи-
необходимо сильное переохлаждение, чтобы зародыши возникли.
7. Натрий уменьшает поверхностное натяжение алюминия, но не влияет на
эту характеристику кремния. Отношение a(Al):a(Si) уменьшается, поэтому
кремний имеет тенденцию к сфероидизации, а алюминий обволакивает его.
8. Кристаллы (NaAl)Si2 могут служить центрами кристаллизации кремния
в такой же степени, как и частицы А1Р.
Исходя из этого, можно сделать заключение, что процессы затвердевания,
а также структура зависят от положения сплава в четырехкомпонентной об-
области концентраций. У сплавов, концентрация элементов которых соответст-
соответствует области первичной кристаллизации фазы А1Р, зарождение первичных кри-
кристаллов кремния происходит при малом переохлаждении.
Если содержание кремния выше эвтектического, его кристаллы выпадают
первыми и медленно растут, образуя достаточно правильные октаэдры, огра-
ограниченные плоскостями {111}. Поскольку зарождение кремния на кристаллах
AIF оолегчено, кремний может кристаллизоваться раньше алюминиевого твер-
399

дого раствора даже в том случае, когда содержание кремния ниже эвтектиче-
эвтектического; следовательно, наблюдается сдвиг состава эвтектики к 11,7% Si. Если
количество кремния в сплаве значительно ниже эвтектического, то алюминие-
алюминиевый твердый раствор (на который не влияют выделения кремния) кристалли-
кристаллизуется первым, а затем на выделениях А1Р зарождается кремний.
Если количество фазы А1Р очень велико, превалирует зародышеобразова-
ние и эвтектика полностью вырождается: образуются мелкие, достаточно рав-
равноосные кристаллы кремния, ориентированные хаотично. При низком содержа-
содержании А1Р после зарождения кремния на частицах А1Р происходит рост обыч-
обычных эвтектических колоний между кристаллами кремния (рис. 156). В обла-
области, где первичные выделения фаз А1Р и (AlNa)Si2 отсутствуют (на рис. 155
обозначена как Si), зародыши первичного кремния образуются на частицах
различных примесей при относительно высоком лереохлаждении и начинают
быстро расти, образуя дендриты (перистые кристаллы — рис. 157) или сферо-
литы.
Кристаллы эвтектического кремния образуются и растут на кристаллах
алюминиевого твердого раствора. В области, граничащей с областью первич-
первичной кристаллизации фазы (AlNa)Si2, в расплаве имеется натрий, но его коли-
количество не столь велико, чтобы образовалась фаза (AlNa)Si2, но достаточно,
чтобы дезактивировать рост кремния путехМ двойникования и изменить энер-
энергетическое равновесие на границе раздела фаз. Большое переохлаждение, за-
замедляя рост кристаллов кремния, ведет к измельчению их. В то же время из-
изменение соотношений поверхностных натяжений приводит к сфероидизации ча-
частиц кремния. Структура модифицируется.
В области первичной кристаллизации фазы (NaAl),Si2 зарождение крем-
кремния происходит при сдвиге эвтектической точки к более низкому содержанию
кремния. Сфероидизирующее влияние изменения поверхностного натяжения
на границе раздела фаз распространяется и на форму первичных кристаллов
кремния (рис. 159). Частицы (AlNa)Si2 замедляют их рост, и глобулярные
кристаллы кремния появляются в основном на границах, где окоцентрирован
натрий. При этом возникает перемодифицированная структура.
Охлаждение с большими скоростями и высокие давления резко ускоряют
рост эвтектического кремния, но не изменяют величины поверхностного натя-
натяжения, поэтому частицы кремния измельчаются, но не сфероидизируются.
Из большинства опробованных вместо натрия элементов полное модифи-
модифицирование производили только те, что обладали тремя качествами натрия
как модификатора. Например, барий и кальций нейтрализуют фосфор, но не
дезактивируют двойникование и мало влияют на величину поверхностного
натяжения. Висмут и сурьма дезактивируют образование двойников, но не
нейтрализуют фосфор. Поэтому их влияние проявляется только в сплавах без
фосфора. Мышьяк и сурьма служат хорошими центрами кристаллизации для
кремния и могут заменять фазу А1Р, но их действие в этом смысле менее эф-
эффективно. Есть вероятность, что сера может измельчать кремниевую эвтектику
путем влияния на величину поверхностного натяжения.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. A. Pacz, US Pat. 1387 900, 1921.
lb. S. В. Volkhontsev (С. В. Волконцев), etc., Met A 7, 120100.
2. Pearson, 2.
3. W. Patterson, etc., JIMMA 27, 85.
4. S. /. Spektorova (С. И. Спекторова), etc., MA 2, 564.
4b. E. M. Dudnik (E. M. Дудник), Met A 6, 331464.
5. G. V. Samsonov (Г. В. Самсонов), etc., Met A 3, 330635; CA 79, 22707u
6. L. W. Eastwood, etc., JIMMA 7, 393.
7. E. V. Polyak (E. В. Поляк), etc., JIMMA 8, 129; 10, 201; 14, 44; 15, 99; 20, 404.
8. V. Kondie, etc., JIMMA 17, 852.
9. W. R. D. Jones, etc., JIMMA 20, 237.
10. C. Mascre, JIMMA 21, 640, 959.
11. M. R. Sheshradri, etc., MA 2, 125
12. F, Lihl, etc., Met A 1, 320376; 2, 320739.
13. /. Vigneau, Met A 1, 320459, 510551.
14. P. /. Glukhikh (П. И. Глухих), Met A 4, 120522.
15. L. Guillet, JIM 31, 515.
16. A. Petit, JIM 35, 539; 36, 435.
400

17. R. S. Archer, etc., JIM 35, 539; 37, 453; 38, 411.
18. /. Czochralski, JIM 37, 453.
19. L. Guillet, etc., JIM 38, 412.
20. Л В. Dee/ад. JIM 41, 439; 42 436; 43. 451; oO, 294.
21. W. Broniewski, etc., JIM 53 10 490.
22. H. Bauer, etc., JIMMA 5, 576, 660.
23 G Guertler, etc., JIMMA 5, 533; 7, 8.
24. L. /. Levi, JIMMA 12, 43.
25 5 Gebalski, etc., JIMMA 30, 231.
I?! kSS^^MrfA 1,120566,430108.
28. G. G. Krushenko (Г. Г. Крушенко), etc., MA 2, 1774.
29. K. Kobayashi, etc., Met A 4, 310132, 120077, 110933.
30. N. Komatsu, etc., Met A 3, 310656, 310954.
31. C. A. Queener, etc., MA 2, 775.
32. 5. Zaima, etc., Met A 2, 530190; 3, 530160.
33. 7. Takahashi, etc., Met A 4, 530317.
34. В. М. Thall, etc., JIMMA 17, 910.
35. K. Lohberg, JIMMA 23, 197; 25, 397.
35b. A. I. Bilyak, Met A 5, 110850.
36. V. L. Davies, etc., JIMMA 31, 629, 827.
37. K. Korber, etc., Met A 5, 130916, 320957.
38. Y. Tsumura, JIMMA 25, 817.
39. С Mascere, etc., JIMMA 27, 685.
40. M. Petrescu, Met A 3, 121211, 130628.
41. /. D. Edwards, etc., JIM 33, 347.
42. G. Shinoda, JIM 41, 441; 43, 525.
43. W. Patterson, JIMMA 7, 82.
44. G. S. Fahrnam, etc., Tr. Canad. Inst. Min. Met., 1945, v. 49, p. 24.
45. R. H. Dyke, JIMMA 20, 291; 21, 69.
45b. H. A. H. Steen, etc., Met A 6, 110003.
46. A. Gangulee, etc., JIMMA 32, 881.
47. /. D. Edwards, etc., JIM 28, 835; 30, 472.
48. B. Otani, JIM 37, 453.
49. A. G. C. Gweyr, etc., CA 20, 3423.
50. H. Koto, JIM 47, 516.
51. G. Welter, JIM 47, 573.
52. A. A. Bochvar (А. А. Бочвар), etc., JIMMA 13, 48.
63. R. Irmann, CA 42, 2561.
54. E. Scheil; etc., JIMMA 17, 335.
55. E. Scheil, С А 41, 636; JIMMA 17, 645.
56. С. М. Qraighead, etc., JIMMA 22, 924.
56b. H. Spengler, JIMMA 23, 282.
57. L. A. Willey, JIMMA 23, 1035.
58. R. C. Plumb, etc., JIMMA 25, 659.
59. 5. Ghosh, etc., JIMMA 26, 785, 1038.
60. R. A. Meussner, JIMMA 27, 533.
61. 5. Engler, Met A 3, 120565.
61b. C. Bradeschia, JIMMA 18, 302.
61c. 5. Holacek, etc., WAA 7, 530002.
62. A. Hellawell, Met A 4, 120846.
63. P. B. Crosley, etc., MA 2, 809.
64. С. Е. Ransley, etc., JIMMA 18, 93.
65. G. Gurtler, JIMMA 21, 1024.
66. E. A. Boom, JIMMA 31, 291, 629, 630, 761.
67. С. В. Kim, etc., JIMMA 32, 219.
68. M. L. V. Gayler, CA 21, 3880; 23, 3429; 24, 5267; 25, 2258.
69. E. Piwowarsky, etc., JIMMA 5, 429.
70. M. V. Zakharou, CA 37, 3313.
71. W. Patterson, JIMMA 21, 144.
72. E. Scheil, JIMMA 22, 874.
73. G. M. Kuznetsov (Г. M. Кузнецов), JIMMA 23, 192.
74. E. Scheil, etc., JIMMA 26, 65.
74b. H. W. Kerr, etc., MA 1, 851.
75. /. A. E. Bell, etc., MA 1, 1656.
76. S. Oya, etc., Met A 1, 120701.
76b. M. Tsuda, etc., Met A 6, 110507.
77. A. V. R. Rao, etc., Met A 3, 120002.
78. E. A. Boom, JIMMA 19, 275; 20; 81.
79. F. N. Rhines, etc., JIMMA 25, 170.
80. 5. Ghosh, etc., JIMMA 32, 149, 741.
81. G. M. Kuznetsov (Г. М. Кузнецов), etc., Met A 1, 120419; 2, 120392; 120597.
81b. 5. Oya, etc., Met A 5, 110883.
82. M. G. Day, Met A 2, 120034, 120426, 210366; 3, 120444.
5?* и' lJ?araki- etc., MA 2, 488, 1529.
or n ?' gokhshtein, etc., Met A 4, 121338.
or r' i" ?' Powell> etc., Met A 3, 121434; 4, 121701.
ni' i' ™ E-.BteU' etc., MA 1. 1017: JIMMA 32, 1351.
87. F. Wamich, etc., Met A 1, 120280
¦ing

88. M. G. Day, etc., Proc. Roy. Soc. London, 1968, A305, 473.
89. At. F. X. Gigliotti, Jr., etc., Met A 5, 120971.
90. Z. Jeffries, JIM 30, 471.
91. H. Matyja, Met A 1, 120165.
92. M. G. Day, etc., Met A 1, 120095.
92b. P. A. Parkhutik (П. А. Пархутик), etc., Met A 6, 120595. 120602; 7, 510077.
93. M. St-aumanis, etc., JIMMA 3, 76; 5, 271.
94. /. Obinata, etc., JIMMA 24, 96; 25, 251.
'95. S. Matsuo, etc., JIMMA 26, 279.
96. V. N. Lozovsky (В. Н. Лозовский), etc., Met A 1, 120836.
96b. M. J. Hunter, etc., Met A 6, 121388.
97. M. B. Gokhshtein, etc., Met A 3, 121400.
97b. M. Tagami, etc., Met A 6, 121020.
98. 5. T. Chiu, JIMMA 29, 765; MA 2, 940.
99. D. N. Khudokhormov, etc., Met A 5, 120160.
100. A. I. Patsiornykh, JIMMA 20, 332.
101. L. Grand, JIMMA 19, 471; 20, 291.
102. W. Thury, etc., JIMMA 24, 285, 853.
103. M. G. Neu, JIMMA 24, 521.
104. /. C. Wagner, JIMMA 24, 195.
105. R. Irmann, JIMMA 26, 103.
106. 5. Gallo, JIMMA 26, 199, 339.
107. /. Koritta, etc., JIMMA 26, 785.
108. /. Obinata, etc., JIMMA 27, 55.
109. V. Kuhn, Fonderie, 1958, A49), 279.
110. I. Grand, JIMMA 26, 29.
111. H. Bohm, JIMMA 27, 593.
112. E. DiRusso, etc., JIMMA 28, 753.
113. F. L. Arnold, etc., JIMMA 29, 519.
114. B. A. Fomin, etc., JIMMA 29, 851.
115. /. Sulzner, JIMMA 29, 265.
116. 5. /. Ashton, etc., JIMMA 29, 749.
117. Y. P. Telang, JIMMA 32, 147.
118. S. 5. Bhatnagar, etc., MA 1, 1448; Met A 1, 510322.
118b. 5. Justi, etc., Met A 5, 430211.
119. A. Krupkowski, etc., Met A 2, 120488.
120. T. Kawasaki, Met A 3, 120056.
121. P. H. Shingu, etc., Met A 4, 120424, 121173.
121b. T. Miyate, Met A 6, 121018.
121c. M. Tsuda, etc., Met A 6, 510537.
122. P. Nolting, Met A 5, 510107.
123. M. S. Lipman, JIMMA 5, 145.
124. A. B. Michael, etc., JIMMA 21, 123.
125. /. /. Curran, JIM 28, 589.
126. E. Scheuer, JIM 53, 616; JIMMA 2, 462.
127. H. Nowotny, etc., JIMMA 16, 53.
128. E. Schulz, JIMMA 16, 486.
129. E. A. Falquero, etc., Met A 1, 151259.
130. H. W. Kerr, Met A 3, 120017.
130b. K. Kobayashi, etc., Met A 6, 110384.
131. M. F. X. Gigliotti, Jr., etc., Met A 3, 121469.
132. A. G. Spassky, etc., JIMMA 13, 366.
133. /. A. Vero, JIMMA 17, 814; 18, 703.
134. /. Miura, etc., Met A 4, 140062.
135. R. W. Smith, Met A 2, 120431.
136. Y. Serita, etc., Met A 3, 110518.
137. 7. Morinaga, etc., JIMMA 23, 297.
138. A. V. Kurdyumov (А. В. Курдюмов), etc., JIMMA 32, 219.
139. V. V. Zaboleev — Zotov (В. В. Заболеев-Зотов), etc., JIMMA 26, 563
140. N. N. Sirota (H. H. Сирота), etc., JIMMA 28, 499.
141. Y. Hori, etc., JIMMA 27, 465.
.142. D. P. Lovtsov (Д. П. Ловцов), etc., JIMMA 28, 397.
142b. H.M. Kwon, etc., Met A 6, 121413.
143. H. J. Seemann, etc., MA 2, 488.
143b. /. Czochralski, etc., JIMMA 4, 85, 494; 5, 838; 8, 1.
143c. K. Alker, etc., Met A 6, 430034, 510397.
143d. A. P. Gudchenko (А. П. Гудченко), etc., Met A 6, 311519.
143e. T. Langerweger, Met A 6, 312585.
144. H. Koto, JIMMA 2, 378.
144b. T. W. Nam, etc., WAA 7, 320022.
145. N. Parravano, etc., JIM 34, 420.
145b. M. Tsuda, etc., Met A 6, 310784.
146. R. С Harris, etc., JIMMA 26, 239.
147. ЛГ. R. Pillai, etc., Met A 2, 120081.
148. Anon., JIMMA 2, 147.
148b. Anon., WAA 7, 320012.
149. 5. Terai, JIMMA 28, 285.
150. S. Ghosh, etc., JIMMA 32, 1289.
150b. G. G. Nair, etc., Met A 1, 510322.
402

150c. S. L. Lotanin (С. Л. Лотанин), Met A 6, 310152.
150d. M. Tagami, etc., Met A 6, 120693, 120695.
150e. S. W. Choi, etc., WAA 7, 320023.
151. T. Bartus, Met A 2, 510657.
152. /. Dornauf, JIM 40, 502; 42, 436.
153. 5. Kondo, JIMMA 6, 302; 7, 8.
154. R. Sharan, etc., JIMMA 32, 1196; Met A 1, 510148.
155. G. W. Walker, JIM 32, 558.
156. M. Goto, etc., JIM 36, 435.
157. /. B. Swan, JIM 32, 635; 636; 34, 579.
158. G. I to, JIMMA 20, 832.
159. E. Grepaz, JIMMA 5, 618.
160. H. Nishimura, etc., JIMMA 7, 154.
161. С Panseri, etc., JIMMA 9, 237.
162. P. Skulari, etc., JIMMA 27, 554.
163. L. I. Tuchinsky, etc., JIMMA 32, 149.
164. D. A. Petrov (Д. А. Петров), etc., JIMMA 4, 665.
165. W. Kotte, etc., JIMMA 17, 949.
166. W. Mannchen, JIMMA 17, 552.
167. E. A. Boom (E. A. Boom), JIMMA 28, 173.
168. W. Mannchen, etc., JIMMA 27, 533.
169. A. P. Bates, etc., MA 2, 125.
169b. M. B. Altman (M. В. Альтман), etc., Met A 6, 120152.
170. /. Alexander, JIM 21, 405.
171. Y. A. Klyachko (Я. А. Клячко), JIMMA 2, 371.
172. W. A. Tiller, JIMMA 25, 170.
173. R. Mitsche, etc., JIMMA 20, 1008.
174. /. Klaban, MA 2, 326.
Al — Cu — Fe — Mg — Mn
Диаграмма состояний этой системы исследована в работе [1]-. Кроме
двойных, тройных и четверных н инвариантных реакций, которые уже опи-
описаны в соответствующих системах, имеются следующие пятерные реакции:
Ж + Cu2FeAl7 -* Al + Cu2Mn3Al20 + CuMgAl2 f|(CuFeMn) Ale;
Ж -> Al + FeAl3 + (CuFeMn) Al6 + CuMg4Ale +JMg5Al8;
Ж -> Al + Cu2FeAl7 + Cu2Mn3Al2o + CuAl2 + CuMgAl2.
Точные данные о температурах и составе критических точек отсутствуют,
но, по-видимому, в первых двух эвтектических реакциях участвует малое ко-
количество фаз FeAb, (CuFeMn) А1в, Cu^FeAl? и СигМпзАЬю, поэтому по темпе-
температуре и составу эти точки близки к точкам тройных эвтектик — А1 +
+CuMg4Al6+Mg5Al8 D49°C), содержащей 2,7% Си и 32% Mg, и А1+СиА12+
+CuMgAl2 E07°), содержащей 33% Си и 6% Mg.
В твердом состоянии в сплавах этой системы могут присутствовать фазы
CuAl2, FeAl3, Mg5Al8, CuMgAl2, CuMg4Al6, Cu2FeAl7, Cu2Mn3Al20 и (MgMnKAl10.
В работе |[Г|. приведены также данные ю ликвидусе системы.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
Al — Си — Fe — Mg — Si
Единственное систематическое исследование этой диаграммы проведено в
работе [I]-, хотя разрозненные данные о структуре сплавов содержатся в
различных публикациях. Ниже [приведены нонвариантные реакции, протека-
протекающие в спл,авах этой системы:
Ж + FeAl3 -> Al + (CuFe)Al6 + Mg2Si + Fe2SiAl8;
Ж + (CuFe)Ale -* Al + FeAl3 + CuMg4Al6 + Mg2Si;
Ж + (CuFe)Ale - Al + Cu2FeAl7 + CuMgAl2 + Mg2Si;
Ж + (CuFe)Al6 + Fe2SiAl8 - Al + Cu2FeAl7 + Mg2Si;
Ж +CuMgAl2 -> Al + (CuFe)Ale + CuMg4Al6 + Mg2Si;
Ж + Mg2Si -> Al + Cu2FeAl7 + CuAl2+ Cu2Mg8SieAl5;
Ж + FeSiAl5 - Al + Cu2FeAl7 + Si + Cu2Mg8SieAl6;
403

Ж + Mg2Si + FeSiAl6 - Al -f Cu2FeAl7 +
+ Cu2Mg8SieAl5;
Ж + Fe2SiAl8 - Al + Cu2FeAl7 + Mg2Si + FeSiAl6;
Ж + Mg*Si + Si - Al + Cu2Mg8SieAl6 + FeMg3SieAl8;
Ж 4-FeMg3SieAl8 - Al + Si + Cu2Mg8SieAl6 +
+ FeSiAl»
Ж + Mg2Si + FeMg3Si6Al8 - Al|+ Cu2Mg8SieAl6 +
+ FeSiAl6;
Ж -> Al + FeAl3 + CuMg4Ale + Mg5Al8 + Mg2Si;
Ж - Al + Cu2FeAl7 + CuAl2 + CuMgAl2 +Si;
Ж1-> Al + Cu2FeAl7 + CuAl2 + Mg2Si + Cu2Mg8Si6Al6.
Сведения о ликвидусе также приведены в ра,боте i[l]-.
Сплавы, содержащие 30—35% Mg и малые количества меди, железа,
кремния, исследованы в работе [2]-, откуда следует, что в присутствии фаз
FeAl3 и (или) MgSi2 более чем на 2—3°С понижается температура кристалли-
кристаллизации эвтектики Al+Mg5Al8.
Фазы, которые могут присутствовать в сплавах этой системы в твердом
состоянии, участвуют в перечисленных реакциях. Сведения о свойствах спла-
сплавов приведены в гл. 4.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
2. И. Т. Гульдин. — «Изв. АН СССР. Металлы», Ц972, № 4, с. 72.
А1 — Си — Fe — Мп — №
По данным недостаточно точного рентгеноопектрального анализа, в
<шлавах этой системы присутствуют два соединения, содержащие 3,2% Си,
9% Fe, 9,2% Ni, 11% Мп и 13% Си; 6,3% Fe, 5,2% Mn, 26,8% Ni [1], В пер-
первом из них, вероятно, Mn3NiAl6, некоторое количество марганца замещается
железом и медью. Второе соединение представляет -собой фазу NiAl3, в ко-
которой часть иикеля замещена железом и марганцем.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. R. Kowatchewa (P. Коващева), etc., Met A 6, 230624.
Al — Си — Fe — Mn — Si
Эта система исследована в работе [1]. К сожалению, автор ошибочно
считает, что фазы Fe2SiAl8 и Mr^SiAlis имеют кубическую решетку и образу-
образуют непрерывный ряд твердых растворов, которому приписывает формулу
Al(FeMn)Si. Однако, как показано в двойных и тройных системах, эти две
фазы имеют различные кристаллические структуры, их полная смешиваемость
невозможна, и имеется моновариантная линия, разделяющая две фазовые
области.
В нонвариантных реакциях, приведенных ниже, фаза AlFeMnSi пред-
представляет собой либо фазу Fe2SiAl8, либо, что более вероятно, фазу
(FeMnKSi2Ali5, растворяющую также некоторое количество меди [2]-. В си-
системе имеются тройные и четверные реакции, возможно, даже пятерные, в
которых фазы Fe2SiAl8 и (CuFeMnKSi2Ali5 находятся в равновесии:
Ж + (CuFeMn)Ale -* Al + Cu2FeAl7 + CuMnAl +
+ AlFeMnSi;
Ж + FeSiAl6 - Al + Cu2FeAl7 + Si + AlFeMnSi;
Ж -> Al + Cu2FeAl7 + CuAl2 + Si + AlFeMnSi.
В твердом состоянии в сплавах этой системы могут присутствовать сле-
следующие фазы: Al, CuAl2, FeAl3, Si, Cu2FeAl7, FeSiAl5, Cu2Mn3Al2o, Fe2SiAl8,
404

(CuFeMnKSi2Ali5, (CuFeMn)Al6. Сведения о распределении фаз и областях
их существования отсутствуют. Фаза (CuFeMnKSi2Ali5 содержит ориентиро-
ориентировочно 5—7% Си, 7—13% Fe, 4—10% Мп, 4—8% Si [2].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
2. А. Е. Semenov (A. Е. Семенов), etc., Met A 6, 110899.
Al — Си — Mg — Мп — Si
В сплавах этой системы протекают следующие 'нонаариантные реак-
реакции [1]-:
Ж + МпА1б + Mn3Si2Ali5 - Al + Cu2Mn3Alo0 + Mg2Sl;
Ж + Cu2Mn3Al20 - Al + MnAle + CuMgAl2 + Mg2Si;
Ж + CuMgAl2 -* Al + MnAle + CuMg4Ale +
+ Mn3Si2Al15;
Ж + Mn2Si3Al 15 - Al + Cu2Mn3Al20 + CuAl2 + Mg2Si;
Ж + Mg2Si -* Al + CuAl2 + Mn3Si2Al16 +
+ Cu2 Mg8SieAl5;
Ж + Mg2Si+ Si - Al + Mn3Si2Al16 + Cu2Mg8SitAl5;
Ж-, Al + MnAle + CuMg4Ale + Mg6Ale + Mg2Si;
Ж -> Al + Cu2Mn3Al20 + CuAl2 + CuMgAl2 + Mg2Si;
Ж- Al + CuAl2 + Si + Cu2Mg8SieAl6 + Mn3Si2Al16.
Однако необходимо отметить, что в работе [1]. ие упоминается фаза
(MgMnKAl10, следовательно, здесь приведены не все реакции. В твердом
состоянии фазы, участвующие в перечисленных ^еакциях, а также фаза
(MgMnKAli0 находятся в равновесии, но нет данных о том, какие фазы мо-
могут сосуществовать, а какие — взаимоисключаются. Вероятно, вначале магний
и кремний образуют фазу Mg2Si, но затем в сплавах, (богатых кремнием, эта
фаза может замещаться фазой Cu2Mg8Si6Al5.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
Al — Си — Mg — Sb — Sn
Предварительное исследование [1] сплавов системы Al—Си—Mg C% Си
и 0,5% Mg) с добавками 0,6% Sb и 0,'2% Sn показывает, что эти сплавы об-
обладают хорошей обрабатываемостью резанием, высокими прочностными свой-
свойствами и прокаливаются так же хорошо, как и сплав с 0,3i% Mg и 3% Си,
не содержащий сурьмы и олова. Для предотвращения образования легко-
легкоплавкой эвтектики сурьма должна содержаться в большем количестве, чем
олово.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Я. Dickin, etc., JIMMA 7, 137.
Al — Fe — Mg — Мп — Si
В подробном исследовании [1]. по этой диаграмме рассматривались трой-
тройные сплавы А1—Mg—Мп (причем фаза (MgMnKAli0 не указана), а также
сплавы А1—Fe—Mg—Si, в которых фаза Fe2SiAl8 с гексагональной решеткой
представлена в виде кубической, изоморфной фазе Mn3Si2Alis и образующей
с ней непрерывный ряд твердых растворов. Таким образом, как обогащенные
магнием, так и обогащенные железом и кремнием области диаграммы нужда-
405

ются в значительном уточнении, для которого недостаточно имеющихся дан-
данных. В работе [1]. приведены следующие нонвариантные реакции:
Ж + (AlFeMnSi) -> Al + FeAl3 + (FeMn)Ale + Mg2Si;
Ж + FeSiAl5 - Al + Si + (AlFeMnSi) + FeMg3Si6Al8;
Ж + FeSiAl5 - Al + Mg2Si + (AlFeMnSi) +
+ FeMg3SieAl8;
Ж - Al + Si + Mg2Si + (AlFeMnSi) + FeMg3SieAl8;
Ж - Al + FeAl з + (FeMn)Al6 + Mg5Al8 + Mg2Si.
Весьма вероятно, что участвующая в первых (реакциях фаза (AlFeMnSi)
в действительности представляет собой фазу (FeMnKSi2Ali5 и что соединение
(FaMn)Al6, образующееся по последней реакции, в действительности является
фазой (MgMnKAlio.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.
Al — Mg — Mn — Si — Zn
В работе [1] исследована часть диаграммы, в которую по содержанию
магния, марганца и цинка попадают практически все промышленные сплавы.
К сожалению, содержание кремния в исследованных сплавах намного выше
(-1%), чем в промышленных, а имеющиеся данные не позволяют интерполиро-
интерполировать полученные результаты к сплавам с более низкой концентрацией крем-
«и я.
Из рис. 166 следует, что цинк очень мало влияет на структуру сплавов
Al_Mg—Mn—Si. Введение до 8% Zn не приводит к образованию новых
фаз, и при 46О°С весь цинк находится в твердом растворе, так что в этих
Al+Mg Si
Al+Mg
Al+.Si+Mg2Si \
Al+Si
2 \ 4 6
Mn;% Al+Mn3Si2Al15
Al + Si +
J
Al
Al+Si+Mg2Si +
+Mn3Si2Al15 _ _ _
Рис. 166. Сечение диаграммы Al-Mg-Mn-Si-Zn при 45ГС, 1% Si и различном содер-
содержании цинка:
/ —0%; 2-4%; 3-8% [1]
сплавах присутствуют только фазы системы Al—Mg—Mn—Si. При более
низких температурах должны появляться такие содержащие цинк фазы, как
Mg3Zn3Al2, MgZn2 и Mg2Znn. Можно предполагать, что они будут появлять-
появляться в том же интервале концентраций, что и в сплавах тройной системы А1-
Мд—Zn но содержание магния в сплавах с кремнием должно быть выше,
чем в тройных сплавах, «а то количество, которое участвует в образовании
Лазы Mg2Si Вероятно, свойства сплавов этой системы и промышленных спла-
сплавов с низким содержанием железа, слабо влияющим на свойства, будут
близки.
406

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Я. /. Ахоп, etc., JIMMA 16, 701.
А1 — Си — Fe — Mg — Mn — Si
В работе [1]. приведены проекции поверхностей ликвидус нескольких
сечений диаграммы по мере увеличения содержания марганца. К сожалению,
в этих сечениях суммируются ошибки тройных, четверных и пятерных систем,
так что целые области сечений представлены неточно. Кроме того, болыпинст-
Таблица 57
ФАЗЫ, ОБРАЗУЮЩИЕСЯ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ Al-Cu—Fe-Mg—Mn-Si,
И ФАЗЫ, С КОТОРЫМИ ОНИ НЕ МОГУТ БЫТЬ В РАВНОВЕСИИ
Фазы, образующиеся
в сплавах системы
А1
СиА12
FeAl3
Mg6Al8
MnAle
Si
(CuFe)Ale
Cu2FeAl7
CuMgAl2
CuMg4Ale
(FeMn)Alt
FeaSiAl8
FeSiAl5
Cu2Mn3Al2e
(MgMnKAl10
Фазы, которые не могут быть в равновесии с фазами сплавов
системы
Mg5Al8, CuMg4Ale, FeAl3, (MgMnKAl10
CuAl2, FeSiAl5, (CuFeMnKSi2Al16, Si
CuAl2, Si, CuMgAl2, Cu2Mn3Al20, FeSiAl6, Fe2SiAl8 (?),
(CuFeMnKSi2Al16, Cu2Mg8Si6Al6
CuAl2, Si, (FeMn)Ale, Fe2SiAl8, FeSiAl5, (CuFeMn)Ale,
FeMgqSieAla
FeAl3, Mg5Al8, MnAle, (CuFe)Al6, CuMgAl2, CuMg4Al6,
(FeMn)Ale, Fe2SiAl8, (MgMnKAl10, (CuFeMn)Ale
Mg5Al8, MnAl6, Si, (FeMn)Al6, FeSiAl5, (MgMnKAl10,
(CuFeMnKSi2Al15, (CuFeMn)Al6, Cu2Mg8Si6Al6
FeAl3, Mg5Al8, MnAle, CuMg4Al6, Cu2Mn3Al20, Fe2SiAl8,
(MgMnKAl10, FeMg3SieAl8, (CuFeMnKSi2Al15,
(CuFeMn)Ale, Cu2Mg8SieAl5
Mg6Al8, Si, Fe2SiAl8, FeSiAl6, (MgMnKAl10,
(CuFeMnKSi2Al16, (CuFeMn)Ale, Cu2Mg8Si6Al5,
FeMg3SieAl8
CuAl2, Si, Fe2SiAl8, FeSiAl5, (CuFeMnKSi2Al15,
Cu2Mg8SieAl5, FeMg3SieAl8
MnAle, Si, (CuFe)Ale, Cu2FeAl7, Fe2SiAl8, FeSiAl5,
Cu2Mg8SieAl5,FeMg3SieAl8
Mg5Al8, MnAle, Si, CuMgAl2, (CuFe)Al6, CuMg4Ale,
Cu2Mn3Al20, (FeMn)Ale, (MgMnKAl10, (CuFeMnKSi2Al15,
(CuFeMn)Ale
FeAl3, Mg6Al8, MnAle, (CuFe)Al6, CuMgAl2, CuMg4Al6,
Cu2Mn3Al20, (FeMn)Ale, (MgMnKAl10, (CuFeMn)Al6,
(CuFeMn)8Si2Al16
FeAla, Si, Fe2SiAl8, FeSiAl5, (MgMnKAl10,
FeMg3SieAl8, (CuFeMnKSi2Al16
CuAl2, FeAl3, Si, (CuFe)Al6, Cu2FeAl7, CuMgAl2,
Cu2Mn3Al20, Fe2SiAl8, FeSiAl5, (CuFeMn)Ale,
Cu2Mg8Si6Al5, FeMg3SieAl8, (CuFeMnKSi2Al15
407

Продолжение табл. 57
Фазы, образующиеся
в сплавах системы
Фазы, которые не могут быть в равновесии с фазами сплавов
системы
Mg2Si
(CuFeMnKSi2Ali5
(CuFeMn)Al6
Cu2Mg8Si6Al6
peMg3Si6Al8
FeAl3, Mg5Al8, (CuFe)Ale, Cu2FeAl7, CuMgAl2,
CuMg4Al6, (MgMnKAl10, (CuFeMn)Al6
Mg5Al8, MnAle, Si, (FeMn)Al6
Mg6Al8, CuMgAl2, CuMg4Ale, (MgMnKAl10,
(CuFeMnKSi2Al
Mg6Al8, MnAl6, CuMgAl2, CuMg4Ale, (FeMn)Al6
FeSiAl5
во сплавов этой системы затвердевает в неравновесных условиях, но приме-
применяется после значительной деформации и термообработки, которые приводят
к установлению равновесия в твердом состоянии. Таким образом, сведения
о начальной стадии затвердевания не представляют практического интереса.
В табл. 57 приведены все фазы, найденные в сплавах этой системы, а также
дай ориентировочный перечень фаз, с которыми они не могут сосуществовать
в равновесии.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. G. Phragmen, JIMMA 17, 910.

Часть II
Промышленные алюминиевые сплавы
Глава 4
СПЛАВЫ С МЕДЬЮ
Медь — наиболее распространенный легирующий элемент в алюминиевых
оплавах. Разработано много сплавов, в которых медь является главной до-
добавкой. Большинство из этих епл'авов входит в одну из следующих групп:
1. Литейные сплавы с 5% Си, часто с небольшими добавками кремния
и магаия.
2. Литейные «сплавы с 7—8% Си, часто с высоким содержанием железа
и кремния и заметной концентрацией марганца, хрома, цинка, олова и т. д.
3. Литейные сплавы с 10—14% Си. Эти сплавы могут содержать неболь-
небольшие добавки магния @,10—0,30% Mg) при концентрации железа до 1,5%,
кремния до 5% и меньшей концентрации никеля, марганца, хрома.
4. Деформируемые сплавы с 5—6i% Си, часто с небольшими добавками
марганца, кремния, кадмия, висмута, олова, лития, ванадия и циркония.
Сплавы этого типа, содержащие свинец, висмут, кадмий, обладают улучшен-
улучшенной обрабатываемостью резанием.
5. Дуралюмины. Основной состав сплавов: 4—4,5% Си; 0,5—1,5% Mg;
0,5—A,0% Мп, иногда с добавками кремния.
6. Сплавы с медью и никелем. Эти сплавы можно разделить на две под-
Таблица 58
ПРЕДЕЛЬНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ В СПЛАВАХ А1—Си, %
ент
Элем
Си
Fe
Si
Mg
Mn
Ni
Zn
Sn
Pb
Bi
Cd
Li
Ti
V
W
?
Zr
Sb
Cr
Общее со-
содержание
элемента
3—15
До 2,5
» 4
» 6
» 1,5
» 2,5
» 3
» 2
» 4
» 3
» 2
» 2
» 0,5
» 0,2
» 0,3
» 1,0
» 0,5
» 0,5
» 0,2
Литейные сплавы
5% Си
4—6
До 1,5
» 2
» 6
» 1
» 1
<0,2
До2
ъ 4
» 3
» 2
» 1
» 0,4
» 0,2
<0,05
До1
» 0,5
<0,05
ДоО,2
8% Си
7—9
До 2,5
» 2
» 7
» 1
» 1
» 3
» 1
» 1
» 1
» 0,5
<0,1
До 0,4
«и
<0,05
<0,05
<0,05
До 0,5
» 0,2
>10%Си
10—15
До 2
» 4
» 0,5
» 1,5
» 1,5
<0,2
<0,2
<од
<0,1
<0,1
<0,1
До 0,4
<0,1
До 0,3
<0,05
<0,05
До 0,5
» 0,2
Деформи-
Деформируемые
сплавы
с 5% Си
4—6
ДоО,7
» 2
<од
До 1,5
» 1,0
<0,5
<0,1
До1
» 1
» 2
» 2
» 0,1
» 0,2
<0,05
До1
» 0,5
<0,05
До 0,2
Дуралю-
Дуралюмины
3,0—5
ДоО,7
» 1,0
0,4—1,7
0,5-1,5
<0,2
<0,2
<0,05
<0,05
<0,05
<0,05
<0,05
До ОД
<0,05
<0,05
<0,05
До 0,2
<0,05
До 0,2
Сплавы
Al-Cu—N
2—5
До 1,5
» 1,5
0,1—2
До 0,5
0,5—2,5
<0,2
<0,05
<0,05
<0,05
<0,05
<0,05
До 0,1
<0,05
<0,05
<0,05
<0,05
<0,05
ДоО,2
409

группы: сплавы типа Y, содержащие 4% Си; 2% Ni; 1,5% Mg, и гидумины
с более низкой концентрацией меди, причем в последних часть никеля заме-
замещает железо.
Предельное содержание элементов в сплавах этих групп приведено в
табл. 58.
Дуралюмимы [1—4]- или дуралюмины с пониженным содержанием меди
B—3'% Си) и иногда с повышенной концентрацией магния A,5—3% Mg)
•или кремния A—12% Si) используют для заклепок из-за более медленного
старения [5—12]-, а также благодаря улучшенной способности к формообра-
формообразованию и повышенной вязкости разрушения [13, 14].
В большинстве перечисленных сплавов алюминий — первичная структур-
структурная составляющая. Стр|уктура литых сплавов состоит из дендритов алюми-
алюминиевого твердого раствора, обрамленных по границам зерен или дендритных
ячеек хрупкой, более или менее непрерывной сеткой эвтектик. Чем ниже со-
содержание меди и выше скорость охлаждения, тем больше раздроблены эвтек-
эвтектики [15, 16] (рис. 167). При высоком содержании железа или при условиях
охлаждения, благоприятствующих ликвации, могут появиться первичные кри-
кристаллы соединений железа (/рис. 168) [17—19]. В сплавах с пониженным
содержанием меди нагрев под закалку приводит к растворению и сфероиди-
зации растворимых составляющих [20], разрушению эвтектической сетки и
значительному повышению пластичности (рис. 169 и 170). Пластическая де-
деформация также разрушает хрупкую сетку и перераспределяет составляющие
(рис. 171). Поэтому структура деформируемых полуфабрикатов состоит иа
матрицы алюминиевого твердого раствора с распределенными в ней други-
другими структурными составляющими.
Образующиеся в сплавал соединения можно разделить на две группы:
растворимые, в которых содержится один или более следующих легирующих
элементов: медь, литий, магний, кремний, цинк и нерастворимые, в состав
которых входит, по крайней мере, один из более или менее нерастворимых
элементов: железо, марганец, никель и т. д.
Тип образовавшихся растворимых соединений зависит не только от со-
содержания в сплаве растворимых элементов, но и от их соотношения. Концент-
Концентрация полезной меди зависит от содержания железа, марганца и никеля;
медь, вступившая в соединение с ними, не оказывает положительного влия-
влияния. Медь образует с железом соединения (CuFe)Al6 и Cu2FeAl7, с марган-
марганцем (CuFeMn)Al6 и Cu2Mn3Al2o, с никелем Cu4NiAl7. Существует еще несколь-
несколько недостаточно изученных соединений меди с железом и никелем.
Содержание кремния до некоторой степени определяет типы образую-
образующихся соединений меди. При концентрации более 1% кремний способствует
образованию FeSiAl5 вместо соединений железа с медью и (CuFeMnKSi2Ahs
вместо соединений (CuFeMn)Ale и Си2МпзА120. Аналогично этому, но в мень-
меньшей степени, эффективность кремния зависит от содержания железа и мар-
гаица.
При Си : Mg<2 и Mg:Si>l,7 образуется соединение CuMg4Al6, особен-
особенно если присутствует за!метное (количество цинка. Когда Си : Mg>|2 и
Mg:Si>l,7 образуется фаза CuMgAl2. Если Mg:Si«l,7, фазы Mg2Si и
СиА12 находятся в равновесии; при Mg: Si^l образуется соединение
Cu2Mg8Si6Al5 обычно вместе с фазой СиА12 [21—26]-. Когда содержание меди
превышает 5%, она не растворяется полностью при промышленной термо-
термообработке и сетка эвтектик сохраняется. Поэтому в сплавах с 10—A5% Си
не наблюдается существенного различия в структуре между литым и тер-
мообработанным состоянием (,рис 170, а, б). Магний обычно соединяется с
кремнием и медью; только в присутствии заметных количеств свинца, вис-
висмута или олова могут образоваться Mg2Pb, Mg2Bi3, Mg2Sn. Ни в одном из
приведенных составов сплавов магний не образует соединений с марганцем
или железом. У кремния отмечается тенденция вначале взаимодействовать
с магнием, образуя Mg2Si, затем он может соединяться с железом или мар-
марганцем или выделяться в свободном виде. Возможные соединения в сплавах
системы А1—Си перечислены в табл. 59; типичные микроструктуры приве-
приведены на рис. 172—178, а также в работах [21, 22, 25—70]. Диаграммы фазо-
410

Рис. 167.
Сплав с 8% Си; 0,04% Fe; 0,3% Si. Без травления, Х250:
Рис. 168. Сплав с 8% Си; 1,5% Fe;
0,8% Si; 0,2% Мп. Отливка в пес-
песчаную форму. Без травления, Х250.
Грубые включения фазы Fe2SiAl9 в
виде китайских иероглифов в сетке
из частиц фазы СиА12
411
а — отливка в песчаную форму,
киль, вырожденная эвтектика
колонии двойной эвтектики А1+СиА12;
б — отливка в ко-

4 !
Рис. 169. Сплав с 4,5% Си; 0,7% Fe; 1% Si. Травитель с H2SO4, X250:
а —отливка в песчаную форму, литое состояние. Фаза Fe2SiAl8 черного цвета; сетка
светлых выделений СиА12; мелкие частицы кремния серого цвета; б— отливка в песча-
песчаную форму, отожженная при 502°С в течение 12 ч. Без травления. Включения фазы
Fe2SiAl8 серого цвета, не изменившиеся; черные сфероидизированные частицы кремния;
фаза СиА12 в основном растворилась, наблюдаются светлые округлые частицы и рас-
распавшаяся сетка выделения СиА12
Рис. 170. Сплав с 10% Си; 0,8% Fe; 0,6% Si; 0,25% Mg. Без травления, Х250:
а — отливка в кокиль. Сетка частиц фазы СиА12 с едва видимыми включениями соедине-
соединения FeSi; б —отжиг при 502°С в течение 4 ч. Раздробленная сетка и скопления частиц
СиА12
412

Рис. 171. Сплав с 4,5% Си; 0,5% Mg; 0,3% Fe; 0,8 Mn; 0,6% Si. Без травления, Х250:
а — горячая прокатка слитка толщиной 500 мм на плиту толщиной 100 мм. Соединения
марганцовистой фазы и СиА12 раздроблены лишь частично и вытянуты в направлении*
прокатки. Наблюдаемые светлые участки обусловлены неоднородным распределением
марганца у границ литых зерен; б — дальнейшая прокатка до толщины 1 мм. Раство-
Растворимые и нерастворимые соединения сильно диспергированы и вытянуты в направлении
деформации
вого распределения описаны <в работе [77], диаграммы для неравновесных ус-
условий — в работах [72, 73]-.
Только растворенные медь и магний заметно влияют на параметр ре-
решетки; чем выше концентрация меди и магния в сплаве и медленнее охлаж-
охлаждение при кристаллизации, тем больше их содержание в твердом растворе.
В большинстве отливок оно увеличивается от центра зерна к периферии
[316, 741. и соответственно изменяется лараметр решетки. В деформированных
и термообработанных полуфабрикатах медь распределена более равномерно.
В отожженном состоянии, когда большая часть меди и -магния выделяется
•
из раствора, параметр решетки а составляет 4,049 А для всех сплавов не-
независимо от состава.
В термообработанных сплавах, содержащих одну или более фаз, в том
о
числе CuAl2, Mg2Si и Cu2Mg8Si6Al5, а составляет ~ 4,043 А; в сплавах, содер-
содержащих CuMgAl2, а изменяется от 4,045 до 4,051 А [75—80]. Во всех спла-
сплавах параметр решетки начинает изменяться в процессе старения, когда начи-
начинает формироваться переходная решетка вплоть до полной рекристаллиза-
рекристаллизации матрицы.
Влияние легирующих элементов на плотность и термическое расширение
аддитивно. Так, значение плотности колеблется от 2,7 до 2,85 г/см3, оно ниже
для сплавов с повышенным содержанием магния, кремния и пониженным со-
содержанием меди и выше для сплавов с повышенным содержанием меди, ни-
никеля, марганца, железа.
Коэффициент линейного расширения составляет ~21—24-10 м/(м-К)
при 27—127° и ,23-426-10-е м/(м-К) при 27—42ГС, при этом его значения,
выше для сплавов с высоким содержанием магния и пониженным содержа-
содержанием меди и кремния и ниже при высоких содержаниях кремния и меди

[81—92]'. При низких температурах коэффициент линейного расширения
уменьшается практически так же, как и у чистого алюминия [93, 94]. Снятие
литейных напряжений или выделение и растворение меди и магния приво-
приводит к изменению длины до 0,2% [22, 30, 79, 89, 95—1_И] что может влиять
на точность размеров деталей, подвергаемых нагреву [112—117J-. Для умень-
уменьшения коробления рекомендуется обработка отливок при низких температу-
температурах [118]-.
Рис. 172. Сплав с 7% Си; 1,25% Fe;
2% Si; 1% Zn. Отливка в песчаную
форму, травитель с HF, X250. В сетке
выделений СиА12 видны иглы частиц
FeSiAlg
Рис. 173. Сплав с 5,5% Си; 0,3% Fe;
0,2% Si; 1% Pb+Bi. Литое состояние;
слиток, предназначенный для прокатки,
травитель с HF, X250. Сетка частиц
СиА12, иглы выделений FeSiAls, соеди-
соединение BiPb3 в виде глобулей
Усадка три затвердевании уменьшается с увеличением содержания меди
и кремния; содержание других элементов влияет на нее мало. Для сплавов
с низким содержанием меди и кремния она составляет 5—6% и понижается
до 3—3,5% Для сплавов с 12—14% Си и 3—4% Si [100', 119—141]..
Удельная теплоемкость промышленных сплавов практически та же са-
самая, что и двойных сплавов А1 — Си. Легирующие элементы, кроме меди,
слабо влияют на теплопроводность. Для промышленных сплавов, содержа-
содержащих 4—4i2i% Си и менее 4% других элементов, она составляет^приблизитель-
но 70% от теплопроводности чистого алюминия при комнатной температуре,
75-^80% при 3'27°С и 30—36% при —73°С. Влияние температуры закалки на
теплопроводность дуралюмина исследовано в работе i[14J]-.
Электропроводность очень чувствительна к содержанию растворенной
меди, в значительно меньшей степени—к содержанию магния и цинка и
мало зависит от нерастворенных легирующих элементов. Электропроводность
сплава с 6% Си в твердом растворе в два раза ниже электропроводности
чистого алюминия 30-33% JACS. В отожженном состоянии сплав, содержа-
содержащий 12% Си и до 5% других элементов, имеет электропроводность 37—42%
JACS, что только на 25—30% ниже электропроводности чистого алюминия
[90, 98, 143—156].
414

Таблица 59
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ А1 — Си
Соотношение и содержание элементов и образующиеся фазы
Эле-
Элемент
Cu<2% . Cu>2% . Fe»Si . Mg>V2 Si . Mn»Fe . Mg<Si . Ni>0,lo/o
В твердом CuAl2 Cu2FeAl7 или CuMgAl2 или Си2МпзА12о или Cu2MgsSieAl5 Cu4NiAl7 или
растворе (CuFe)Al6 CuMg4Al6 (CuFeMn)A1e (CuFeMnKSi2Al15 (CuNiJAl3, или
Cu2(FeNi)Al7, или
(CuFeNi)Ale
Cu
Si>2Mg . Fe>Si . Mn>0,l% . Ni>0,l%
Fe2SiAl8 или ' Cu2FeAl7 или (CuFeMn)Ale или FeNiAl9 или (CuFeNi)Ale, или
FeSiAl5 (CuFe)Al6, или (CuFeMnKSi2Al15 (CuFeNiJAl3, или Cu2(FeNiAl7)
FeAl3
Fe
Si>Fe . Si<Fe, Mg>Si . Mg^Si . Mn>0,l% . Si»Mg+Fe
FeSiAl5 Mg2Si Cu2Mg8SieAl5 (CuFeMnKSi2Al15 Si
Si
Mg<0,2% . Si>0,6Mg<lMg . Si^Mg . Si «0,6 Mg . Cu<Mg
В твердом Mg2Si Cu2Mg8Si6Al5 CuMgAl2 CuMg4Ale
растворе
Mg
Mn<0,2% . Fe>Si . Fe<Si . FeSi«Mn . Ni>0,l%
В твердом (FeMn)Al6 (CuFeMnKSi2Al15 Cu2Mn3Al20 Mn3NiAlie
растворе
Mn
415

Продолжение табл. 5$
Соотношение и содержание элементов и образующиеся фазы
Эле-
Элемент
Bi Pb>0,2 Bi; Pb<0,2 Bi; Mg>l,7 Si
Bi2Mg3
Zn<20/0 . Zn>2o/O ш
В твердом Cu6Zn2Al3
растворе
Zn
Cu>Fe . Cu<2Fe, Fe»Si . Mn>0,l%
Cu4NiAl7 ' FeNiAl9 или (CuFeNi)Ale или ' Mn8NiAlie
(CuFeNiJAl3 или cCu2(FeNi)Al7
Ni
Mg, Pb<0,l%. Bi<0,l Pb; Mg>l,7 Si. Bi>O,lPb
Pb ' Mg2Pb ' BiPb3
Pb
TiAl3
Ti
Cd (?)
Cd
Mg<l,7Si . Mg»l,7 Si
Sn Mg«Sn
Sn
Ag<O,3o/o . Ag>0,30/0 . Mg»l,7Si „п„ д?ме (9)
В твердом Ag2Al (AgCuAlL9Mg32
растворе
Ag
Примечание. Здесь, а также ниже в других аналогичных таблицах в числителе — соотношение и содержание элементов, в знаме-
знаменателе — образующаяся фаза.
416

Рис. 174. Определение химического состава включений в сплаве с 4,5% Си; 1,5% Mg;
0.6% Мп; 0,25% Fe; 0,15% Si в литом состоянии методом рентгеноспектрального анализа:
а — микрофотография, полученная с помощью светового микроскопа, травитель с
10% Н3РО4, Х750; б — е — соответственно изображения включений в лучах_меди, магния,
марганца, железа, кремния. Черные включения — CuMgAl2; светлые—(Cui-eMn)Al6; рас-
растравленные — (FeMnKSi2Ali6 (по данным Ф. М. Крилла, Kaiser-Aluminum Co)
И Зак. 218
41 7

Рис. 175. Сплав с 4,2% Си; 0,6% Mg;
0,8% Мп; 0,8% Si; 0,2% Fe. Литое состоя-
состояние, слиток для прокатки. Травитель Кел-
Келлера, Х250. Светлые частицы — фаза
CuAlo, соединения марганца — черного
цвета, серые — иглы включений Cu2Mg Si6Al5
Рис. 176. Сплав с 4,5% Си: 0,5% Mg;
0,6% Мп; 0,2% Fe; 0,3% Si. Травитель с
10% Н3РО4, Х500. Темные включения —
соединения марганца; светлые — СиА12;
мелкие черные частицы — Mg2Si (no дан-
данным Ф. М. Крилла, Kaiser-Aluminium Co)
Рис. 177. Сплав с 4% Си; 1,5% Mg; 2% Ni.
Отливка в песчаную форму. Без травле-
травления, Х250. Частицы Mg2Si черного цвета;
темно-серые включения фазы Cu4NiAl7;
светло-серые частицы соединения AlCuFeNi;
колонии эвтектики СиА12 — CuMgAl2 — AI
Рис. 178. Сплав с 2% Си; 1% Fe; 1% Ni;
2% Mg; 1% Si. Литье в кокиль. Трави-
Травитель с HF, X250. Частицы фазы Cu4NiAl7
серого цвета; соединения Mg2Si в виде
китайских иероглифов черного цвета; свет-
светлые, едва видимые частицы — некоторые
соединения AlCuFeNi
418

Электропроводность термообработанных сплавов после выдержки в ат-
атмосферных условиях в течение 24 ч уменьшается частично вследствие ста-
старения, но в основном ш-за коррозии i[157]-. Холодная деформация после
закалки вызывает некоторое уменьшение электропроводности [144, 1145, 158]'.
Влияние температуры закалки на электропроводность дуралюмина рассмот-
рассмотрено в работе i[il42]-. Электропроводность увеличивается -более или менее не-
непрерывно с понижением температуры. При —269°С она в три — четыре раза
выше, чем при комнатной температуре ,[150]. Соответственно она уменьша-
уменьшается при повышенных температурах. Температурный коэффициент электропро-
электропроводности составляет 1Д6-10-12 Ом-м/К i[i153]-, «о он может несколько изме-
изменяться под влиянием закалки и старения i[163b]..
Измерение величины электросопротивления рекомендуется для контроля
качества выполнения операций термообработки [160—1160]. Машитная вос-
восприимчивость зависит главным образом от содержания марганца; она со-
составляет порядка 10~3 м.м3/моль в «плавах без марганца и до 20—12,5Х
Х'Ю мм3/моль в сплавах с 1% Мп [163]. Число Лоренца и термоэлектро-
термоэлектродвижущая GHvia для промышленных сплавов те же, что и для двойных спла-
сплавов А1—Си. Отражательная способность в световом и ультрафиолетовом
диапазонах длин волн и тепловое излучение мало зависят от состава сплава.
Сильное (влияние на эти характеристики оказывают обработка поверхности,
природа и толщина окиюной пленки |[164—168].
Механические свойства сплавов изменяются в очень широком диапазоне.
Самые низкие прочностные свойства имеют алюминиевые сплавы с 8% Си,
отлитые в песчаные формы, а максимальные свойства '(до 650 МН/м2) —
дуралюмины или деформируемые сплавы с 5% Си. В табл. 60 и 61 приведен
ориентировочный уровень свойств1 сплавов различных групп ,[3, 28, 33, 38,
43, 67, 119, 122, Ii25, 145, 146, 169—303]. Высокая чистота [260, 273, 298, 300,
304—310]-, специальные составы и технология изготовления или термообра-
термообработки [121Ь, 125, 126, 135, 197, 199, 204. 261, 262, 286, 291, 311—3251- могут
обеспечить получение повышенных свойств. Пористость, плохое питание от-
отливок, повышенное содержание примесей, ликвация и слабый контроль ка-
качества при производстве могут снизить свойства ниже пределов, приведенных
в табл. 60 и 61 [326—347]-. Поверхностные дефекты в большей степени, чем
внутренние, снижают свойства отливок [348]. О влиянии предварительной
или упругой деформации в процессе испытания на свойства сообщается в
работах i[349, 350]. Ультразвуковые колебания могут уменьшать или уве-
увеличивать свойства [3|51, 352]>. Облучение при низких температурах несколько
повышает прочность [353]. О поверхностном упрочнении под действием уль-
ультразвуковых колебаний сообщается в работе [ЗбЗЬ],. Динамическое нагруже-
ние может вызывать в зависимости от скорости либо повышение, либо по-
понижение .прочности и пластичности [364—361]-, но не при повышенной тем-
температуре/[36B, 363].
Данные об истинном сопротивлении разрушению приведены в работе
[364], об удлинении в массивных сечениях—в работе [365]-, о соотношении
между твердостью и пределом прочности — в работах [366—369], о пласти-
пластическом течении и характеристиках разрушения — в работах {Э24Ь, 370—390];
о влиянии комбинированных и трехосных напряжений—в работах [391—
394], о релаксации напряжений—в работе [395], об остаточных напряже-
напряжениях—» работах [396—407]-.
При температурах ниже комнатной прочность и твердость увеличивают-
увеличиваются при некоторой потере пластичности [70, 282, 297, 307, 408—4461 и умень-
уменьшении 'анизотропии [447]. Соответственно выдержка при температурах выше
комнатной приводит к разупрочнению со значительным увеличением удли-
удлинения [58, 82, 115, 270, 277, 1282, 408, 421, 426, 447b—481]. При нагреве за-
закаленных и естественно состаренных сплавов при температурах до 227—327°С
происходит временное увеличение твердости и прочности вследствие искусст-
искусственного старения. В конечном счете это увеличение исчезает (тем быстрее,
и обпяЯл™Ае™ый в табл- 60 вариант обработки, обозначенный автором Т8, включает
иуаоотку 19 в соответствии с американской классификацией.
14* Зак. 218

420
Таблица 60
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИТЕЙНЫХ СПЛАВОВ А1—Си
А1—Си—Ni сплав
12% Си
8% Си
5% Си
кокиль
песчаная
форма
кокиль
песчаная
форма
кокиль
песчаная форма
кокиль
песчаная форма
Состояние
НУ, МН/м2
800—1001
900—1200
1100—1400
1
700—900
800—1100
950—1300
800—1200
900—1300
1000—1500
700—900
800—1200
10,30—1400
600—900
500—700
600—900
700—1100
ПОО—1400
5,00—700
600—900
1000—1200
F
Т4
Т6
<Тв, МН/м2
200—300
200—300
25,0—350
150—250
150—250
200—300
150—200
200—300
250—350
120—180
150-250
20,0-300
150—250
120—150
150—250
250—350
300—450
100—200
200—300
250—350
F
Т4
Т6
(То,2, МН/М2
150—250
150—250
200-300
1
120—180
120—200
180—250
150—200
200—250
250—300
100—150
15,0—200
200—250
80—120
60—80
120—180
150—250
250—350
100—150
120—200
200—300
F
Т4
Т6
б, %
0—3
0—5
0—2
0—2
0—4
0—2
0-2
0—3
0 1
0—2
0—4
0—2
2—3
2—5
2—5
2—10
0—5
3—6
5—10
1—5
F
Т4
Т6
Условные обозначения: F — без дополнительной обработки, литое или деформированное состояние; Т4 — закалка и естественное старение;
Т6 — закалка и искусственное старение.

Таблица 61
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДЕФОРМИРУЕМЫХ СПЛАВОВ Al-Cu
Состо
ние
о
н
Т4
Т6
Т8
О
н
Т4
Т6
Т8
с 5% Си
Дуралюмин
HV, МИ/м2
500—700
650—800
900—1200
1000—1500
1100—1600
500—800
700—900
850—1250
1000—1400
1100—1500
ав, МН/м2
150-250
200—300
300—450
400—500
450—650
150—250
200—350
300—450
400—500
450—650
Al—Cu-Ni
сплав
600—800
650—850
1000—1300
1100—1500
150-250
200—300
300—400
400—500
о?
о
Сост
ние
О
н
Т4
Т6
Т8
О
н
Т4
Т6
Т8
Сплав
с 5% Си
60—120
80—150
150—300
350—450
350—500
15-25
4-10
15-25
10—15
2—10
Дуралю-
МИН
>2, МН/м2
80—150
100—180
200—400
350—450
450-550
б, %
15—25
3-8
15—25
8—15
2—10
Al-Cu-Ni
сплав
80—120
100—150
200—300
350-400
15-25
3—8
15—22
6—15
Условные обозначения: О — отжиг; Н — холоднонагартованное из отожженного со-
состояния; Т4 — закалка и естественное старение; Т6 — закалка и искусственное старение;
Т8 — закалка, естественное старение, холодная деформация, искусственное старение или
холодная деформация после искусственного старения.
чем выше температура) и происходит такое же снижение прочностных
свойств, как и в сплавах, состаренных до максимальной твердости [468,
482—483]..
Длительный нагрев (до двух лет) приводит к заметному разупрочнению
при всех температурах [460, 484—486]. При промежуточных выдержках
разупрочнение будет меньше, если материалы подвергнуть термомеханической
обработке [487]. При кратковременных испытаниях быстрый нагрев до тем-
температуры испытания увеличивает прочность [488, 489]-. В случае прерывисто-
прерывистого нагрева его влияние равноценно влиянию суммарного времени выдержки
[490, 49/1]'. Кратковременный нагрев, например нагрев в результате уста-
установки заклепок взрывным методом [492], или минутные выдержки при тем-
температурах 227—&77ЧС [493]. не влияют на свойства.
На рис. 179 показано изменение значений прочности и пластичности не-
нескольких сплавав в зависимости от температуры, усредненных по литератур-
литературным данным. Порошковые сплавы (САП) имеют более высокие значения
прочности и сопротивления ползучести при повышенных температурах бла-
благодаря содержащейся в них окиси алюминия [494—497]-.
Ударная вязкость сплавов системы А1 — Си, как и всех алюминиевых
сплавов невысока. Минимальные значения (по Шарпи) составляют 2— ЗХ
ХЮ4 Н/м для литейных сплавов с 7% Си, максимальные 30—40-Ю4 Н/м для
деформируемых полуфабрикатов в естественно состаренном состоянии
[277, 498—'504}. Чувствительность к надрезу обычно низка, особенно у дефор-
деформируемых сплавов или литейных сплавов, термообработанных на максималь-
максимальную пластичность [360с, 386, 428, 443, 505—523]. Вязкость разрушения при
плоской деформации зависит от многих факторов [428, 508, 509, 516—539]-.
Ударная вязкость увеличивается с повышением температуры и мало снижа-
—;203РПИ 'Н(ИЗ'ШХ температурах. Это снижение дл,я мягких сплавов (при
пм™,™ нах°Дится в пределах ошибки испытания и существенно только для
высокопрочных сплавов [297, 390, Ш, 415, 419, 420, 428, 432, 435, 437, 500,
421

503, 508, 516, 517, 526, 540}. Влияние структуры (на хрупкое разрушение ис-
исследовано в работах [54ОЬ — 540d].
Сопротивление срезу составляет 70—75% от предела прочности при ра-
растяжении [467, 541—543] даже при высокой температуре i[544]>; сопротивле-
сопротивление износу в 1,5 раза выше прочности при растяжении [545, 546]; предел
текучести при сжатии на 10—-15% выше или ниже предела прочности при
растяжении [250, 547—552].
бв,МН/,
800
200
200
400
600 Т, К
Рис. 179. Зависимость предела прочности (о*в) некоторых распространенных алюминие-
вых сплавов от температуры:
/-А1 99%; 2-4-7%
0,2% " -—-
2% ,1
0,7%
а -
вых сплавов от температуры:
/-А1 99%; 2-4-7% Mg, Mn или Сг; 3 — САП 7% А12О3; 4-1,3% Mg, 0,7% Si,
0,2% Си, 0,2% Сг; 5—13% Si, 1-2% Си, 1% Mg, 1% Ni; 5 — 2—4% Си, 1-2% Mg.
2% ,Fe+Ni; 7 — 6% Си, <0,5% Mn, Сг, V, Zr; 8 — 4,5% Си, 1—1,5% Mg, 0,7% Mn; 0,2-
0,7% Si; 9 — 5—6% Zn, 2—3% Mg, 1-3% Си
Данные о прочности столбчатых кристаллов приведены в работах [553,
554], о сопротивлении кручению—в работе [554b], о демпфирующей спо-
способности—в работах [554с —558]-, о движении ударных воли —в работах
[559—662], о лулепроницаемости — в работе [563].
Большинство легирующих элементов повышает модуль упругости алю-
(Мииия, но это повышение несущественно. Сплавы системы А1 — Си имеют
модуль упругости при комнатной температуре 70—75 ГН/м2 [228, 1246, 564—
422

574] он практически одинаков при растяжении и сжатии [549]. Модуль
упругости .непрерывно изменяется в зависимости от температуры с 76—
78 ГН/ма три —203°С до 60 ГН/м2 при 2l27°C [411, 420, 421, 575—679]-. Из-
Изменение модуля упругости при старении незначительно и не имеет практиче-
^Тффади1н?Пу составляет 0,32-0,34 [567, 581-583], в том чис-
числе и при сжатии [584, 585]; он увеличивается .с повышением температуры
Г5861. Упругие константы приведены в работе {587]. Усталостная прочность
на базе 107—108 циклов нагружений составляет 40—$0 МН/м2 для литейных
сплавов и 120—U80 МН/ма для деформируемых сплавов [244, 277, 688—660],
но эти величины в сильной степени зависят от методики испытаний (пере-
(переменный изгиб, растяжение, сжатие, кручение, пульсирующий удар и т. д.),
размера и формы образца (квадратный плоский или круглый), скорости ис-
испытаний и т. д. [433, 615, 624, 629—6311, 636, 650, 661—676).
Остаточные напряжения и сложные схемы нагружения или резко изме-
изменяющиеся нагрузки снижают усталостную прочность [664, 677—604], так же
как и предварительные напряжения [692, 695—697]. Однако в работе [656]
отмечается повышение долговечности при широком спектре случайных нагру-
нагрузок. Плохая механическая обработка шоверхности, травление, гальванопокры-
гальванопокрытие или анодирование снижают усталостную прочность образцов, когда при
испытаниях поверхностный слой наиболее нагружен [620, 638, 654, 698—719].
Гладкая литейная кориа, обдувка дробью и другое {поверхностное выглажи-
выглаживание или упрочнение повышают долговечность ,[599, 603, 614, 662, 654, 714,
720—726], особенно это относится к деталям, подверженным фреттинг-уста-
фреттинг-усталости [7127—729].
Даже небольшая коррозия -может существенно снизить усталостную
прочность при изгибе [500, 616, 667, 702, 730—748]. Усталостная прочность
выше в вакууме, в защитных атмосферах, а также у материалов, имеющих
покрытия, и ниже при воздействии давления или в атмосфере, содержащей
пары воды [749—756]. Влияние температуры на коррозионную усталость
рассмотрено в работе ,[756Ь], влияние магнитных нолей—в работе [745].
Такие внутренние дефекты, как ликвация [766с]-, оплавление эвтектики (пе-
(пережог) [276], первичные кристаллы [18, 276, 757] или даже небольшие ча-
частицы интерметаллидов [768—758с]-, также уменьшают усталостную проч-
прочность. Размер зерна и преимущественная ориентация могут влиять или не
влиять на долговечность [758d — 766]. в зависимости от множества факто-
факторов. Так, усталостная прочность при изгибе выше в долевом направлении
по сравнению с поперечным, а при кручении не зависит от направления во-
волокна [665]-.
Трещины, надрезы или отверстия уменьшают долговечность, но их влия-
влияние зависит от размера, формы и расположения [397, 433, 5911, 615, 620, 630,
658, 664, 704, 733, 7|67—780}. Повторная термообработка снижает усталостную
прочность только в том случае, если увеличивается толщина акисной пленки
[780Ь].
Усталостная прочность естественно и искусственно состаренных сплавов
близка, если старение не приводит к образованию некогерентных выделений,
снижающих выносливость [593, 602, 620, 781—784].
Пластическая деформация после старения может увеличивать усталост-
усталостную прочность [516, 652]. Данные о выносливости болтовых и заклепочных
соединений приведены в работах [786, 7в5Ь].
С повышением температуры усталостная прочность снижается, особенно
если происходит образование выделений [277, 725, 766с, 786—796], и соот-
/fSirm11"*/ П1°по2>Шается с понижением температуры, увеличиваясь вдвое при
{ iAM)-f-(—193\ С) по сравнению с комнатной температурой,. При этом чув-
чувствительность к надрезу также увеличивается, однако намного меньше, чем
Для сплавов системы А1 — Zn — Mg [413, 420, 433, 772, 797—810].
Г8021'°оТношение межлу прочностью и усталостью рассмотрено в работе
нагоу'жршГа6Р^'а П'ри 1ПО'вышенной температуре после высокого циклического
рост [803] Ускорить образование трещины [795], но замедлить ее
423

Структурные изменения при усталости не происходят в тех случаях, когда
«апрузки намного ниже предела усталости [804—806]. В 'материалах, соста-
состаренных до .максимальной твердости, нагрузки выше предельных могут вы-
вызвать локализованное выделение [753, 807—8111- с последующим изменением
электродного потенциала [745]. Деформация скольжения происходит до тех
пор, пока не произойдет насыщение скольжением и не начнут появляться
трещины i[641, 807, 812—818]-. Очень тонкие субграницы вблизи трещины
наблюдались в работе [819]. Скорость распространения трещины зависит от
многих факторов [523, 780, 8'20—836]-. Прочность может быть повышена в
результате старения и пластической деформации, при возникновении трещин
механические свойства понижаются [837—SB44]-.
С появлением трещин увеличивается демпфирующая способность [2].
Усталостные трещины локализуются на поверхности раздела частица —мат-
—матрица {844Ь, 844с]. Распространение трещины в сплавах средней прочности
рассмотрено в работе [747с]-.
Многие литейные сплавы и сплавы системы А1 — Си — Ni применяются
три высоких температурах, когда важное значение имеет сопротивление
ползучести [277, 467, 769, 473, 788, 790, 845—882].. На рис. 180 приведены
некоторые данные для сплава с высо-
высоким сопротивлением ползучести. Со-
Сопротивление ползучести не зависит от
вида нагружения (растяжение или
сжатие i[883] и от того, является ли
нагрузка постоянной, вибрационной
или пульсирующей [884—885], но за-
зависит от предыстории образцов
[885Ь]. Ползучесть в условиях слож-
сложного напряженного состояния изучена
в работах [886—887], в надрезан-
надрезанном материале — в работе i[887b]. При
температурах ниже 227°С отливки
б, МИ/м2
Г 10 Ж 10э
Время до разрушения, ч
10*
Рис. 180. Долговечность при темпера-
температуре под напряжением сплава с 6% Си;
0,3% Мп; 0,1% Y; 0,1% Zr
имеют более высокое сопротивление
ползучести, чем деформированные по-
полуфабрикаты [791, 888], а при более
высоких температурах — наоборот.
Сопротивление ползучести выше для
крупнозернистой структуры. При низ-
низких температурах оно наибольшее, когда сплав состарен до максимальной
твердости i[889, 890], т. е. почти до потери когерентности, и дислокации вокруг
выделений ускоряют ползучесть [891]. Предварительная деформация и выде-
выделения в процессе ползучести ускоряют ее [892—893]; воздействие «-излучения
уменьшает ползучесть [894]. Разрушение при ползучести начинается в виде
трещин у твердых частиц [895].
Сопротивлению износу благоприятствуют высокая твердость и наличие
твердых составляющих. Сплавы с 10—16% Си или сплавы, обработанные до
максимальной твердости, имеют очень высокое сопротивление износу [896—
899]. Для пистонов рекомендуется поверхностное упрочнение цинкованием
.[900]. Сплавы для подшипников обычно содержат твердые составляющие ча-
часто вместе с низкоплавкими металлами (свинцом, висмутом, кадмием) [263,
2F8, 897, 901—908]. О трении дуралюмина по другим материалам сообщается
в работах [909—911].
Наилучшее сочетание прочности и пластичности сплавов обеспечивается
при содержании меди, близком к пределу растворимости E% Си в промыш-
промышленной практике), и при соответствующей термообработке, после которой
медь распределяется в зонах ГЛ. Более низкие концентрации меди, если
они не компенсируются магнием, приводят к снижению прочности и улучше-
улучшению пластичности. При содержании меди более 5—6'% прочность несколько
увеличивается, но пластичность существенно уменьшается [13, 199, 218, 912—
920]. Ударная вязкость, вязкость надрезанных образцов и усталостная проч-
прочность уменьшаются из-за наличия хрупкой сетки эвтектик (главным образом
42-1

Al(CuAl2) [145, 214, 601, 638, 647, 655, 704, 741, 921—924]. Необходимо от-
отметить, однако, что с увеличеиием содержания меди прочность при высокой
температуре а также сопротивление ползучести и износу повышаются i[180,
453,897,902,925—908].
Кремний повышает прочность литейных сплавав в основном за счет уве-
увеличения жидкотекучести и, следовательно, плотности отливок, но три некото-
некоторой потере пластичности и сопротивления усталости, особенно при образовании
соединения FeSiAl5 взамен соединений Fe2SiAl8 или Cu2FeAl7 .[57, i211, 219,
285 298 313, 425, 764, 921, 924, 929—933,]. В сплавах с магнием кремний
дает некоторый непосредственный эффект упрочнения J13, '205, 218, 256, 592,
916, 9119, 934—940], но его главный эффект —косвенный, потому что отноше-
отношение концентраций Mg : Si контролирует упрочнение при старении (см. с 440).
Кремний снижает прочность при высокой температуре и сопротивление пол-
ползучести, особенно в присутствии магния [53, 298, 859, 938, 94il, 942].
Магний повышает прочность и твердость сплавов, особенно отливок,
при существенном снижении пластичности и ударной вязкости [13, 18, 180,
193, 205, 218, 228, 233, 292, 9I3, 917, 919, 920, 924, 936, 938, 943—951]. п^
содержании магния менее 2% наблюдается склонность сплавов к старению
при комнатной температуре. Скорость и эффект старения контролируются
отношением Mg : Si. При высоких отношениях лучшие прочность и пластич-
пластичность достигаются при естественном старении, при низких отношениях для
получения оптимальных свойств необходимо искусственное старение ['13, 21,
25, 26, Ш, 37, 53, НОЙ, 169, 205, 223, 751, 784, 917, 936, 939, 942, 946, 952—
960]. Когда содержание магния в два раза выше, чем меди, упрочнение не-
невелико. При высоком содержании магния прочность при ^повышенных темпе-
температурах и сопротивление ползучести улучшаются, особенно при низкой кон-
концентрации кремния [45, 58, 1180, 283, 208, 447, 479, 849, 928, 949—951,
961—964].
Железо оказывает некоторое положительное влияние на прочность, в
большей степени при повышенных температурах и при <0,7% Fe [180, 205,
210, 219, 298, 447, 453, 926, 934, 948, 963b, 965—968]. В сплавах системы
А1 — Си — Ni железо может заменять до половины никеля .[247, 918, 938,
942, 965, 969, 970]. В других сплавах, особенно в дуралюминах, приемлемое
содержание железа должно быть по возможности минимальным из-за охруп-
чивающего влияния железосодержащих соединений и уменьшения раствори-
растворимой меди в результате их образования [,13, 40, 102, 175, 211, 219, 248, 298,
309, 506, 506, 757, 9:29, 9312, 940, 947, 950, "967, 971—976]. Марганец также спо-
способствует некоторому упрочнению (приблизительно на 20—30 МН/м2 на 1%
Мп) частично вследствие растворения и частично из-за снижения охрупчи-
вающего влияния железа и уменьшения роста зерна J13, 18, i22, 169, A74, 205,
223, 281, 9,12, 914, 936, 937, 944, 977—980]. При высоком содержании железа
и марганца первичные кристаллы снижают пластичность и особенно сопро-
сопротивление усталости [117, 18, 936]. Прочность при повышенных температурах
мало зависит от содержания марганца [461, 478, 873, 926]¦; ползучесть умень-
уменьшается [981]. Марганец влияет на механические свойства, поскольку он уси-
усиливает пресс-эффект и оказывает некоторое влияние на скорость старения.
Никель оказывает упрочняющее воздействие, подобно марганцу, однако
в меньшей степени, потому что он только уменьшает охрупчивающее дейст-
действие железа [42, 210, 247, 448, 453, 918, 9126, 93;2, 938, 942, 965, 966, 969, 982].
Марганец и никель ©месте снижают свойства при комнатной температуре, об-
образуя соединения алюминий — марганец — никель и уменьшая полезное влия-
влияние каждого из них [247, 950, 957, 982Ь — 988]. Основное влияние никеля
заключается в увеличении прочности при повышенных температурах, устало-
усталости и сопротивления ползучести [29, 42, 49, 85, 173, ,210, 1283, 452, 453, 467
670, 786, 854, 873. 892Ь, 926, 938, 963, 966, 981, 988-^990]. В сплавах, упроч-
упрочнение которых при старении зависит от содержания меди, добавки никеля,
связывая часть меди в 'нерастворимые соединения А1 — Си — Ni, могут по-
понизить прочность ,[247, 95.0, 987].
вводят в качестве модификатора, он очень эффективен для из-
зерна. Если это модифицирование приводит к лучшему распреде-
425
Титан
мельчения

лению нерастворимых составляющих, пористости и неметаллических включе-
включений, отмечается явное улучшение механических свойств [43, 45 69 210, 222,
228, 233, 247, 248, 261, 262, 266, 298, 312, 313, 340, 621, 924, 926,942,991—997].
Если, однако, междендритное пространство не уменьшается, измельчение зер-
зерна неэффективно. Этим можно объяснить нечувствительность литейных спла-
сплавав к размеру -и ориентации зерна [760, 762, 998—1001].
Литий оказывает влияние, подобное магнию; он увеличивает прочность,
особенно после термообработки, а также при повышенных температурах, но
соответственно снижает пластичность [115,645, 1002—11010].
Цинк увеличивает прочность, но снижает пластичность. При низких тем-
температурах и пониженном его содержании зто влияние выражено слабо
[22,193, .219, 247, 298, 921, 934, 989, 1011 — 1016]. При повышенных темпера-
температурах цинк заметно уменьшает прочность и сопротивление 'ползучести [173,
855].
Олаво1 снижает как прочность, так и пластичность [193, 247, 907, 987,
1011, 1016—1019]', особенно при повышенных температурах .[847, 1020].
Сплавы, содержащие до 1% Ag, могут достигать прочности 500 МН/м2
после термообработки [247, 298, 302, 304, 306, 307, 310, 964, 1021—A023], но
это, вероятно, 'происходит вследствие добавки магния. В более ранних ис-
исследованиях не отмечается или отмечается небольшое улучшение свойств при
добавках серебра .[247, 913, 934, 1016]..
Бериллий и кобальт при отношении 1 : 7 приводят, по данным работы
[250], к некоторому повышению прочности, особенно при повышенных тем-
температурах, однако другие сообщения о влиянии бериллия и кобальта менее
оптимистичны [45, '247, 948, 950, 1006, ЮН 6].
Хром повышает" прочность при повышенных температурах [926], но мало
влияет или не влияет совсем на прочность при комнатной температуре [247,
1024]. Мышьяк [912, 1025], бор [950], висмут [247, 912, 1016, 1018
1026,], кадмий2 [120, 218, 247, 474, 948, 1018, 1027, 1028], индий [1018], мо-
молибден .[247, 950, 1029], фосфор [1030], свинец [38, 247, 611, 908, 987, 1012,
1013, 1018, 1020, 1027, 1031, 1032], ванадий [645, 912, 950, 978,
1024, 1033, 1034], вольфрам {247, 1035] и цирконий [950, 1024, 1036—1041]
оказывают небольшое или косвенное воздействие на механические свойства,
хотя некоторые из них могут заметно влиять на другие свойства и, таким
образом, косвенно на прочность и пластичность.
Барий, кальций [913, 934], церий [913, 989, 1042—1046], калий [913, 934],
натрий [613, 934, 1047], сурьма [247, 1018, 1048] и теллур [1049] способст-
способствуют снижению либо прочности и пластичности одновременно, либо одной
из этих характеристик.
Электродный потенциал сплавов системы А1 — Си определяется в основ-
основном содержанием растворенной меди. В стандартном растворе NaCl — Н2О2
электродной потенциал относительно каломельного электрода составляет от
—0,80 до —0,95 В для промышленного сплава, отожженного при 223—323°С в
течение нескольких часов с целью выделения всей меди из раствора. Для за-
закаленного материала с содержанием меди в растворе около 5% он составляет
0,65—0,75 В. Это верхний предел в промышленной практике. Магний и цинк
при обычных содержаниях сдвигают потенциал к более отрицательному (на
0,01—0,02 В); ни один из других элементов (возможно, за исключением ли-
лития) не оказывает измеримого эффекта [1050—1061].
Измерением потенциала можно определять чувствительность к межкри-
сталлптной коррозии и коррозии под напряжением. Как показано для двой-
двойных, тройных и других, более сложных сплавов, электродный потенциал по-
постепенно изменяется в процессе старения от величины, присущей свежезака-
свежезакаленному состоянию, до значений, свойственных отожженному материалу. В
сплавах, содержащих медь, это изменение начинается при переходе к следую-
следующей после зон ГП1 стадии старения и завершается, когда образуется проме-
промежуточная фаза. В течение этого периода участки зерна (границы зерен, иска-
1 Влияние олова рассмотрено на с. 437.
2 Влияние этого элемента рассмотрено на с. 437.
426

женные зоны и др.), в которых старение прошло в большей степени, электро-
электроотрицательны относительно остального зерна, и в них концентрируется Кор-
Коррозия.
Поэтому любой материал, потенциал которого более отрицателен по срав-
сравнению со свежезакаленным состоянием и существенно менее отрицателен по
сравнению с полностью состаренным состоянием, может быть чувствителен к
локальной коррозии [1056, 1059, 1062—1064]. Материал с потенциалом, при-
присущим свежезакаленному состоянию, может оказаться чувствительным к кор-
коррозии под напряжением, потому что в нем могут быть напряженные зоны, по-
потенциал которых более отрицателен, но которые слишком малы, чтобы повли-
повлиять на измеряемые величины потенциала.
По сравнению с другими промышленными алюминиевыми сплавами кор-
коррозионная стойкость сплавов А1 — Си низка. При этом она наилучшая и име-
имеет характер общей коррозии в закаленном и естественно состаренном состоя-
состоянии, когда вся медь находится в растворе или в зонах ГП1. Наихудшая кор-
коррозионная стойкость соответствует сплавам, искусственно состаренным до зо-
зоны ГП2 или до начала образования фазы 0', при этом они чувствительны к
межкристаллитной коррозии Промежуточное положение по коррозионной
стойкости занимают сплавы в перестаренном или отожженном состоянии, ког-
когда имеет место интенсивная питтинговая коррозия {218, 227, 615, 632, 930, 983,
984, 1065—1107]. К сожалению, для большинства сплавов оптимальное со-
сочетание прочности и пластичности соответствует структуре, имеющей макси-
максимальную чувствительность к межкристаллитной коррозии и коррозии под
напряжением [97, 218, 245, 251, 258, 1104—1106, 1108—1121].
Имеются данные о коррозионной стойкости в атмосферных условиях
[1122—1142]; в водопроводной воде, мыльном растворе, дезинфицирующих
средствах [1143—1151]; в соленой воде и морской атмосфере [1074, 1077, 1120,
1147, 1152—1180]; в нефтяных продуктах [1180 Ь, 1180 с]; в угольном, кок-
коксовом, печном и топливном газах [1147, 1181 — 1185] ;в грунте |[ 1186]; в цемен-
цементе '[1187]; в жидком топливе [1188]; в неорганических кислотах, основаниях
и солях [984, 1143, 1147, 1160, 1189—1212]; в органических соединениях
[1147—1149, 1206, 1211, 1213—11228]; в растворах, содержащих ртуть
[1229—1231]. Разрушение от эрозии или кавитации является скорее следстви-
следствием механического, чем химического воздействия [[899, 1146^ 1232—1235].
Медь в виде СиАЬ не вызывает резкого увеличения коррозии, потому что
различие в потенциале между фазой СиА12 и пересыщенной медью матрицей
составляет только несколько сотых вольта. Таким образом, увеличение со-
содержания меди с 5 до 15% не приводит к существенному изменению корро-
коррозионной стойкости [1024, 1081 1087]. Однако отмечается сильная коррозия,
когда медь под действием коррозионной среды гальванически осаждается на
алюминии в виде металлической меди [1063, ilO88, 1094, 1202].
Железо вызывает сильный питтинг {247, 1097, 1236], если не входит в
соединение с марганцем или хромом {247, 1024, 1236 Ь].
Марганец, хром и титан способствуют уменьшению склонности к коррозии
под напряжением [1024].
Кремний оказывает влияние, подобное марганцу [1081, 1097, 1236, 1237]
не только потому, что потенциал Al — Fe — Si соединений ближе к потенциа-
потенциалу матрицы, но и потому, что подобно соединениям никеля кремнийсодержа-
щие соединения более или менее пассивны во многих коррозионных условиях.
Таким образом, никельсодержащие сплавы имеют приблизительно такую же
коррозионную стойкость, как сплавы с марганцем [247, 989]. Магний не ока-
оказывает существенного влияния на коррозионную стойкость. Если он присутст-
присутствует в виде фазы Mg2Si, то корродирует очень быстро [1053], но образующие-
образующиеся мелкие очаги питтинговой коррозии оказывают незначительное влияние на
свойства или последующую коррозию
Магний в растворе или в виде соединении CuMgAl2 или Cu2Mg8Si6Al5
уменьшает коррозионную стойкость в основном из-за увеличения чувствитель-
чувствительности к межкристаллитной коррозии [936, 1236, 1248]/Однако при одинаковом
уровне прочности сплавы без магния имеют более низкую коррозион-
коррозионную стойкость [245, 1094, 1167, 1239, 1240]. Литий, по данным ра-
427

боты [1075], повышает коррозионную стойкость, особенно сопротивление кор-
коррозионному растрескиванию [1010].
Серебро заметно понижает коррозионную стойкость [247]; свинец и оло-
олово оказывают на нее незначительное влияние или не влияют вообще [247, 987,
1240 Ь]; висмут, кадмий, кобальт, сурьма, ванадий и цинк повышают е'е но
несущественно [247, 987, 1015, 1018, 1024, 1028, 1075]. Мишметалл E0% Се+
+другие редкие земли), по данным работы [1241], улучшает коррозионную
стойкость сплава с 4% Си, 2% Ni, 1,5% Mg, но снижает ее у дуралюмина.
Пористость и ликвация в отливках снижают коррозионную стойкость
[1242, 1243], размер зерна влияет несущественно на нее [1001, 1024, 1060], а
при тонком распределении структурных составляющих она улучшается
[1244].
Сплавы А1—Си с наименьшим отрицательным потенциалом должны были
бы иметь максимальное сопротивление контактной коррозии. Но тогда как в
чистом алюминии и в большинстве коррозионностойких сплавов окисная плен-
пленка пассивна, в сплавах А1 — Си медь, находящаяся в окионой пленке, препят-
препятствует полной пассивации. При этом резкое ухудшение может возникнуть,
когда в контакте находятся не только сплавы с другими материалами, но и
сплавы с различным содержанием меди или с различной нагартовкой или тер-
термообработкой. Примером может служить применение заклепок из медленно
старящихся сплавов с низким содержанием меди [6, 943, 1136, 1180с, 1253,
1256—1259]. Контактная коррозия особенно резко выражена в том случае,
когда отношение электроотрицательного и электроположительного потенциа-
потенциалов сплавов мало [1060]
Влияние коррозии на свойства и долговечность деталей зависит в сильной
мере от типа коррозии. Влияние питтинга на один — два порядка меньше,
чем влияние межкристаллитной коррозии или коррозионного растрескивания.
Питтинг, появившийся в результате выдержки в течение нескольких лет в
морской атмосфере, даже с образованием отверстий в листе снижает проч-
прочность не более чем на 30—40% и удлинение на 80—90% [1059, 1176, 1080,
1082, 1115, 1123, 1131, 1133—1135, 1137, 1172—1174, 1260]. Для тех же самых
материалов, обработанных до состояния, чувствительного к межкристаллит-
пой коррозии или коррозии под напряжением, полное разрушение в той же
самой среде — вопрос месяцев, если не недель :[743, 1056, 1088, 1096, 1107,
1261—1279]. Кроме того, этот тип разрушения намного труднее выявить
Сильный питтинг приводит к образованию объемных продуктов коррозии и
после их удаления — ясно видимых повреждений поверхности, тогда как меж-
кристаллитная коррозия или коррозионное растрескивание более скрыты '[253,
1059, 1077, 1169, 1179, 1280—1284]. Структуры, вызванные коррозией, приве-
приведены в работах [1284, 1285 Ь]. Согласно данным работы {1286], выделение во-
водорода при питтинге постояшю, ,а при межкристаллитной коррозии изменяется
по параболе. Трещины при коррозии под напряжением [1287—1289] зарожда-
зарождаются у поверхностных дефектов или питтингов [1290].
Важная особенность коррозии под напряжением деформируемых полу-
полуфабрикатов заключается в ани-
По перечное ^ зотропности. Сопротивление
коррозионному растрескиванию
максимально, когда растягиваю-
растягивающие напряжения действуют в
долевом направлении (рис. 181)
по отношению к волокну, ниже
в поперечном направлении и
минимально в высотном направ-
направлении. Как и в других алюми-
алюминиевых сплавах, максимальное
растягивающее напряжение для
долевого направления прибли-
приблизительно в 5 раз боль-
Рис. 181. Направления в деформируемых полу- ше> чем Для ВЫСОТНОГО
фабрикатах [1100, 1101, 1106, 1119,
428

1179, 1276, 1279, 1287—1288]. Коррозионное растрескивание образцов
с предварительно нанесенными трещинами исследовано в работах [1289—
129-1], связь между чувствительностью -к коррозионному растрескиванию и ха-
характеристиками демпфирования — в работе [1291b], между кристаллической
ориентировкой и чувствительностью к коррозионному растрескиванию —в ра-
работе [1291с].
Поскольку коррозионное растрескивание происходит при сочетании трех
факторов: растягивающих напряжений, воздействия коррозионной среды и
чувствительности структуры к коррозии под напряжением, исключение одного
из них может быть достаточным для безопасной работы. Таким образом, могут
быть приняты защитные меры — усовершенствование конструкции или про-
проведение операции обработки для снятия или уменьшения остаточных растя-
растягивающих напряжений у поверхности или в высотном направлении [1101,
1105—1107, 1119, 1179, 1275, 1278, 1288, 1291—1293]. Однако ввиду непред-
непредвиденного и опасного характера межкристаллитной коррозии и коррозионно-
коррозионного растрескивания сплавов применяют соответствующую термообработку.
Для естественно состаренных сплавов термообработка должна обеспечивать
сохранение всей меди в растворе. Для искусственно состаренных сплавов
можно применять менее [резкую закалку при условии, что последующее старе-
старение обеспечит полное выделение. Как правило, это соответствует максималь-
максимальному пределу текучести, но с некоторым переходом за пик твердости и преде-
предела прочности. Широко применяют защиту с помощью красок или окисных
пленок, наносимых химически или электрохимически, но они эффективны до
тех пор, пока покрытие непроницаемо для коррозионной среды.
Лучший метод защиты от коррозии — плакирование, которое обеспечивает
как пассивную защиту (перенося коррозионное воздействие со сплава на ме-
менее корродирующую плакировку), так и активную защиту (будучи электроот-
электроотрицательной по отношению к основному материалу).
В качестве плакирующего материала для сплавов А1 — Си используют в
основном чистый алюминий [1294—1303b]. Плакирование применяют главным
образом для защиты листов и плит, но выпускают также плакированные тру-
трубы и прессованные полуфабрикаты [1304, 1305]. Плакировку обычно привари-
приваривают под давлением при горячей деформации пакета. Иногда соединение не-
некачественно, и при последующих операциях на материале появляются пузыри.
Поскольку они не снижают защитных свойств плакировки, а только ухудшают
ее вид, то небольшое количество пузырей допускается [1294, 1306—1308].
Более важная проблема, касающаяся плакирования, связана с диффузи-
диффузией элементов из основного материала в плакировку, уменьшающей ее эффек-
эффективность [78, 1297, 1309—1326] (рис. 182). В связи с этим рекомендуется ми-
минимальная толщина плакировки 30—50 мкм [1089, 1310, 1320, 1327]. Время
термообработки для тонких листов точно контролируют, и для листов ниже
определенной толщины не допускают повторной термообработки [1314 1317,
1320, 1323, 1326, 1328—1330].
Применение промежуточных слоев для замедления диффузии оказалось
неудачным [1331—1333,]. Диффузия развивается интенсивнее по границам
зерен, поэтому медь сосредоточивается вначале по границам зерен, образуя
островки металла с пониженным содержанием меди, в которых со-
сосредоточивается коррозия [1Э14, 13A7, 11334]. Чистота плакировки мало вли-
влияет на эффективность плакирования. Пониженная чистота (<99,5% А1) спо-
способствует большему образованию питтингов без ухудшения защитного дей-
действия [1335, 1336]. Необходимо отметить, что чистый металл более склонен
к интенсивному росту зерна [1337, 1338].
Плакированные материалы имеют высокую коррозионную стойкость и
превосходят некоторые коррозионностойкие сплавы [745 1132 1159 1164
1240, 1264, 1266, 1299, 1335, 1339—1350]. Защитное действие плакировки рас-
распространяется даже на обнаженные края или пятна, где плакировка отсут-
отсутствует, на расстоянии до 20—30 мм [1093, 1351—1355] и на заклепки [1256].
Прочность плакированного материала ниже, чем основного, но снижение проч-
прочности зависит от толщины плакировки. Так,, для листа с общей толщиной пла-
плакировки 10% снижение пределов прочности и текучести составляет 5—7%
429

430
Рис. 182. Лист из сплава с 4% Си; 0,5%
из сплава с 1% Mg; 0,5% Мп; 0,7% Si.
а —обычная диффузия, Х500; б —
зия, на что указывает растрав по
литная коррозия, без травления,
Mg; 0,7% Mn; 0,8% Si;
Травитель Келлера;
питтинговая коррозия, Х500;
границам зерен у поверхности,
Х250; б и г — структура после
0,25% Fe с плакировкой
в — интенсивная диффу-
Х250; г — межкристал-
коррозионных испытаний

[1339, 1356—1359]. Сопротивление усталости при испытаниях, когда наиболь-
наибольшая нагрузка приходится на наружный слой, существенно уменьшается, по-
потому что плакировка имеет усталостную прочность, присущую чистому отож-
отожженному алюминию, и эффект надреза, создаваемый образующимися в пла-
плакировке трещинами, приводит к их распространению при том же напряжении
в более прочном основном материале [244, 616 629, 640, 711, 1360-1361.].
В качестве плакирующих материалов опробовали сплавы А1 — Мп [12/0,
1316] и Al — Mg [1362], но лучшие результаты получали при использовании
сплавов Al — Mg2Si в том случае, если их термообработка соответствовала ре-
режиму, применяемому для основного материала.
При этом механические свойства, включая усталостную прочность, снижа-
снижаются значительное меньше [49, 616, 1307, 1327, 1332, 1363—1369], чем при
плакировании чистым алюминием, но коррозионная стойкость несколько ниже,
что может привести к появлению в плакировке межкристаллитной коррозии
[1240, 1307, 1316, 1333, 1334, 1335,, 1346, 1364, 1369, 1370]. Диффузия меди в
плакировку, содержащую магний, происходит с меньшей скоростью, причем
медь диффундирует преимущественно по всему фронту, а не по границам зе-
зерен [1314, 1333, 1334, 1371].
Напыленные покрытия алюминия или сплавов Al — Mg не оказывают тако-
такого защитного действия, как плакировка [1372]. Электрохимическая защита
требует жесткого контроля, причем излишняя защита может привести к увели-
увеличению питтинга [1373, 1374]. Положительное влияние оказывают также пла-
киров,ка или защитное покрытие, содержащие цинк [1375—1377].
'Сплавы с 4—6% Си имеют низкие литейные свойства; количество эвтек-
эвтектики даже в неравновесных условиях недостаточно для подпитки усадочных
пор в конце кристаллизации [130, 136—140, 602, 1378—1381]; жидкотекучесть
также минимальная [1382—1388], горячеломкость максимальная [130, 133,
136, 278, 462, 1389—1397]. Пластичность и излом в твердо-жидком состоянии
исследованы в работе [74].
Размер зерна контролирует распределение пористости и составляющих, и
поэтому свойства сплавов с низким содержанием меди очень чувствительны
к размеру зерна. Медленное охлаждение вследствие перегрева расплава [340,
1398—1402], литье в песчаные формы, большие сечения [И2, 1403—1407] рез-
резко ухудшают свойства. Высокие градиенты температур [36, 66, 286, 314, 318,
322, 1405, 1408, 1409], добавки модификаторов [266, 993, 997, 1400, 1410,
1411] и вибрация [1412—1417] способствуют уменьшению размера зерна и
междендритного пространства, улучшают свойства. Несмотря на указанные
трудности, алюминиевые сплавы с 5% Си применяют для получения высоко-
высококачественных отливок, так как при соответствующей технологии литья они
могут обеспечивать свойства, сравнимые со свойствами паковок. Количествен-
Количественные соотношения между структурой и свойствами отливок рассмотрены в ра-
работах [1416b, 1417]. Соотношение между демпфирующей способностью и раз-
размером зерна приводится в работе [1417b].
Сплавы А1 — Си — Ni имеют несколько лучшие литейные свойства. Осо-
Особенно это относится к сплавам с железом, в которых обычно содержится доста-
достаточно кремния и магния, что обеспечивает наличие эвтектики для подпитки и
уменьшения усадки, и в которых никель и железо уменьшают горячеломкость.
Размер и распределение нерастворимых составляющих влияют на свойства:
отливки, полученные литьем в кокиль, имеют механические свойства на 40—
60% выше, чем отливки, полученные в песчаных формах [42, 85 100 194 210
329, 331, 448, 453, 758, 926, 928, 942, 965, 1418—1422]. '
Сплавы с высоким содержанием меди имеют хорошие литейные свойства.
При 10% Си (или более низком содержании, но при наличии кремния, цимка
и др.) жидкотекучесть превосходная, а склонность к образованию пористости
и усадочных трещин практически исчезает [100, 119, 120 122 123 129 130
132, 133, 136, 137, 139, 210, 275, 289, 306, 308, 343, 988 1011, 1094 1381
1384—4389, 1392, 1400, 1418, 1419, 1423—1432]. Размер зерна или ликвация
несущественно влияют на механические свойства [125, 197, 311, 1433].
Кремний, увеличивая количество эвтектики, существенно улучшает литей-
литейные свойства, особенно сплавов с низким содержанием меди, но приводит в
431

большинстве случаев к слишком высокой потере пластичности [57 204 231
285, 298, 733, 924, 931, 996, 1094, 1381, 1389, 1425, 1434]. Олово также 'улуч-
'улучшает литейные свойства, но потеря пластичности, прочности и коррозионной
стойкости и увеличение горячеломкости ограничивают его использование [193»
847,^ 1011, 1019, 1433, 1435—1437]. Цинк способствует улучшению литейных
свойств, повышая жидкотекучесть, но снижает коррозионную стойкость [38,
193, 925, 1011, 1067]. Железо, никель, марганец и хром уменьшают горячелом-
кость, но одновременно снижают жидкотекучесть и пластичность [45 180, 28,
283, 285, 912, 924, 929, 977, 1011, 1017, 1431, 1431b]. Отмечается уменьшение
обратной ликвации меди [1016]. Водород уменьшает видимую усадку, но уве-
увеличивает чувствительность свойств сплавов с низким содержанием меди к тех-
технологии литья [100, 123, 130, 135, 137, 326, 1437b— 1437d]. Усадка при непре-
непрерывном литье дуралюмина может превышать обычную [1438].
Ликвация не представляет собой серьезной проблемы при литье в песчаные
формы или кокиль. Отмечается заметная дендритная ликвация, но ее можно
устранить с помощью термообработки; ликвация по массе и прямая ликвация
незначительны {1430, 1438b— 1438f]. Центробежное литье не вызывает ин-
интенсивной ликвации [315, 1439]. Необходимо отметить, что при литье в ко-
кокиль и непрерывном литье обратная ликвация приводит к образованию кор-
корки, в которой концентрация меди может достигать 30% ив которой могут со-
содержаться внедренные первичные
кристаллы соединений с марганцем,
железом и никелем [1421, 1430, 1438b,
1440—1463]. Если ликвационную кор-
корку удаляют перед прокаткой не пол-
полностью, то появляются коррозионные
поражения в виде штрихов и коррози-
коррозионные полосы [1464]. Сообщается о
влиянии фильтрации на ликвационную
полосчатость [1465].
Хотя сплавы с содержанием меди
до 12% поддаются ковке [1466], прак-
практически предельное содержание меди
в деформируемых полуфабрикатах со-
составляет 5-6% i[856, 1467, 1468].Маг-
1468].Магний заметно упрочняет сплавы, но
приводит к ухудшению способности к
горячей деформации и появлению
склонности к трещинообразованию
(рис. 183).
Таким образом, для ковки пред-
предпочтительнее сплавы без магния или с
низким содержанием магния. Железо,
кремний, никель, марганец, титан и
хром при обычных содержаниях в де-
деформируемых сплавах оказывают не-
небольшое влияние на способность к
формообразованию [183, 223, 944,
1042, 1239, 1460—1471].
Цинк несколько снижает пластич-
пластичность при высокой температуре. Сви-
Свинец, висмут и олозо охрупчивают магнийсодержащие сплавы, образуя соедине-
соединения; мало влияют или не влияют совсем на сплавы без магния [1032]. Водо-
Водород снижает способность к формообразованию [1471b].
Минимальная величина деформации, необходимая ДЛ2 получения свойств,
присущих деформируемым полуфабрикатам, составляет 60—70% Lyy*,, *4t>y>
1472—1475]; эта величина зависит от исходной структуры и технологии де-
деформации Сфероидизация и коалесценция нерастворимых частиц приводят к
улучшению деформационной способности. Этот эффект в большей степени
проявляется при высокотемпературной деформации [1476—1478]. Рекоменду-
Рис. 183. Небольшая штамповка из спла-
сплава с 4,5% Си; 1,5% Mg; 0,8% Мп; 0,4% Fe;
0,2% Si. Травитель Тукера, XI. Видны во-
волокно и небольшая трещина у вершины
432

емые температуры деформации, составляющие 377—527°С, обычно, по край-
крайней мере, на 50°С ниже минимальной температуры оплавления эвтектики
[960, 1426, 1472, 1473, 1479—1484], хотя, по расчетам, количество тепла, вы-
выделяемого "при ковке, незначительно [1485]. Испытания способности к дефор-
деформированию описаны в работе [1486]. Данные о скорости деформации в зави-
зависимости от температуры приведены в работах [1485b, il4&5c]. О оверхпластич-
ном сплаве сообщено в работе [1485d].
Размер зерна и текстура зависят от величины и метода деформации. Низ-
Низкая степень деформации приводит к слабо выраженной направленности и гру-
грубому зерну; интенсивные обжатия, создаваемые в особенности ограниченным
числом проходов при прокатке или прессовании, способствуют очень сильно-
сильному удлинению зерен [999, 1474, 1477, 1487—1493]. В горячекатаных листах и
плитах превалирует текстура A00) [112] [|1494—1498]; в прессованных по-
полуфабрикатах сначала образуется двойная текстура A00)+ A11), которая
затем становится чистой A11) [1499—1501]. Чрезмерное огрубление нераство-
нерастворимых составляющих приводит к обеднению поверхности [1502], к волокнисто-
волокнистости и расслоениям [1474, 1503—1506], в результате чего снижение свойств
достигает 30—40% в высотном направлении [76, 762, 808, 1507—1508].
Прессованные полуфабрикаты и поковки часто обладают «пресс-эффек-
«пресс-эффектом», для которого характерна необычно высокая прочность в направлении
прессования [762, 1509—1518]. Пресс-эффект особенно выражен в сплавах с
марганцем, хромом и цирконием, повышающими температуру рекристаллиза-
рекристаллизации [971, 980, 1517—1521], и не наблюдается в сплавах с никелем [1522].
На пресс-эффект влияют форма прессованных полуфабрикатов и ско-
скорость прессования, он меньше проявляется в плоских прессованных полуфабри-
полуфабрикатах, при высокой скорости прессования [1523—1525], в тонких сечениях,
примыкающих к толстым i[ 1525b]. Его можно уменьшить или снять, если прес-
прессованные полуфабрикаты отжечь перед термообработкой с выделением мар-
марганца, хрома и циркония [1038, 1526]. Холодная деформация перед прессо-
прессованием также способствует снятию пресс-эффекта ,[279]. Сохранение пресс-эф-
пресс-эффекта с целью получения повышенных прочностных свойств может быть до-
достигнуто при надлежащем контроле технологии деформации [1527, 1527b].
Пресс-эффект редко распространяется до поверхности, где часто проис-
происходит рост крайне грубого зерна [516, 674, 766, 1037, 1304, 1487, 1528—1534].
Течение материала при прессовании в зависимости от формы полуфабриката
рассмотрено в работе [1523]. Небольшая холодная деформация паковок с
целью снятия остаточных напряжений исследовалась в работе -[1534b].
Для упрочнения сплавов А1 — Си может быть попользована холодная
деформация, однако получаемые прочностные свойства ниже приблизительно
на 40%, а удлинение на 60—80% по сравнению с термообработкой [144, 181,
943, 1320, 1535]. Согласно данным работы '[1536], ударное упрочнение улуч-
улучшает механические свойства в большей степени, чем эквивалентная холодная
деформация. Текстура после холодной деформации подобна текстуре чистого
алюминия (НО) [112], но значительно слабее 'выражена, особенно если раст-
растворимые соединения выделились и коагулировали [1495, ;1497Ь, 1537, 1538].
Отмечается влияние исходной структуры на анизотропию i[1538b]. Структура
поверхностного слоя рассмотрена в работе i[1538с]. Наилучшая деформируе-
деформируемость сплавов А1—Си — в отожженном состоянии, когда сплавы имеют мак-
максимальную способность к формообразованию. Некоторые операции формооб-
формообразования могут выполняться в закаленном состоянии, особенно в сплавах
без м,агния, или в течение нескольких часов после закалки. Формообразова-
Формообразование после полного естественного старения или искусственного старения огра-
ограничено [224, 1539—1554]. Плакированный материал обладает лучшей спо-
способностью к формообразованию, чем неплакированный [1359, 1555]. Неболь-
Небольшие деформации при формообразовании в отожженном состоянии могут при-
привести к аномальному росту зерна в процессе термообработки [1557—1559].
Его можно уменьшить применением низкотемпературного отжига перед тер-
термообработкой или использованием материала, предварительно холодноде-
формированного с ограниченной степенью деформации '[1560].
Вибрационное нагружение облегчает деформацию [1561]. Свойства мате-
433

формообразованию взрывом и термообработке, не от-
термообработанного материала после обычного' фщжо-
Отмечается тенденция к появлению линий Людер-
формообразованию после частичного старения
материал может 'быть подвергнут рекристал-
тюсредством выдержки о течение 10—
1575—1580]. При более высоких тем-
температурах легирующие элементы мо-
могут растворяться и вызывать упрочне-
упрочнение при старении i[1581, 1582]. Отжиг
с быстрым нагревом рекомендуется в
работе [1583]. Термообработанный
материал следует нагревать до 377—
477°С и охлаждать со скоростью
20—30°€/ч для выделения раствори-
растворимых легирующих элементов [1584].
При этом пластичность даже умень-
уменьшается, потому что частицы выделя-
выделяются преимущественно по границам
зерен (рис. 184). Диаграмма рекрис-
рекристаллизации дуралюмина приведена в
работе [1585]. Движение дислокаций
при возврате дуралюмина исследовано
в работе [1586].
Медь способствует понижению
температуры рекристаллизации, осо-
особенно при больших деформациях. Ско-
Скорость рекристаллизации максимальна,
когда избыток меди выделяется в ви-
виде грубых частиц, меньше в случае,
если медь находится в твердом рас-
растворе, и минимальна, когда медь об-
образует тонкие выделения [900, 1587—
1602]. Ликвация также оказывает
влияние на рекристаллизацию [1603].
Рекристаллизация сплавов, охлажден-
охлажденных со сверхвысокими скоростями,
исследована в работе [1604]. Железо,
кремний, магний и никель оказы-
оказывают небольшое влияние или не влия-
влияют совсем на скорость и температуру
рекристаллизации, но способствуют
измельчению размера зерна. Хром,
марганец, ванадий и цирконий, находясь в твердом растворе, повышают тем-
температуру рекристаллизации и могут огрублять зерно. При выделении из рас-
раствора их влияние на температуру рекристаллизации сильно уменьшается и они
способствуют измельчению зерна {900, 979, 990, 1040, 1533, 1583, 1605—1610].
Текстура рекристаллизации сплавов, в которых большая часть меди при-
присутствует в виде (второй фазы, аналогична обычной текстуре алюминия: A00)
[001], F32) [557] и A13) [332]. Когда медь находится в твердом растворе,
выявляются текстуры A10) [001] и (НО) [ПО] [1537, 1538, 1586, 1611].
С целью растворения элементов и их более равномерного распределения
обычно проводят гомогенизацию термообрабатываемых отливок и слитков
для деформируемых полуфабрикатов. Хотя и имеются утверждения, что го-
гомогенизация перед деформацией мало влияет или не влияет на механические
свойства или усталость обработанных полуфабрикатов [1612], однако боль-
большая однородность структуры приводит к улучшению их качества '[1475, 1613,
1614]. В сплавах, содержащих марганец, гомогенизация приводит к (выделению
избытка марганца, растворенного при лепрерывном литье, уменьшению ани-
Рис. 184. Лист из сплава с 4,5% Си;
1,5% Mg; 0,6% Мп; 0,15% Si; 0,25% Fe.
Отжиг после нагрева и выдержки при тем-
температуре закалки, травитель Келлера,
Х500. Частично сохранившаяся сетка вы-
выделений по границам зерна, которая сни-
снижает пластичность
риала, подвергшегося
личаются от свойств
образования [1562—1565].
са в материале, подвергнутом
[1566—1574].
Холоднодеформированный
лизованному отжигу и разупрочнению
30 мин при 327—477°С [49 532 1540

зотропии полуфабриката и понижению температуры рекристаллизации [1608,
1614]. Цирконий не оказывает влияния на процесс гомогенизации. Гомогени-
Гомогенизация сплавов с цирконием описана в работе [1615].
Режим гомогенизации зависит до некоторой степени от полуфабриката -и
его назначения: для отливок в кокиль, которые имеют тонкое распределение
структурных составляющих, достаточны выдержки при температуре порядка
2 4 ч; для отливок в песчаные формы или больших слитков при медленном
затвердевании необходимы выдержки до 24 ч [33, 143, 145, 170, 171, 180, 199,
207, 212, 233, 242, 261, 336, 915, 1403, 1420, 1578, 1614, 1616—1629]. Для спла-
сплавов, содержащих магний, требуются несколько более длительные выдержки,
поскольку фаза Mg2Si растворяется медленнее, чем фаза СиА12 [1630]. Скоро-
Скорости диффузии .при гомогенизации были исследованы в работе [1631]; диаграм-
диаграммы гомогенизации приведены в работе [1631b]. Для деформируемых полу-
полуфабрикатов, которые были гомогенизированы перед деформацией, обычно
требуются только минутные выдержки для достижения гомогенности, и на
этом основаны сообщения, что время термообработки не имеет большого зна-
значения ([143, 1632—1634].
Температура (гомогенизации зависит от состава и составляет порядка
527—542°С для сплавов без магния и менее 527°С для сплавов, содержащих
магний '[33, 43, 102, 143, 170, 171, И96, 212, 233, 242, 261, 269, 285, 301, 310,
336, 53i2, 915, 1473, 1578, 1619, 1620, 1622, 1625, 1627, 1635—1640]. Как пра-
правило, она ниже точки плавления легкоплавкой эвтектики, хотя гомогенизация
при температуре выше точки плавления легкоплавкой эвтектики приводит к
получению большей однородности структуры [1628—1,641].
Согласно данным работы [1642], перегретые отливки можно исправить,
если охладить в печи в приспособлениях для предотвращения разрушения, но
такая практика не рекомендуется для высококачественных полуфабрикатов.
Ступенчатый отжиг при температуре ниже эвтектической для растворения
растворимых соединений с последующей обработкой при более высокой тем-
температуре для полной гомогенизации рекомендуется в работах [80, 301]. В
табл. 62 указаны низколлавящиеся эвтектики, которые могут присутствовать
в различных сплавах [24, 71, 1643].
В сплавах, содержащих олово, свинец или висмут, эвтектики плавятся в
процессе термообработки. Поскольку количество этих эвтектик очень мало и
они имеют форму глобулей, их оплавление безвредно. Большие скорости на-
нагрева требуют более тщательного контроля температуры [1644, 1645]. В про-
процессе медленного нагрева некоторые фазы в низкоплавящихся эвтектиках
растворяются и таким образом эвтектики исчезают. Завышенные выдержка
или температура могут привести к сильному росту зерна [1646, 1647], но в
большинстве случаев выигрыш от длительных или повторных термообработок
больше, чем потеря от роста зерна [1648—1651]. Это, естественно, неприме-
неприменимо к плакированным материалам, для которых выдержка при термообра-
термообработке должна быть минимальной, чтобы уменьшить диффузию из сердцевины
в плакировку. Микроисследование — наиболее эффективный метод контроля
качества термообработки [1652].
Образование пузырей после термообработки может быть результатом
эвтектического оплавления (пережога) i[i1642, 1653—1658]. Эвтектическое оп-
оплавление легко определить в сплавах с медью, при этом образуются типич-
типичные^ «розетки» эвтектики (рис. 185). Эти розетки сами по себе не ухудшают
свойств, но указывают на перегрев, который может привести « растрескива-
растрескиванию по границам зерен в другой зоне материала. Другим источником увели-
увеличенной пористости и пузырей может быть высокотемпературное разрыхление
[1659—1663] (см. систему А1—Н). Пузыри могут появляться также вследствие
других причин [1664, 1665].
Охлаждение после гомогенизации может быть различным в зависимости
от последующей обработки. Для материалов,, подлежащих горячей деформа-
деформации, лучшая термообработка состоит в медленном охлаждении и выдержке
при температуре деформации для выделения и коагуляции растворимых сое-
соединений и, таким образом, разупрочнения матрицы и уменьшения анизотро-
анизотропии в окончательно изготовленных полуфабрикатах [1466, 1495,, 1559].
435

Таблица 62
ЭВТЕКТИКИ" В СПЛАВАХ Al-Cu
Эвтектика
Al—CuAl2
Al— CuAl2—Si
Al—CuMgAU
(квазибинарная)
Al—CuMgAl2—Mg2Si
Al—CuAl2—Mg2Si
Al—CuAU—CuMgAU
Al—CuAU—
Cu2Mg8Si6Al5-Si
Al—CuAla— CuMgAl2 —
MgeSi
Al—Sn
Al—CuAlo—Sn
Al—BiPb3—Bi
Состав жидкости,
Си
33
26,7
24,5
23,0
31,5
33
28,0
32,0
_
0,5
—
Mg
10,1
10,5
3,9
6,0
2,2
-7,0
—
43,5 Pb
%
Si
5,2
0,3
2,3
—
6,0
0,3
99,5 Sn
991,0
56 Bi
Температура
плавления, °С
548
525
518
516
515
507
507
500
288,3
288
125
Примечания: 1. Последние три эвтектики плавятся при термообработке, но
вследствие их небольшого количества влияние оплавления на свойства незначительно.
2. Цинк в твердом растворе понижает температуру плавления алюминия. При содержа-
содержании цинка более 0,1% температуры плавления эвтектик понижаются: при 2—3% Zn это
понижение может составлять 2—3°С. 3. В большинстве приведенных эвтектик могут
входить в небольших количествах фазы с железом, марганцем и никелем, понижающие
температуру плавления на 1—2°С. Эти более сложные эвтектики не приводятся, по-
поскольку их состав не определен.
Рис. 185. Лист из сплава с 4,5% Си; 0,4% Mg; 0,7% Мп; 0,8% Si; 0,3% Fe:
а—-типичные розетки из-за нагрева несколько выше температуры плавления эвтектики.
Без травления, Х500- б — сильный перегрев, приводящий к интенсивному оплавлению
по границам, появлению сетки частиц СиА12, присущей литому состоянию, и скруглению
зерен. Травитель Келлера, Х250
436

Материалы в конечном счете закаливают, чтобы зафиксировать раствори-
растворимые соединения в растворе. Скорость закалки не оказывает существенного
влияния на механические свойства [2, 31, 204, 220, 226, 301, 1266, 1542, 1636,
1638, 1645 1666—1679]. Даже после закалки на воздухе свойства снижаются
не более чем на 20% [49, 1680, 1681]. Однако скорость закалки влияет на
коррозионные свойства. Быстрая закалка, сохраняющая всю медь в растворе,
в связи с чем после естественного старения образуются только зоны ГП1,
обеспечивает лучшую коррозионную стойкость. Менее резкая закалка, напри-
например в горячей воде или масле, повышает чувствительность материала к меж-
кристаллитной .коррозии. Для снижения чувствительности требуется искус-
искусственное старение с переходом за максимум прочности [232i 289 310,1024,
1056, 1078, 1100, 1101, 1115,, 1266, 1638, 1667, 1670,, 1672, 1672b, 1675, 1682—
1686]. Чувствительность к закалке может быть измерена при испытаниях по
методу Джомини ,[1676]. Холодная вода при закалке вызывает чрезмерное ко-
коробление и внутренние напряжения [108, 406, 1673, 1686, 1687], поэтому ма-
материалы, подлежащие искусственному старению, часто закаливают в кипя-
кипящей воде или в масле. Предлагается закалка в жидком азоте [1688, 1689] „
а также двухступенчатая закалка [1690]. Закалка непосредственно до тем-
температуры искусственного старения не обеспечивает оптимальных свойств
[1671].
Скорость закалки не является критической в плакированных материалах;
плакировка электрохимически защищает сердцевину даже при чувствительно-
чувствительности к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжением [49, 1343].
Закалка непосредственно после горячей деформации повышает ударную
вязкость [1658, 1691, 1692]. Процесс закалки прессованных полуфабрикатов
непосредственно на прессе требует тщательного контроля и обильного ох-
охлаждения их водой [1693]. Задержка между выгрузкой из печи и охлажде-
охлаждением незначительно снижает механические свойства, но ухудшает коррози-
коррозионную стойкость [1056, 1269, 1545, 1694—1697] так же, как и перерывы меж-
между закалкой и искусственным старением или возврат {1269, 1686, 1698].
В промышленных сплавах без магния упрочнение при старении в основ-
основном такое же, как и в чистых сплавах А1—Си. Однако железо, марганец и
кремний способствуют уменьшению скорости старения «а начальных стадиях
[53, 102, 285, 917, 953—956, 967, 971, 1698—1703], поэтому в промышленных
сплавах наблюдается ограниченное упрочнение при естественном старении
[97, 12;2, 145, 179,183, 199, 226, 230, 233, 248, 273, 944, 948, 1617, 1640, 1704].
Упрочнение до некоторой степени восстанавливается при добавках 0,02—
0,05% Mg [21,951].
Кадмий и олово в небольших количествах @Д0%) также замедляют обра-
образование зон ГП и ускоряют образование 0'-фазы. В результате этих добавок
достигаются повышенная прочность после искусственного старения, лучшая
свариваемость и сопротивление коррозии под напряжением, чем у дуралю-
минов при той же прочности [295, 300, 532, 1002, 1008, 1018, 1705—1708]. На
рис. 186—190 показано несколько структур после термообработки.
Лучшие пластичность и ударная вязкость достигаются в результате ес-
естественного старения, которое обеспечивает также хорошую коррозионную
стойкость. Наилучшее сочетание прочности и пластичности достигается при
старении несколько ниже второго пика твердости C—4 дня при 37—47°С или
15 30 ч при 127—197°С), но оно приводит к чувствительности к межкри-
межкристаллитной коррозии. Высокая прочность и твердость при хорошей коррози-
коррозионной стойкости достигаются при переходе в процессе старения за второй
максимум твердости D-16 ч при 157-207°С). Для обеспечения термической
стабильности необходимо старение со значительным переходом за максимум
твердости, когда образуется большая доля стабильных частиц B—4 ч при
247—297 С), но эта обработка приводит к низким механическим свойствам и
чувствительности к питтинговой коррозии [33, 97, 111, 116, 122 145 174 188
\%Л№Л?°\?& 233^259' 261' 281' 3l5' 467' 948' 10°6> Ю23, 1160
1625, 1640, 1707, 1709—17121. Случайный перегрев до 327—377°С существенно
разупрочняет сплавы [1712b].
437

Рис" 186- Отожженный лист из
сплава с 4,6% Си; 0,4% Mg; 0,7%
Mn; O,6o/o Si; 0,25% Fe. б!з трав-
ления, Х500. Крупные частицы
марганцовистых соединений, мелкие
частицы растворимых соединений
(CuAl2, Cu2Mg8Si6Al5), выделившие-
ся при отжиге
Рис. 187. Лист из сплава с 4,5% Си; 1,5% Mg; 0,6% Mn; 0,3% Fe; 0,2% Si. Травитель
Келлера, Х500:
а — закалка в воде, естественное старение. Черные частицы марганцовистых соединений
округлые светлые нерастворенные частицы СиА12; б — искусственное старение при XIVс
в течение 8 ч. Те же составляющие, но при этом меньший цветовой контраст между
зернами и точечные выделения в зернах служат признаками искусственного старения
438

Рис. 188. Плита толщиной 50 мм из спла-
сплава с 4,5% Си; 1,5% Mg; 0,7% Мп; 0.25%
Fe; 0,1% Si. Закалка, правка, естественное
старение. Травитель Келлера, ХЮО (по
данным исследовательской лаборатории
Alcoa)
Рис. 189. Лист из сплава с С.3% Си; 0,3%
Мп; 0,1% V; 0,1% Zr; 0,2% Fe; 0,15% Si.
Закалка, искусственное старение, Х25 000.
Относительно грубые выделения 0"-сразы
(Alcoa Research Laboratories)
Рис. 190. Сплав с 6,3% Си; 0,3% Мп; 0,1% V; 0,2% Zr; 0,15% Cd; 0,05% Sn; 0,25% Fe;
0,15% Si:
a — закалка, правка, искусственное старение при 162°С в течение 2 ч. Очень мелкие
зоны ГП1, Х50 000; б — закалка, старение при 162°С в течение 16 ч. Более крупные вы-
выделения 6"-фазы (Alcoa Research Laboratories)
439

В дуралюминах и сплавах А1—Си—Ni характеристики старения зависят
от отношения Mg:Si. При высоком отношении упрочняющей фазой служит
CuMgAl2, причем наблюдается существенное упрочнение в результате есте-
естественного старения. В сплавах, в которых отношение Mg:Si близко к 1,7, уп-
упрочняющими фазами служат СиА12 и в меньшей степени Mg2Si; упрочнение
при комнатной температуре ограниченно и для получения максимальной проч-
прочности необходимо искусственное старение. При низком отношении Mg:Si уп-
упрочняющими соединениями являются Cu2Mg8Si6Al5 вместе с СиА12, а при от-
отсутствии магния — только СиА12. Для указанных сплавов также требуется
искусственное старение с целью получения наибольшего упрочнения [21, 22Г
37, 102, 169, 223,, 952—954, 1713]. Диаграммы изменения свойств дуралюмина
приведены в работе [1714].
Выдержка при низких температурах сразу после закалки замедляет ста-
старение, поэтому свойства свежезакаленного материала могут сохраняться в.
течение недель и даже месяцев [171, 959, 1239, 1648, 1715—1723]. Перерыв
между закалкой и искусственным старением, который приводит к естествен-
естественному старению леред искусственным, оказывает небольшое влияние на спла-
сплавы, не содержащие магний [1724], но уменьшает максимальную прочность
(особенно, если искусственное старение лроводится при повышенных темпе-
температурах) и сопротивление коррозии сплавов, содержащих магний [49, 1269,.
1638, 1686, 1697, 1698, 1724]. Однако при соответствующем температурно-вре-
менном интервале перерыва ступенчатое старение может привести к несколь-
несколько лучшим свойствам, чем обычное старение [524, 1620]. Если материал со-
состарен при 'повышенной температуре, он стабилен при всех более низких тем-
температурах при условии, что он не подвергается шластической деформации
[1725].
Давление, по данным работ [1726—1729], замедляет старение, но, соглас-
согласно работе [142], обработка холодом и давление ускоряют старение. Магнит-
Магнитные поля и электрический ток не оказывают существенного влияния {1730—
1732]; облучение, звуковые и ультразвуковые колебания ускоряют старение
[894, 1733—1737].
Деформация термообработанных и естественно состаренных- материалов,
в которых медь находится в растворе или в виде зон ГП1, способствует ло-
локальным превращениям я появлению чувствительности к межкристаллитной;
коррозии, причем скорость коррозионного процесса увеличивается [943, 1266,
1682, 1738—1741]; после распада деформация оказывает слабое влияние на
старение или не влияет совсем [1174]. Процесс старения ускоряется под на-
нагрузкой J1742].
Холодная деформация с последующим искусственным старением уско-
ускоряет старение, но способствует увеличению локальных различий в скорости
процесса, поэтому упрочнение развивается в течение более длительного пе-
периода и максимум 'прочностных свойств является более пологим. Кроме того,
она повышает чувствительность к межкристаллитной коррозии и коррозии под
напряжением [287, 411, 524, 1535, 1669, 1620, 1669, 1701, 1738, 1743—1756].
Деформация, производимая при взрывном формообразовании, оказывает то
же самое влияние [1104, 1757]. Старение развивается быстрее в тех зонах
прессованных полуфабрикатов, которые имеют нерекристаллизованную струк-
туру.[1758].
Сплавы, в которых содержание фазы СиА12 слишком мало для получения
эффекта'при искусственном старении (сплавы с содержанием меди менее 2%
или сплавы, содержащие CuMgAl2+CuAl2), с целью получения дополнитель-
дополнительного упрочнения могут подвергаться термомеханической обработке [251, 255,
1644, 1739, 1754, 1759—1764]. Плотность дислокаций в сплавах, подвергнутых
термомеханической обработке, приведена в работе [1764b].
Холодная деформация после старения может быть использована для по-
повышения прочности, но при снижении пластичности и коррозионной стойкости
[97, 179, 186, 1160].
Возврат может быть применен для сплавов промышленной чистоты с тем
же самым эффектом, что и для сплавов высокой чистоты [1765—1768]. Пред-
Предлагается промышленное использование возврата для смягчения нагартован-
440

ного материала [1769, 1770], но требуется выполнение слишком точных для
промышленных условий температурно-временных параметров процесса, осо-
особенно «после холодной деформации {1750, 1766].
Щля определения температуры эксплуатации поршней было проведено
сравнительное микроисследование поршней 'после эксплуатации и образца,
подвергнутого перестраиванию [1771]. Практический опыт термообработки
обобщен в обзоре {1771b].
Большинство сплавов А1—Си имеет относительно низкую свариваемость;
сварные швы склонны к трещинообразованию, а интенсивное эвтектическое
оплавление вокруг шва ослабляет соединение. Наилучшую свариваемость име-
имеют сплавы с высоким содержанием меди без магния, наихудшую — дуралю-
мины с высоким содержанием магния {440, 518, 532, 795, 826, 991,, 1034, 1188,
1394, 1431, 1472, 1772—1791].
Элементы^ измельчающие зерно (титан, бор и цирконий) уменьшают
склонность -к трещинообразованию всех сплавов {1792]; бериллий, ванадий
и молибден — только дуралюшшов [1793]. О небольшом уменьшении содер-
содержания меди в сварном шве сообщается в работе [1794].
Структура сварных швов такая же, как и у других термообрабатываемых
алюминиевых сплавов. Различают следующие зоны от центра сварного шва:
зона расплавленного металла, часто со столбчатым зерном; зона эвтектическо-
эвтектического оплавления; зона отожженного металла; зона перестаренного металла;
нормальный металл. Это относится к сварке плавлением. В случае сварки под
давлением вместо зоны расплавленного металла и зоны эвтектического оп-
оплавления наблюдается зона рекристаллизованного металла также со столбча-
столбчатым зерном {1795—1798]. Если сварной шов подвергается быстрому охлаж-
охлаждению, как в случае сварки тонких металлов, между зонами эвтектически
оплавленного и отожженного материала отмечается другая зона частично
термообработанного материала {1799—1806].
При сварке плавлением самой слабой является зона эвтектического оп-
оплавления, при сварке под давлением — зона отожженного металла [1794,
1798, 1804, 1807—1809], которая обладает также наименьшим сопротивлением
усталости [1810—18111]. Самая низкая коррозионная стойкость соответствует
зоне перестаренного металла, где отмечается питтинг, а иногда межкристал-
литная коррозия или коррозионное растрескивание [1704, 1807, 1812—1818].
Структура и свойства зависят как от состава, так и от технологии сварки
[1818b, 18118c].
Получаемые механические свойства зависят также от термообработки
после сварки. Без термообработки -прочность примерно та же, что и для отож-
отожженного материала. Искусственное старение может несколько повысить ее,
особенно в тонких сечениях. В результате термообработки можно достигнуть
70—80% прочности исходного материала три условии, что присадочный мате-
материал был термообрабатываемым сплавом [532, 1039, 1772, 1773, 1776 1778—
1781, 1783, 1786, 1788, 1789, 1800—1802, 1808, 1810, 1819—1821].
Изменение прочности сварных швов в зависимости от температуры близ-
близко к изменению прочности основного материала. Увеличение прочности свар-
сварных швов при низких температурах несколько меньше, чем материала, не под-
подвергшегося сварке; несколько увеличивается чувствительность к надрезу;
сопротивление усталости становится более чувствительным к дефектам Г417,
431, 435, 516,, 518, 535, 799, 1034, 1801, 1808, 11809, 1820, 1822—1824]. Испыта-
Испытание сварных швов на маленьких образцах может ввести в заблуждение
[1826]. Обзор по сварке >и пайке содержится в работах [1825b, 1825c].
Обрабатываемость сплавов резанием удовлетворительная в отожженном
состоянии и значительно лучше в полностью состаренном состоянии [1825d].
Кремний, особенно в свободном виде, уменьшает обрабатываемость резани-
резанием: железо, марганец, никель и хром снижают ее незначительно, а высокие
содержания меди и магния улучшают ее. Наилучшими добавками с точки
зрения обрабатываемости резанием являются олово, кадмий, свинец и в'ис-
мут, особенно в сплавах, не содержащих магния [1011, 1020, 1026, 1027, 1046,
441

Рис. 191. Сплав с 5,5% Си; 0,3% Fe; 0,2% Si; 1% Pb+Bi. Закаленное состояние. Без
травления, ХЮО:
а — катаный пруток, хорошая обрабатываемость. Тонкое распределение нерастворимых
составляющих; б — прессованный пруток, плохая обрабатываемость. Грубое распреде-
распределение нерастворимых составляющих; в — рентгеновский микрофотоснимок слитка, из
которого был изготовлен катаный пруток, Х25. Тонкодисперсные частицы BiPb3 (черные).
Слабо видна дендритная структура из-за некоторой ликвации; г — рентгеновский микро-
микрофотоснимок слитка, из которого был отпрессован пруток (см. поз. б), Х25. Неравно-
Неравномерное распределение более грубых частиц BiPb3 приводит к неравномерному распреде-
распределению нерастворимых составляющих и, следовательно, к плохой обрабатываемости (по
данным М. Ф. Щатза, Revere Copper and Brass, Inc.)
442

Положительное влияние добавок мишметалла отмечается в работе
[1853b]. В сплавах без магния свинец и висмут образуют соединения BiPb3
в форме глобулей. Для лучшей обрабатываемости необходимо равномерное
распределение дисперсных глобулей .[1838, 1853, 1854] (рис. 191).
Обработка тупым инструментом может вызвать разогрев металла и по-
повлиять на механические свойства или коррозионную стойкость термообрабо-
танных сплавов i[1855]. Влияние термообработки и условий механической об-
обработки исследовано в работе [1855b].
При химической полировке или фрезерования и при кислотном анодиро-
анодировании фаза СиА12 растворяется быстрее, чем матрица, и медь попадает в
окисную пленку в небольшом количестве либо не попадает совсем [1057, 1854,
1856—11860]. Однако коррозионная стойкость анодированного материала ни-
ниже, чем чистого алюминия [1861].
Соединения CuMgAl2 и Ci^MgsSisAU также обычно корродируют и рас-
растворяются первыми, но свободный кремний не растворяется и может попасть
в окисную пленку [1576, 1857, 1862, 1863]. Когда легирующие элементы ра-
растворяются или сохраняются в виде грубых, а не тонких дисперсных частиц,
образуются светлые окисные пленки [1864]. •
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
}. S. Daniels, JIM 32, 648.
2. L. Guillet. JIM 35, 767.
3. E. Hugony, etc., JIMMA, 12, 316.
4. G. Brewer, etc., JIMMA, 5, 100, 458.
5. K. Mathaes, JIMMA, 5, 532.
f>. G. Sauer, JIMMA, 5, 451.
7. F. C. Roop, JIMMA, 14, 434.
8. W. Grassam, JIMMA, 9, 369.
9. H. Portier, JIMMA, 11, 204.
10. H. Kastner, JIMMA, 14, 312.
11. Y. Bresson, JIMMA, 15, 3.
12. M: Tournaire, etc., JIMMA, 24, 147.
13. Anon., Met A 6, 312702.
13b. W. Kehler, Met A 6, 312836.
14. Anon., Met A 6, 710288.
15. /C. Nagasaki, JIMMA, 20, 410.
16. P. A. Parkhutik (П. А. Пархутик), Met A 4, 311504.
17. H. Kostron, JIMMA, 11, 218.
18. W. Bungardt, JIMMA, 10, 137, 315.
19. E. Meyer — Rassler, etc., JIMMA, 13, 159, 348.
0. F. A. Borin (Ф. А. Борин), JIMMA, 11, 72.
21. A. Petrov (А. Петров), JIMMA, 5, 428, 658.
22. H. Nishimura, JIMMA, 5, 250, 472, 473; 6, 4; 7, 152.
23. K. Ono, etc., JIMMA, 6, 300.
24. Mondolfo, 1943.
25. H. Lambot, JIMMA, 18, 360.
25b. V. V. Teleshov, etc., (В. В. Телешев), Met A 6. 110532.
25c. A. E. Semenov, etc., (A. E. Семенов) Met A 6, 110899.
26. /. Moulin, etc., Met A 1, 140053; 2, 120037.
7. /. Scott CA 11, 2884.
28. P. D. Mercel, etc., JIM, 22. 353; 23, 1, 615; 27, 483; 28, 529, 584, 588.
29. W. Rosenhain, etc., JIM, 26, 477; 28, 580, 761.
30. K. Honda, JIM, 30, 446.
31. S. Konno JIM, 30, 369; 31, 412.
32. W. Fraenkel, etc., JIM, 32, 528.
33. 5. Daniels, etc., JIM, 34, 418; 37, 449.
34. A. Lennartz, etc., JIM, 36, 481.
35. 5. Schmid, etc, JUM, 37, 521; 41, 436; 44, 486.
36. M. L. V. Gayier, J. Inst. Metals, 1927, v. 38, p. 157.
37. G. A. Kascjehenko (Г. А. Кащенко), JIM, 47, 429.
38. H. Pommerenke, etc., JIM, 38, 408; 39. 4S2.
39. S. M. Voronov, (С. М. Воронов), JIM, 53, 617
40. W. O. Kroenig (В. О. Крейниг), JIM, 50, 60, 221, 471.
41. W. Loskiewicz, etc., JIM, 50, 330.
42. C. Panseri, JIM, 53, 11, 295.
43. /. Suhr, JIM, 50, 425.
44. G. L. Clark, etc., JIM, 53, 294, 435.
45. H. Nishimura, JIMMA, 4, 182.
46. /. Towns — Robinson, JIMMA, 3, 20' 4 380 599
47. H. A. /. Stelljes, JIMMA, 4, 93.
48. H. С Wall, JIMMA, 4, 325.
49. T. L. Frizlen, etc., JIMMA, 12, 77, 299.
50. N. H. Mason, etc., JIMMA, 11, 404; 12, 395.
443

51. Я. /. Seemann, etc., JIMMA, 17, 62.
52. M. Dudek, etc., JIMMA, 16, 329.
53. A. S. Sharma, JIMMA, 17, 15, 797; 20, 1008.
54. A. M. Montgommery, JIMMA, 17, 19; 18, 175.
55. R. Seeliger, CA 43, 7879.
56. K. L. Dreyer, etc., JIMMA, 17, 798.
57. F. De Thierry, JIMMA, 19, 825.
58. /. C. McGee, JIMMA, 19, 355, 516, 641.
59. W. Rosenkranz, JIMMA, 21, 531.
60. W. F. Heller, etc., JIMMA, 23, 531.
61. P. R. Sperry, JIMMA, 25, 343.
62. Anon., JIMMA, 24, 158.
63. L. F. Mondolfo, AFS Tr., 1956, 64, 1145.
64. G. Lambert JIMMA, 25, 478.
65. E. A. Alvarez —Arenas, etc., JIMMA, 32, 1016, 1022.
66. P. M. Slate, etc., JIMMA, 31, 263.
67. V. Panchanthan, etc., MA 1, 1125.
68. E. K. Holz, Met. A 3, 510058.
69. D. Herker, etc., Met., A 2, 140360.
69b. M. F. Nikitina etc. (M. Ф. Никитина) Met A 4, 310330, 311828.
69c. 5. Gadea, etc., Met A 6, 311990.
69d. R. Kowatschewa, etc. Met A 6, 230624.
70. К. Н. Chiem, etc., Met A 6, 312210.
71. G. Phragmen, JIMMA, 17, 910.
72. A. G. C. Gwyer, etc., С А 23, 82.
73. H. W. L. Phillips, Aluminium Devel. Ass. Inf. Bull., v. 25, 1961.
74. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков), JIMMA, 31, 701; MA 2, 868, 1227.
75. R. J. Anderson, JIM, 35, 609; 37, 521.
76. E. Schmidt, etc., JIM, 47, 375.
77. T. Takeuti, JIMMA, 5, 657.
78. G. Shinoda, JIMMA, 6, 210.
79. M. Cohen, JIMMA, 6, 4, 352.
80. A. S. Shigarev, etc. (А. С. Шигарев), Met A 2, 140050.
81. P. Hidnert, JIM, 33, 295.
82. /. B. Johnson, JIM, 43, 488.
83. A. J. Field, JIM, 53, 120.
84. L, W. Kempf, JIM, 53, 181.
85. W. C. Devereux, JIM, 53, 121, 549.
86. С A. Maresca, JIMMA, 3. 198.
87. H. Ebert, JIMMA, 5, 250.
88. L. A. Willey, etc., JIMMA, 16, 357.
89. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 16, 475.
90. R. W. Powell, etc., JIMMA, 17, 424.
91. P. Hidnert, etc., JIMMA, 20, 331.
92. D. E. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
93. B. L. Rhodes, etc., JIMMA, 31, 157.
94. A. I. Zakharov, etc. (А. И. Захаров), Met A 4, 320126.
95. E. Heyn, etc., JIM, 29, 634.
96. H. С Knerr, JIM, 30, 444.
97. K. L. Meissner, JIM. 34, 418; 35, 532, 536, 537, 569; 36, 586; 37, 455; 39, 483; 40, 537.
98. /. H. Andrew, etc., С А 19, 3240.
99. M. Haas, CA 22 1944.
100. R. R. Kennedy, JIMMA, 2, 95.
101. L. W. Kempf, etc., JIMMA, 3, 73, 048.
102. G. Shinoda, JIMMA, 6, 43, 301; 7, 247; 8, 53.
103. V. V. Chicagov, etc., (В. В. Чикагов), JIMMA, 7, 284.
104. W. T. Kluge, JIMMA, 12, 277.
105. F. C. Althof, JIMMA, 17, 335.
106. R. M. O. Weinbaum, JIMMA, 23, 979.
107. A. A. Zuikova, (А. А. Зюкова), ЛММЛ, 27, 630.
108. Я. Gamier, etc., JIMMA, 27. 205.
109. K. S. Pokhodaev, etc., (К. С. Походаев), MA 1, 1733.
110. E. Flemming, Met A 5, 311488.
Ш. K. Kimura, etc., Met A 5, 560032, 560033.
112. A. J. Lyon, JIM, 40, 501; 41, 439; 42, 435.
113. /. D. Grogan, etc., CA 25, 2402.
114. F. Bollenrath, JIM, 53, 618; JIMMA, 1, 75.
115. R. L. Templin, etc., JIM, 47, 428; 50, 534.
116. O. 5. Bochvar, etc. (О. С. Бочвар), MA 1, 551; Met A 2, 560162.
117. A. G. Ingram, etc., Met A 2, 310884.
118. R. S. Jamison, JIMMA, 22, 596.
119. R. J. Anderson, JIM, 23, 570- 30, 468.
120. /. D. Edwards, etc., JIM, 28, 827.
121. W. Rosenhain, etc., JIM, 28, 583.
121b. T. W. Bossert, JIM, 40, 711; 41, 637
122. L. H. Fawcett, JIM, 47, 605; 50, 125.
123. M. Barbero, JIM, 50, 195; 53, 714
124. N. B. Pilling, etc., JIM, 50, 770.
125. G. H. Starmann, JIM, 50. 424.
444

126. L. Losana, JIMMA, 2, 279.
127. T. Takase, JIMMA, 6, 99, 236.
128. K. /. Akimova, (К. И. Акимова), JIMMA, 13, 368.
129. L. Herrmann, JIMMA, 5, 506.
130. D. C. G. Lees, JIMMA, 14, 274; 15, 435; 17, 253, 702, 801.
131. H. Reininger, CA, 42, 855.
132. R. Irmann, JIMMA, 19, 708.
133. H. F. Bishop, etc., JIMMA, 21, 478.
134. A. Tatur, JIMMA, 23, 681.
135 H. F. Honsel, etc., JIMMA, 27, 755.
136. W. Patterson, etc., JIMMA, 30, 753.
137. H. Arbenz, JIMMA, 30, 620.
138. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков), JIMMA, 31, 107.
139. S. Engler, MA, 1, 1265.
140. S. Engler, etc., Met A 4, 510217; 6, 510396.
141. G. A. Korolkov etc. (Г. А. Корольков), Met. A 4, 510609; 5, 510228.
142. E. I. Leyarosvsky, etc. (E. И. Леяровский), Met A 5, 311522, 320650, 330452.
331139.
143. W. Fraenkel, etc., JIM, 25, 392, 293; 28, 579.
144. T. Matsuba, JIM, 35, 542.
145. L. Guillet, etc., JIM, 35, 435, 767; 37, 678; 40, 675.
146. W. Sander, JIM, 37, 445.
147. С Grard, etc., JIM, 39, 480.
148. E. Griffiths, etc., С А 22, 1941.
149. W. Mannchen, JIM, 50, 10, 425.
150. S. D. Zipurdeev (С. Д. Зипурдеев), JIMMA 1, 625.
151. L. W. Kempf, etc., JIMMA, 4, 84, 378.
152. M. Elifein, JIMMA, 4, 493.
153. F. Rohner, JIMMA, 18, 689.
153b. H. A. Koch, etc., CA 79, 46735c.
154. W. Bungardt etc., JIMMA, 18, 503; 20, 129.
155. R. L. Powell, etc., JIMMA, 28, 194.
156. W. Allen, etc., JIMMA, 32, 1043.
157. E. Wilson, JIM, 35; 533; 37, 486.
158. Y. T. Paskal, etc., MA 1, 743.
159. A. F. Clark, etc., Met A, 3, 332046.
160. W. D. Rummel, MA 2, 364.
161. D. D. Seltzer, Met A, 2, 220963.
162. N. M. Naumov etc. (H. M. Наумов), Met A 2, 220687.
163. H. Schmidt — Glenewinkel, JIMMA, 7, 104.
164. W. W. Coblentz, etc., JIM, 33, 334.
165. W. W. Coblentz, etc., JIM, 43, 394.
166. E. K. O. Schmidt, JIM, 47. 1.
167. R. Hase, JIMMA, 9, 269; 11, 69.
168. D. Weber, JIMMA. 27, 428.
169. R. Wilm, JIM, 6, 334; 7, 274; JIMMA, 7, 380.
170. G. Grard, JIM, 24, 436.
171. L. Guillet, etc., JIM, 24, 439; 30, 641.
172. H. H. Kalpers, JIM, 28, 825.
173. F. С Lea, JIM, 28, 584.
174. H. S. Rawdon CA, 15, 2266.
175. W. Schulte, JIM, 36, 639, 580.
176. H. F. Rettew, etc., JIM, 32, 650; 33, 347.
177. E. Blough, JIM, 34, 417.
178. E. H. Dix, Jr., etc., JIM, 39, 485.
179. V. Fuss, etc., JIM, 33, 346; 35, 537.
180. 5. Daniels, JIM, 35, 536, 537, 819; 36, 601, 639; 37, 449, G77.
181. Porfurst, JIM, 35, 536.
182. K. Takahashi, JIM, 40, 495; 41, 442; 42, 433.
183. T. Tanabe, JIM, 38, 410.
184. Anon, JIM, 37, 445, 446.
185. /. B. Hoblyn, JIM, 35, 731; 36, 580.
186. G. Mortimer, etc., CA 21, 1439.
187. R. Beck, JIM, 36, 433; 37, 450; 39, 611.
188. P. Schwerber, JIM, 39, 481.
189. M. V. Schwarz, JIM, 38, 412; 40, 498, 499; 41, 593.
190. Anon, JIM, 38, 412; 39, 483.
191. Anon., JIM 42, 434.
192. Anon, JIM, 38, 572.
193. L. Losana, etc., JIM, 38, 407.
194. R. E. Archer etc., JIM, 36, 431; 40, 496.
195. N. A. Saposhnikov (H. А. Сапожников), JIM, 44, 484.
196. V. Fuss, JIM, 37, 450.
197. W. Claus, etc., JIM, 38, 410; 39, 480; 40, 506.
198. K. L. Meissner, JIM, 40, 495; 42, 433.
199. /. Suhr, JIM, 43, 447, 642.
200 Anon., JIM, 43, 450.
201. Anon., JIM, 47, 224.
202. H. Bohner, JIM, 42, 436.
445

203. И. Reininger, JIM, 43, 623.
204. Л. J. Lyon, JIM, 42. 434.
205. K. L. Meissner, JIM, 43, 450; 44, 486.
206. S. 5. Nekryty, JIM, 47, 97, 99.
207. L. Potin, JIM, 44, 483.
208. N. Bugden, JIM, 43, 446.
209. T. W. Dowries, JIM, 47, 111.
210. W. C. Devereux, JIM, 43, 446; 44, 484, 680; 47, 649; 50, 124, 330; 53, 233, 326.
'2C1. D. L. Colwell, JIM, 7, 428, 609.
212. /. W. Urquhart, JIM, 47, 335.
213. K. Schraivogel, etc., JIM, 53, 70.
214. W. Saran, JIM, 50, 285, 726; 53, 233.
215. A. Evers, JIMMA, 2, 50.
216. K. Inamura, JIMMA, 3, 147.
217. /. G. Sgulgin, (И. Г. Шульгин), JIM, 53, 618.
218. W. O. Kroenig, etc., JIMMA, 2, 428.
219. /. T. Kolenov, etc., (И. Т. Коленов), JIMMA, 2, 670.
220. /. Podolsky, JIMMA, 3, 174.
221. M. Dumas, С А 29, 5048.
222. F. O. Ribkin (Ф. О. Рибкин), JIMMA, 2, 671.
223. H. Bohner, JIMMA, 2, 145.
224. B. Adaridi, JIMMA, 2, 445.
225. H. Silman, JIMMA, 2, 462.
226. G. G. Urazov, etc. (Г. Г. Уразов), JIMMA, 3, 504.
*227. P. Maob, JIMMA, 3, 78.
228. /. G. Shulgin (И. Г. Шульгин), JIMMA, 3, 649.
229. /. E. Sullivan, JIMMA, 3, 232, 279.
230. W. Brownieski, etc., JIMMA, 4, 592.
231. Т. Н. Schofield, etc., JIMMA 4, 592.
232. M. Bosshard, etc., JIMMA. 5, 105.
233. /. Castel, JIMMA, 4, 461.
234. N. N. Ivanov — Skoblikov, etc. (H. H. Иванов — Скобликов), СА 33, 9252.
235. E. Schumovski, etc., JIMMA, 5, 145.
235b. T. W. Bossert, JIMMA, 4, 85.
236. L. Howland, JIMMA, 5, 658.
237. A. Von Zeerleder, etc., JIMMA, 5, 461, 565; 7, 164.
238. /. Igarashi, etc., JIMMA, 5, 473.
239. H. Schiek, etc., JIMMA, 5, 525.
240. S. Hihashio, JIMMA, 6, 237.
241. W. B. Mechling, etc., JIMMA, 6, 301; 7, 282.
242. /. Igarashi, etc., JIMMA, 8, 54.
243. H. Unkel, JIMMA, 7, 200.
244. R. M. Brick, etc., JIMMA, 8, 5, 219.
245. O. R. Smith, JIMMA, 7, 283.
246. A. Evers, JIMMA, 10, 316.
247. T. Morinaga, etc., JIMMA, 8, 29, 219.
248. R. Irmann, JIMMA, 11, 109.
249. N. I. Mitusev, (H. И. Митюсев), JIMMA, 11, 27.
250. R. L. Templin, etc., JIMMA, 9, 348.
251. M. E. Tatman, etc., JIMMA, 11, 176.
252. E. R. Weiher, JIMMA, 11, 176; 12, 43.
253. H. G. Petri, etc., JIMMA, 14, 453.
254. /. Morgan, JIMMA, 12, 144, 13, 432.
255. E. H. Dix, Jr., JIMMA, 12, 3; 13, 115.
256. D. P. Chatterjee, JIMMA, 14, 364.
257. E. Carringtinm, JIMMA, 12, 229; 13, 432.
258. W. D. Robertson, JIMMA, 13, 77; 15, 265.
259. R. H. Harrington, JIMMA, 13, 383; 14, 5.
260. F. Bollenrath, etc., Z. Metallkunde, 1946, Bd 37, S. 111.
261. G. Camminabe, JIMMA, 16, 197; 7, 292.
262. W. E. Sicha, etc., JIMMA, 17, 159.
263. /. Duport, JIMMA, 16, 197.
264. E. G. West, JIMMA, 16, 670, 830.
265. W. Bonsack, JIMMA, 17, 567; 19, 16.
266. A. Cibula, etc., JIMMA 17, 915.
267. E. Meyer — Rassler, JIMMA, 17, 801.
268. A. P. Gulyaev, etc., (А. П. Гуляев), СА 44, 9207.
269. Anon., JIMMA, 19, 575, 825.
270. H. A. Dorfman, JIMMA, 22, 625.
271. R. J. Durham, etc., JIMMA, 23, 279.
272. P. Brenner, JIMMA, 20, 238; 21, 19.
273. D. С G. Lees, JIMMA, 22, 498.
274. G. A. Pagonis, JIMMA, 22, 716; 23, 159.
275. R. Mercier, JIMMA, 22, 1025.
276. P. Brenner, JIMMA, 25, 148.
277. Ministry of Supply, Properties of Wrought and Cast Aliminium and Magnesium
Alloys at Room and Elevated Temperatures, Her Majesty's Stationery Office,
London, 1956.
278. C. Mascre, JIMMA, 25, 290.
446

279. Я. Richter, etc., JIMMA, 26, 53, 909.
280. W. A. Bailey, etc., JIMMA, 29, 1013.
281. V. B. Ghate, etc., JIMMA, 29, 823.
282. R. Develay, JIMMA, 30, 685.
283. E. DiRusso, JIMMA, 30, 649.
284 E I Shilova, etc. (E. И. Шилова), JIMMA, 31, 482.
285 В Stennel, JIMMA, 32, 1029.
286 M R Seinhadri, etc., JIMMA, 32, 1291.
287* E. A. Fell, etc., JIMMA, 32, 1367.
288. P. W. Boone, etc., MA 1, 892.
289. A. P. Bates, etc., MA 1, 1125.
290. V. I. Kulakov, etc., (В. И. Кулаков), MA 1, 1714.
291. Naoki, etc., Met A 1, 311770.
292. A. A. Gorshkov, etc. (А. А. Горшков), Met A 2, 510419.
293. Anon., Met A 1, 510446.
294. Anon., Met A 2, 710281.
295. Anon., Met A, 3, 710091.
296. W. M. Doyle, Met A 2, 312205; 4, 311045.
297. P. F. Koshelev (П. Ф. Кошелев), Met A 3, 310445.
298. K. Alker, Met A 3, 310785.
299. Anon., Met A 4, 710112; 6, 710325.
300. R. A. Wood, Met A 4, 460054.
301. H. J. Dichtl, Met A, 310881.
302. /. A. Vaccarl, Met A 3, 710509.
302b. 5. Matsuo, Met. A 5, 312607.
302c. G. H. Schibli, Met A 6, 312466.
302d. O. A. Schehelbanina, etc. (О. А. Щелбанина), СА 79, 82561b.
303. M. Renouard, Met A 4, 311789.
304. W. D. Huskonen, Met A 1, 510569.
305. E. T. Wanderer, Met A 1, 710471.
306. Anon., Met A 2, 710042.
307. K. J. Oswalt, Met A 2, 510531.
308. A. I. Kearney, Met A 3, 510648.
309. С. М. Carman, Met A 4, 310067.
310. F. R. Mollard, Met A 4, 312048.
311. R. J. Andersom, JIM, 34, 470.
312. A. Vivanti, etc., JIMMA, 3, 504.
313. Т. Н. Schofield, etc., JIMMA, 4, 327.
313b. K. Wellinger, etc., JIMMA, 18, 677.
314. R. W. Ruddle, JIMMA, 17, 913.
315. O. Z. Ryiski, etc., JIMMA, 23, 483.
316. /. W. Meier, MA 1, 1543; 2, 125.
317. W. A. Baker, etc., MA 2, 868.
318. K. S. Srinivasamurthy, etc., MA 2, 1661.
319. A. Couture, MA 2, 2083.
320. A. I. Kolpashnikov, etc. (А. И. Колпашников), Met. A 2, 540118.
321. E. E. Stonebrook, etc., Met A, 1, 311805.
322. M. Drouzy, etc., Met A 3, 510452.
323. /. B. Benedyk, Met. A 3, 710288.
324. 5. Jacob. Met 4, 460062.
324b. M. E. Dris, etc., (M. E. Дриц), Met A 6, 311755, 312169.
325. E. Benn, etc., Met. A 5, 310154.
326. W. Claus, JIM, 42, 659; 43, 680.
327. L. Frommer, etc., JIM, 43, 392; 47, 65.
328. H. Rohrig, JIM, 50, 506.
329. M. V. Schwarz, CA 28, 4353.
330. 5. Hori, JIMMA, 3, 147, 295.
331. O. Quadrat, etc., С А 27, 5703.
332. /. Douchement, JIMMA, 4, 656, 721.
333. H. J. Rome, JIMMA, 5, 836; 6, 184.
334. G. Welter, etc., JIMMA, 6, 21, 116.
335. N. N. Murach., etc., JIMMA, 10, 330.
336. H. Bohner, JIMMA, 13, 436.
337. H. Rohrig, JIMMA, 12, 396; 14, 201.
338. A. Buckeley, etc., JIMMA, 16, 329.
339. W. J. Reicheneeker, JIMMA, 21, 726.
340. /. W. Meier, etc., JIMMA, 28, 813; 29, 173.
341. K. Marechal, JIMMA, 29, 389.
342. A. N. Turner, etc., Met A 1, 310090.
343. H. Arbenz, Met A 2, 510270, 510348.
344. A. A. Voskresensky, etc. (А. А. Воскресенский), Met A 2, 311743.
345. S. Lipson, etc.. Met A 3, 310598.
346. P. A. Parkhutik, etc. (П. А. Пархутик), Met A 3, 312037; 4, 311504- 5 312295.
346b. H. K. Chian, WAA, 7, 610043.
347. V. A. Zasypkim (В. А. Засыпкин), Met A 5, 430043.
348. G. Sachs, etc., JIMMA, 16, 330.
349. H. A. Unkel, JIMMA, 22, 26.
350. L. J. Nypan, Met A 4, 311433.
351. У. R. Kanacalau, etc., MA 1. 893.
447

352 V. P. Severdenko, etc. (В. П. Северденко), Met A 2, 311736.
353. С A. Schwanbeck, etc., Met A 1, 160029.
353b У A. Sukhomlinov, (Ю. А. Сухомлинов), Met A 5, 140192.
354. D. S. Clark, etc., С А 44, 5781.
355. H. J. Fusfeld, etc., JIMMA, 18, 390.
356. R. F. Klinger, JIMMA, 18, 505; 19, 107.
357. F. Gatto, JIMMA, 19, 859.
358. R. W. Goranson, etc., JIMMA, 24, 191.
359. S. /. Ishutkin, (С. И. Ишуткин), Met A 1, 311198.
360. U. Nishiyama, etc., Met A 1, 311936.
360b. M. D. Tyavlovsky, (M. Д. Тявлоеский), Met A 6, 310753.
360c. V. G. Kudryashov, etc. (В. Г. Кудряшов), Met A 6, 220608, 312684, 313162.
360d N D. Popescu — Castellin, Met A 7, 220197.
361. P. I. Skokov, etc. (П. И. Скоков), Met A 1, 310993.
362. A. N. Gladkikh, (A. H. Гладких), Met A 3, 310314.
ЗЬЗ. А. В. Schultz, Met A 4, 310521; 310522.
364. W. H. Dearden, JIMMA 9, 347.
365. /C. L. Meissner, etc., CA 29, 3284.
366. R. Baumann, JIM, 38, 527; 40, 613.
357. P. Melchior, JIM, 44, 481.
368. R. T. Templln, ASTM Proc, 1935, v. 35, p. 383.
369. E. R. Petty, JIMMA, 30, 177.
370. /. Marin, etc., JIMMA, 12, 336; 17, 695; 18, 504.
371. G. Welter, JIMMA, 12, 93, 409.
372. W. T. Lankford, etc., JIMMA, 15, 329; 17, 566.
373. V. S. Ivanova, etc. (В. С. Иванова), Met A 6, 311405.
374. /. A. Miller, JIMMA, 19, 273.
375. S. /. Liu, etc., JIMMA, 20, 685.
376. A. E. Johnson, etc., JIMMA, 23, 179.
377. A. /. Bailey, etc., JIMMA, 32, 111.
378. G. У. Chiu, etc., JIMMA, 33, 1127.
379. C. D. Beachem, MA 1, 724.
380. P. P. Benham, etc., MA 1, 539.
381. P. G. Miklyaev. etc., (П. Г. Микляева), MA 1, 1543.
382. E. A. Steigerwald, etc., Met A 1, 140153.
383. M. Simura, Met A 2, 311420.
384. P. J. E. Forsyth, etc., Met A 2, 311477; 5, 310194.
385. F. E. Schwartzberg, etc., Met A 3, 310878.
386. H. Knoll, etc., Met A 2, 12002; 3, 310550.
387. D. Morri, Met A 4, 310481.
388. /. P. Tanaka, etc., Met A 4, 220292.
389. V. I. Smolentsev, etc. (В. И. Смоленцев), Met A 5, 310291; 6, 220603, 220604.
389b. E. M. Morozov, etc. (E. M. Морозов), Met A 6, 312679.
389c. /. C. Radon, Met A 6, 220693.
389d. /. G. Kaufman, etc., Met A 6, 312155.
390. D. Broek, Met A 5, 311310; 6, 310945; 7, 310122.
391. E. G. Thomson, etc., JIMMA, 16, 123.
392. A. W. Danna, etc., JIMMA, 18, 351.
393. H. A. B. Wiseman, etc., JIMMA, 22, 699.
394. D. J. Logan, etc., Met A 3, 550482.
395. M. Holt, etc., Met A 4, 310391.
396. H. Moller, etc., JIMMA, 5, 55.
397. C. Dumont, JIMMA, 7, 282.
398. R. Fichter, JIMMA, 16, 540.
399. L. Frommer, etc.. JIMMA, 11, 419.
400. V. Hauk, JIMMA, 12, 122.
401. A. Schael, JIMMA, 18, 16.
402. K. R. Van Horn, JIMMA, 21, 17.
403. a. Forrest, JIMMA, 22, 1149.
404. V. Hauk, JIMMA, 23. 625.
405. R. Larson. JIMMA, 32, 948.
406. T. Tamaru, etc., Mo 2, 16.
407. С. С. Goldsmith, etc., Met A 3, 210560.
408. W. P. Sykes, JIM, 27, 372.
409. L. Guillet, etc., JIM. 30, 441; 31, 427.
410. F. Bollenrath, etc., JIM, 47, 578.
411. F. Bollenrath, J. Inst. Metals, 1932, v. 48, p. 255.
412. E. W. Colbeck, etc., CA 27, 5289; 1311.
413. W. Schwinning, JIMMA, 2, 422.
414. A. P. Tulyakov, (А. П. Туляков), JIMMA, 2, 501.
415. B. Smirnov, etc. (Б. Смирнов), CA 4, 7017.
416. V. I. Kostents, JIMMA, 14, 89, 93.
417. North Am. Aviation, JIMMA, 14, 159.
418. F. M. Howell, etc., Al Res. Labs. Rep., 9—47-9, 1947.
419. R. F. Klinger, etc, Wrigth Field Rep T—SEAM—M 5197, 1947.
420. M. G. Fontana, etc., JIMMA, 16, 54 272
421. W. Koster, etc., JIMMA, 16, 324. '
422. К. О. Bogardus, etc., JIMMA, 18, 593
423. N. P. Allen, JIMMA, 20, 140.
424. G. V. Uzhik, JIMMA, 23, 167.
448

425. L. Mori. JIMMA, 2G, 821; 28, 23.
426. E. Von Burg. JIMMA, 26, 513.
427. F. Hickel, JIMMA, 30, 169.
428. С F. Hickey, Jr., JIMMA, 31, 811.
429. R. S. Walters, etc., JIMMA, 31, 812.
430. 5. Hukai, etc., JIMMA, 32, 794.
431. P. Vachet, JIMMA, 32, 281.
432. //. L. Martin, etc., MA 1, 539.
433. L. Mori, MA 1, 383, 717.
434. /. N. Fridlyander, etc. (И. H. Фридляндер), Met A 1, 310079; 2, 310823.
435. Anon., Met A 1, 310683.
436. Anon, Met A 1, 311804.
437. /. E. Campbell, Met A 1, 310899.
438. /. G. Kaufman, etc., Met A, 312008.
439. V. P. Lamashevsky, etc. (В. П. Ламашевскии), Met A 3, 311612.
440. M. Conserva, etc., Met A 3, 311988.
441. /. E. Campbell, Met A 3, 311072; 312381; 4, 310374, 311332, 311333.
442. K. Fushimi, etc., Met Л 3, 312347.
443. V. G. Kudryashov, etc. (В. Г. Кудряшов), Met A 4, 311888.
444. D. A. Wigley, Met A 5, 720108.
445. /. E. Campbell, Met A 4, 312305; 5, 311311, 311386; 6, 311477.
445b. M. F. Nikitina, etc. (M. Ф. Никитина), WAA 7, 610163.
445. B. I. Kovalchuk, etc. (В. И. Ковальчук), Met A 5, 312134.
447. G. S. Pisarenko, etc. (Г. С. Писаренко), Met A 4, 311842; 5, 311239
448. F. С Lea, JIM, 28, 582; 31, 386.
448b. A. J. Lyon, etc., JIM, 35, 536.
449. N. Parravano, etc., JIM, 34, 410.
450. С. H. Rohrig, JIM, 37, 450.
451. R. L. Templin, etc., JIM, 41, 440; 42, 433; 44, 483.
452. S. L. Archbutt, JIM, 47, 138.
453. A. J. Lyon, JIM, 47, 556; 50, 374.
454. E. R. Darov, JIM, 47, 431.
455. H. J. Tcpsell, etc., JIM, 50, 459, 477.
456. W. Schwinning, etc., JIM, 50, 600.
457. A. Von Zeerleder, etc., С А 28, 4353.
458. F. M. How ell, etc., JIMMA, 5, 771.
459. M. V. Schwarz, JIMMA, 6, 350; 9, 143.
460. R. Irmann, JIMMA, 7, 471; 9, 237.
461. E. Von Rajakovics, etc., JIMMA, 10, 241.
402. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар), JIMMA, 16, 197; CA41, 1190; 42, 8758.
403. A. E. Flanigan, etc., JIMMA, 15, 565.
464. /. A. Nock, JIMMA, 15, 605.
UJ5. A. Schimmel, JIMMA, 18, 16.
Ш. P. L. Thorpe, etc., JIMMA, 17, 912.
467. H. Vosskuhler, JIMMA. 18, 698; 19, 578; 20, 619.
468. R. Chevigny, etc., JIMMA, 19, 641.
469. /. Valeur, JIMMA, 20, 239, 395.
470. D. D. Doerr, JIMMA, 21, 516.
471. /. V. Lyons, etc., JIMMA, 20, 461, 560.
472. R. Syrie, JIMMA, 21, 123.
473. E. H. Dix, Jr., JIMMA, 23, 982.
174. T. S. Dzagurova, etc., JIMMA, 25, 765.
475. C. Renon, etc., JIMMA, 30, 373.
476. S. Hukai, etc., JIMMA, 31, 147.
477. /. Welter, JIMMA, 32, 374.
478. K. Takeuchi, etc., MA 1, 383.
479. W. Thury, etc., Met A 3, 311969.
480. S. Radhakrishnan, etc., Met A 4, 140446.
480b. L. N. Livshit, Met A 7, 310212.
481. С. М. Tyler, etc., Met A 5, 312348.
482. A. Matting, etc., JIMMA, 9, 272; 10, 172.
482b. A. I. Kosarev, etc., (А. И. Косарев), Met A 6, 312424.
483. A. G. H. Darner ell, JIMMA, 11, 7.
484. A. Von Zeerleder, etc., JIMMA, 3, 629; 4, 328.
485. R. Irmann, etc., JIMMA. 4. 378.
480. H. Borchers, etc., JIMMA, 12, 209.
487. H. A. Lipsitt, etc., Met A 4, 140344.
488. W. K. Smith, etc., JIMMA, 19, 577, 825.
489. H. /. Heimerl, etc., JIMMA, 23, 413, 431.
490. G. W. Stickley, etc., JIMMA, 24, 347.
491. O. S. Bochvar, etc. (О. С. Бочвар), JIMMA, 28, 716.
492. E. V. Rajakovics, etc., JIMMA, 9, 297.
493. /. T. Lapsey, etc., JIMMA, 15, 99.
494. R. L. Bicker dike, JIMMA, 15, 345.
495. N. F. Kanin, etc., (H. Ф. Канин), Met A 1, 540451.
496. T. Watahabe, etc., Met A 2, 5401113, 540463.
497. G. H. Reynolds, etc., Met A 5, 310501.
498. R. H. Greaves, etc., CA 20, 567.
499. M. Corelli, JIM, 40, 531.
15 3a«. 218 4 ;g

500. К. Matthaes, JIM, 50, 600; 53, 20, 143.
501. H. F. Moore, etc., JIMMA, 3, 268.
502. F. Gatto, JIMMA, 22, 146.
503. L. Mori, JIMMA, 30, 649.
504. A. Latkowski, etc., Met A 5, 312502.
505. T. Kobayashi, JIM, 50, 424.
506. W. A. Guldner, JIM, 44, 481, 482.
507. G. Welter, CA 34, 7344.
508. /. P. Doan, etc., JIMMA, 16, 780.
509. L. Scapiro, etc. (Л. Шапиро), JIMMA, 15, 3, 17, 160.
510. /. B. Friedman, etc. (Г. Б. Фридман), JIMMA, 15, 228.
511. G. Welter, JIMMA, 15, 160, 198.
512. L. Schapiro, etc. (Л. Шапиро), JIMMA, 16, 123.
513. H. N. Hill, etc., US NACA, Tech — Note, 1974, 1949.
514. /. H. Palm, JIMMA, 20, 395.,
515. Т. E. Pardue, etc., JIMMA, 21, 319.
516. /. G. Kaufman, etc., JIMMA, 31, 147, 816.
517. C. M. Carman, etc., MA 1, 1714; 2, 1402; Met A 1, 310325.
518. R. J. Goode, etc., Met A 6, 310195.
519. /. G. Kaufman, etc., Met A 1, 310594; 3, 310058.
520. A. V. Panin (А. В. Панин), Met A 2, 311355.
521. H. P. Chu, Met A 3, 310854.
522. P. L. Key, Met A 3, 310855.
523. G. S. Neshpor, etc. (Г. С. Нешпор), MA, 31213.
524. P. Brenner, etc., IMMA, 4, 598; 5, 4, 770.
525. /. D. Oliff, etc., Met A 2, 311115.
526. S. E. Beljaev (С. Е. Беляев), JIMMA, 3, 649.
527. A. P. Tulyakov (А. П. Туляков), JIMMA, 8, 298.
528. L. Mori, JIMMA, 29, 823.
529. R. J. Durham, JIMMA, 30, 586.
530. W. R. Lucas, MA 1, 1896.
531. /. W. Coursen, etc., MA 2, 1775.
532. Anon, Met A, 2, 710472.
533. P. Midgley, etc., Met A 3, 310299.
534. L. W. Mayer, Met A 2, 710374.
535. F. G. Nelson, etc., Met A 3, 310146.
536. M. S. Hersh, Met A 3, 310159.
537. /. G. Kaufman, etc., Met A 5, 310025, 310328.
538. L. R. Hall, Met A 5, 310329.
538b. /. R. Kramer, WAA, 7, 610015.
538c. W. E. Witzell, WAA 7, 610060.
538d. D. Y. Wang, WAA 7, 610135.
538e. A. M. Sullivan, etc., WAA 7, 610135.
538f. F. R. W. Judy, etc., WAA 7, 610164.
539. C. Vishnevsky, etc. (С. Вишневский), Met A 5, 310327.
540. F. A. Johnson, etc., Met A 5, 312058.
540b. M. Conserva, Met. A 6, 311299.
540c. W. H. Erickson, Met A 6, 311543.
540d. V. V. Panasyuk, etc. (В. В. Панасюк), Met A 6, 31171G.
541. K. Matthaes, JIMMA. 8, 238.
542. H. Guth, JIMMA, 11, 417.
542b. W. J. DcWalt, etc., JIMMA, 24, 79.
543. R. S. Burpo, JIMMA, 14, 198.
544. R. Irmann, JIMMA, 8, 184.
545. R. L. Moore, US NACA Tech. Note 1503, 1948.
546. E. M, Finley, JIMMA, 21, 21.
547. US Air Service, JIM, 30, 630.
548. G. Guidi, JIM, 53, 232.
549. K. Guler, JIMMA, 2, 462.
550. B. Johnston, etc., JIMMA. 9, 179.
551. P. E. Sandorff, etc., JIMMA, 16, 776.
552. M. Holt, JIMMA, 22, 109.
553. M. Holt, etc., JIMMA, 5, 85.
554. /. A. Miller, etc., US NACA Res. Mem. RM 51 G 11, 1951.
554b. С. Е. Work, etc., JIMMA, 22, 276; 23, 479.
554c. A. Esau, JIM, 50, 626.
554d. H. Lichtenberg, JIMMA, 12, 113.
554e. L. R. Stanton, etc., JIMMA, 10, 389.
554f. B. J. Lazan, JIMMA, 11, 359.
554g. L. Frommer, etc., JIMMA, 11, 395.
554h. R. F. Hanstock, etc., JIMMA, 16, 124.
554i. G. A. Cottell, etc., J. Inst. Metals, 1947/48, v. 74, p. 373.
554j. К. М. Entwistle, etc., JIMMA, 17, 802.
554k. B. J. Lazan, etc., JIMMA, 21, 471.
555. К. М. Enwistle, JIMMA, 21, 605.
556. H. J. Seemann, etc., JIMMA, 25, 237.
557. К. М. Entwistle, J. Inst. Metals, 1956/57, 85, 425.
558. K. J. Williams, etc., JIMMA, 26, 459.
559. /. O. Erkman, etc., Met A 1, 310827.
450

560. V. H. Kenner, etc., Met A 3, 310163.
561. A. S. Kusubov, etc. (А. С. Кусубов), Met A 3, 311377; 3, 310383; 4, 312210
562. /. A. Brammer, Met A 3, 311696.
563. Т. А. С Stock, etc., Met A 3, 310842.
564. A. Ciannelli, JIM, 27, 400; 28, 588.
565. N. S. Otey, JIM, 39, 483.
566. H. Sieglerschmidt, JIM, 43, 445; 47, 138.
567. G. Sachs, etc., JIM, 44, 594. „,„.,„
568 R L Templin, etc., JIM 44, 481; 47, 648; JIMMA 5, 207; 14, 434.
569. T. F. Wall, JIMMA, 2, 667.
570. M. Prever, JIMMA, 3, 146; 4, 4.
571. M. Yano, JIMMA, 4, 598.
572. R. H. Greaves, JIMMA, 5, 39.
573. C. Mascre, etc., JIMMA, 26, 1021.
574. /. G. Kaufman, etc., Met A 5, 311032.
575. K. R. Koch, etc., JIM, 14, 216.
576. T. Kikuta, JIM, 29, 631.
577. G. H. Keulegan, etc., JIM, 53, 302.
578. L. F. Vosteen, US NACA Tech. Note 4343, 1958.
579. /. A. Brammer, etc., Met A 3, 221107.
580. G. W. King, JIMMA, 31, 265.
581. T. McLean, JIM, 34, 542.
582. A. H. Stang, etc., JIMMA, 14, 125.
583. G. Gerard, etc., JIMMA, 20, 334.
584. L. H. Adams, etc., CA 26, 12.
585. R. W. Goranson, etc., JIMMA, 22, 1025.
586. K. R. Koch, etc., JIM, 31, 386.
587. R. L. Templin, etc., JIMMA, 14, 434.
588. Anon, JIM, 30, 470.
589. R. R. Moore, JIM, 31, 412; 32, 531.
590. D. J. McAdam, Jr., JIM, 34, 541; 35, 562.
591. H. F. Moore, etc., JIM, 35, 504, 561.
592. P. Brenner, JIM, 39, 713; 40, 655; 42, 603, 47, 669.
593. G. Sachs, JIM, 41, 437.
594. /. B. Johnson, etc., JIM, 42, 435; 43, 445; 44, 482.
595. H. W. Gillett, CA 23, 4431.
596. E. Dorgeloh, JIM, 44, 601.
597. K. Memmler, etc., JIM, 43, 576; 50, 558.
598. H. F. Moore, etc., JIM, 47, 369.
599 H. Jsemer, JIM, 50, 14.
600. V. Linicus, etc., JIMMA, 2, 95, 281.
601. R. L. Templin, JIM 53, 489.
602. R. Irmann, JIMMA, 3, 113, 246.
603. H. Bohner, JIMMA, 3, 450, 503.
604. F. H. Frankland, etc., JIMMA, 3, 246.
605. F. M. How ell, etc., CA 32, 4491.
606. C. Pizzuto, JIMMA, 4, 326.
607. S. Iwai, etc., JIMMA, 7, 264.
608. E. Von Rajakovics, JIMMA, 6, 350.
609. H. Westhoff, JIMMA, 5, 657.
610. E. Mohr, JIMMA, 5, 323, 615.
611. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 6, 254.
612. R. L. Templin, JIMMA, 6, 449.
613. T. Nishihara, etc., JIMMA, 7, 130; 8, 135.
614. J. A. Kies, etc., JIMMA, 6, 495; 7, 9.
615. G. Forrest, JIMMA, 7, 345.
616. E. Von Rajakovics, JIMMA, 10, 315.
617. R. L. Templin, etc., JIMMA, 7, 341.
618. R. Irmann, JIMMA, 9, 193.
619. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 12, 108, 144.
620. E. Von Rajakovics, JIMMA, 12, 351.
621. C. Panseri, JIMMA, 14, 364.
622. R. F. Hanstock, etc., JIMMA, 14, 247.
623. R. Chevigny, JIMMA, 16, 125.
624. F. B. Fuller, etc., JIMMA, 17, 802.
625. /. /. Lynch, etc., JIMMA, 15, 564; 17, 488.
626. /. A. Sauer, etc., JIMMA, 17, 252; 912- 18, 456.
627. S. /. Liu, etc., JIMMA, 16, 122; 17, 802.
628. A. K. Head, JIMMA, 18, 351; 19, 515.
629. F. C. Smith, etc., JIMMA, 19, 357.
630. H. J. Grover, etc., JIMMA, 19, 358, 530, 576, 577; 20, 334; 21, 121; 23, 721.
631. N. M. Newark, etc., JIMMA, 20, 513.
632. A. Hartman, JIMMA, 20, 175.
633. /. Marin, etc., JIMMA, 20, 621, 622, 831; 21, 515, 516, 1001.
634. B. J. Lazan, etc., JIMMA, 22, 641.
635. G. E. Dieter, etc., JIMMA, 21, 603.
636. 7. Wyss, JIMMA, 20, 791.
637. R. W. Bundy, etc., JIMMA, 22, 643, 1149.
638. R. L. Templin, JIMMA, 23, 387.
15* Зак. 218 45]

639. H. F. Hardrath, etc., JIMMA, 21, 861.
640. /. /. Sebisty, etc., J. Inst. Metals, 1955/56, v. 84, p. 291.
641. /. Smith, JIMMA, 23, 721.
642. H. F. Hardrath, etc., JIMMA, 24, 438.
643. A. R. Woodward, JIMMA, 23, 1052.
644. R. LeGrand, etc., JIMMA, 25, 547.
644b. D. Morri, JIMMA, 26, 1023.
645. M. Holt, etc., Product. Eng., 1960, v. 31C2), p. 38.
646. C. Panseri, etc., JIMMA, 29, 621; 30, 649; 32, 279.
647. L. Mori, etc., JIMMA, 30, 649.
648. /. M. Finney, etc., JIMMA, 32, 193; 31, 270.
649. R. G. DcLange, JIMMA, 32, 1016.
650. A. Fox, MA 1, 706.
651. R. D. Behr, etc., ASTM Spec. Publ. 404, 1966.
652. /. O. Lyst, Met. A 2, 310654.
653. A. R. Wooddward, Met A 1, 310910.
654. A. R. Krause, etc., Met A 1, 311401.
655. /. Coupry, Met A 1, 311558.
656. В. M. Hillberry, Met. A 3, 220792.
657. F. G. Ostermann, etc., Met A, 4, 140348.
658. /. E. Campbell, Met A 4, 311615.
659. /. F. Martin, etc., Met A 4, 220734.
660. A. Z. Vorobev, etc. (A. 3. Воробьев), Met. A 4, 312813.
661. /. Igarashi, etc., JIMMA, 4, 182.
662. W. Buchmann, JIMMA, 12, 43, 171.
663. H. F. Moore, etc., CA 36, 3763, 3764.
664. /. Y. Mann, JIMMA, 24, 347, 348.
665. W. N. Findlay, etc., JIMMA, 23, 180; 24, 619.
666. A. Massa, JIMMA, 29, 874.
667. A. V. Karlashov, etc., (А. В. Карлашов), JIMMA, 32, 1127; MA 1, 274937, 1757; 2,
274; 2, 274; Met A 1, 311440, 340018, 350009.
668. R. Lachenau, etc., MA 1, 227.
669. /. H. Crews, Jr., etc., MA 1, 1713.
670. G. Jacoby, etc., MA 2, 1775.
671. G. A. Deryagin, etc. (Г. А. Дерягин), MA 2, 1988; Met A 3, 220762; 4, 311887; G,
311412.
672. V. P. Tokarev (В. П. Токарев), Met A 1, 311934; 2, 311729.
673. /. M. Finney, etc., Met A 3, 220443.
674. T. R.G. Williams, Met A 3, 312137.
675. B. S. Hockenhull, etc., Met A A 4, 221057, 312088.
675b. G. G. Pisarenko (Г. Г. Писаренко), Met A 6, 311420.
675c. R. A. Schmidt, etc., WAA, 7, 610133.
676. B. I. Olkin, etc., (В. И. Олькин), Met A 6, 311436.
677. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 6, 507; 7, 9.
678. T. Nishihara, etc., JIMMA, 8, 238.
679. H. Cornelius, JIMMA, 12, 108.
680. G. Forrest, JIMMA, 14, 247.
681. /. Marin, etc., JIMMA, 18, 351.
682. /. H. Faupel, etc., JIMMA, 18, 505; 19, 107.
683. H. F. Hardrath, etc., JIMMA, 21, 21, 861.
684. A. Hartman, JIMMA, 20, 238.
685. A. J. Fenner, etc., JIMMA, 26, 301.
686. H. W. Liu, etc., US NASA Tech. Note D256, 1959.
687. R. A. Heller, JIMMA, 30, 583.
688. /. Schijve, etc., MA 2, 1757.
689. A. V. Karlashov, etc. (А. В. Карлашов), MA 2, 1273.
690. G. S. Krivonogov, etc. (Г. С. Кривоногое), Met A 1, 310964.
691. T. Nakagawa, etc., Met A 2, 312061.
692. 5. V. Nagirny, etc., Met A 2, 311306, 312049.
693. B. Mazelsky, etc., Met A 3, 310853.
693b. C. R. Prischmann, etc., Met A 6, 310232.
693c. Y. L. Dvorkin, (Ю. Л. Дворкин), WAA 6, 610309.
693d. /. M. Potter, Met A 7, 310465.
693e. F. M. Trebules, Jr., WAA 7, 610134.
693f. /. G. Bieletich, etc., WAA 7, 610145.
693g. /. F. Kiefner, etc., WAA 7, 610146.
693h. C. L. Ho, etc., WAA 7, 610147.
693i. E. G. Buglov, etc. (E. Г. Буглов), Met A G, 312935.
694. G. W. Brown, etc., Met A 4, 310170.
695. 5. /. Liu, JIMMA, 19, 176; 20, 79.
696. /. Bennett, etc., JIMMA, 19, 176, 357.
697. V. Y. Slobodvanyuk, (В. Ю. Слободяник), Met A 2, 310265.
698. P. Ludwig, JIM, 50, 42.
699. O. Foppl, etc., JIMMA, 1, 62, 181.
700. H. Sutton, etc., JIMMA, 2, 8.
701. H. G. Hoskins, JIMMA, 9, 108.
702. W. Muller, JIMMA, 12, 5.
703. A. Thum, JIMMA, 12, 352.
704. G. H. Found, JIMMA, 16, 395.
45t2

705. /. У. Mann, JIMMA, 18, 210; 19, 515.
705. С. W. Stickley, etc., JIMMA, 18, 17; 19, 516.
707. /. tleyes, JIMMA, 20, 252.
708. A. Hartman, JIMMA, 22, 294.
709. A. V. Shreider, etc., JIMMA, 26, 299.
710. A. S Nikishov, etc. (А. С. Никишов), JIMMA, 26, 28.
711. W. O. Dinsdale, etc., JIMMA, 30, 340.
712. G. W. Stickley, etc., MA 2, 222.
713. R. E. Whaley, Met. A 1, 311657.
714. /. Coupry, Met A 1, 310908, 311181, 2, 311483.
7il5. E. G. Eeles, MA 2, 2009. •
716. K. Takeuchl, etc., Met A 1, 311826; 2, 220131; 4, 310362.
717. C. /. Morgan, etc., Met 2, 580665.
718. A. V. Karlashov, etc. (А. В. Карлашов), Met A 4, 310907.
718b. V. V. Kolesnik, etc. (В. В. Колесник), Met A 6, 311413.
718c. С D. Little, etc., Met A 6, 313296.
718d. C. V. Gowda, etc., WAA 7, 610181.
719. N. L. Person, Met A 5, 311308.
720. /. Igarashi, etc., JIMMA 6, 211, 237.
721. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 8, 322.
722. H. Wigand, JIMMA. 10, 203.
723. С. В. Ceason, JIMMA, 14, 135.
724. P. Dettin, MA 2, 375.
725. /. V. Semenchenko, etc. (И. В. Семенченко), Met A 4, 310714.
726. P. A. Averchenko, etc. (П. А. Аверченко), Met A 4, 312168.
727. /. Sachs, etc., JIMMA, 8, 8.
728. /. Gourjault, etc., MA 2, 223.
728b. R. J. Ryman, etc., WAA, 7, 610166.
729. /. E. Bowers, etc., Met A 1, 311071, 311551.
730. D. J. MsAdam, Jr., JIM, 38, 393; 39, 516; 40, 478, 479, 549; 41, 485; 42, 489, 490;
43, 501; 47, 145.
731. R. R. Moore, JIM. 38, 410; 40, 500.
732. /. Gough, etc., JIMMA, 4, 193.
733. R. Irmann. JIMMA, 3, 215, 70Г; 5, 837.
734. /. Krystof, JIMMA, 2, 514.
735. K. Mathaes, JIMMA, 3, 672; 4, 598.
736. /. /. Gerard, etc., JIMMA, 2, 381.
737. /. Igarashi, etc., JIMMA, 4, 327; 6, 9.
738. F. С Althof, JIMMA, 5, 593.
739. R. Taketomi, JIMMA, 8, 223.
740. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 11, 115.
741. D. W. Rudorff, JIMMA, 10, 351.
742. T. Broom, etc., JIMMA, 28, 599.
743. E. A. G. Liddiard, etc., JIMMA, 28, 885, 979.
744. /. A. Whittaker, etc., JIMMA, 31, 504, 732; MA 1, 1603.
745. A. V. Karlashov, etc. (А. В. Карлашов), Met A 1, 351199; 2, 350280, 350396; 3,
350393: 4. 312126, 350663; 5, 310252, 310657; 6, 351819; 7, 310753.
746. M. I. Paretsky, etc., Met A 1, 310966.
747. N. A. Miller, Met A 3, 350159.
747b. V. A. Gorodetsky, etc. (В. А. Городецкий), WAA 7, 640016.
747c. T. W. Crooker, Met A 7, 310607.
748. G. G. Maksimovich, etc. (Г. Г. Максимович), Met A 4, 351384.
749. A. Hartman, MA 1, 1108.
750. F. J. Bradshaw, etc., MA 2, 543.
751. C. E. Arxhie, MA 2, 221.
/52. D. W. Hoeppner, etc., MA 2, 2009.
753. D. A. Meyn, MA 2, 1579.
754. W. Engelmaier, Met A 2, 310035.
755. ?. G. Eeles, etc., Met A 2, 310763.
755b. V. N. Shavyrin, etc. (В. Н. Шавырин), Met A 6, 310124.
755c. H. Nakazawa, etc., CA 79, 8883S.
755d. B. I. Eremenko (В. И. Еременко), Met A 6, 313600.
756. F. J. Bradshaw, etc., Met A 3, 310958.
756b. A. P. Grabovetsky, etc. (А. П. Грабовецкий), Met A 6, 350943.
756c. Branger, Met A 6, 313085.
757. W. Roth, JIMMA, 14, 155.
758. D. Brock, Met A 3, 310268.
758b. C. Q. Bowles, etc., Met A 6, 313026.
758c. G. Lutjering, etc., Met A 6, 313411.
758d. E. Bohm, JIMMA, 5, 430.
759. /. Igarashi, JIMMA, 5, 658.
760. H. Unkel, JIMMA, 12, 5, 171, 245.
761. R. L. Templin, etc., JIMMA, 20, 832; 21, 121.
762. H. Kostron, JIMMA, 19, 13, 176.
763. H. A. Lipsitt, etc., JIMMA, 23, 281.
764. L. Mori, JIMMA, 27, 303.
765. S. Hukai. etc., JIMMA, 29, 119.
fb°- ?• Panseri, etc., JIMMA, 25, 433.
767. G. Fisher. JIMMA, 6, 506.
453

768. H. Burnheim, JIMMA, 12, 245.
769. G. Wallgren, etc., JIMMA, 17, 912, 913.
770. W. C. Brueggeman, etc., US NACA Tech. Note, 1611, 1948
771. M. Ros, JIMMA, 20, 983.
772. /. W. Spretnak, etc., JIMMA, 19, 529.
773. С. E. Phillips, etc., JIMMA, 20, 334.
774. /. A. Bennett, etc., JIMMA, 22, 1149.
775. N. E. Frost, JIMMA, 23, 721.
776. W. E. Dirkes, JIMMA, 24, 146.
777. L. Mori, JIMMA, 30, 363.
778. /. Weller, etc. JIMMA, 32, 960.
779. /. Schijve, etc., Met A 3, 310780. 310781.
779b. L. P. Pook, WAA, 7, 610003, 610054.
779c. D. Fournier, etc., WAA 7, 610057.
779d. B. N. Lets, etc., Met A 7, 310466.
779e. R. M. Bonesteel., Met A 7, 310273.
779f. Т. M. Morton, etc., Met A 7, 310279.
780. /. C. Radon, Met A 3, 310919.
780b. /. Y. Mann, Met A 7, 310692.
781. W. W. Form, JIMMA, 27, 17.
782. /. Schijve, etc., JIMMA, 32, 797; MA 1, 384.
783. /. R. Heath —Smith, MA 1, 227.
784. /. M Finney, Met A 3, 312141.
785. E. С Hartmann, etc., JIMMA, 19, 358; 22, 484; MA 2, 1122.
785b. A. Hartman, Met A 6, 550951.
786. /. W. Cuthberston, CA 27, 2408.
787. G. Euringer, JIMMA, 3, 347.
788. G. Gurtler, etc., JIMMA, 6, 170.
789. E. Siebel, etc., JIMMA, 10, 124; 13, 291.
790. /. McKeown, etc., JIMMA, 19, 912; 18, 94, 593.
791. K. Wellinger, etc., JIMMA, 19, 578; 20, 817.
792. Locati, etc., MA 1, 227.
793. H. A. Abdel — Aziz., etc., MA 2, 1579.
794. K. Erhardt, etc., Met A 3, 310265.
795. G. Lacoby, etc., Met A 4, 311216.
795b. /. R. Heath — Smith, etc., WAA 6, 610280; 7, 610067.
796. G. P. Vidal, etc., Met A 6. 310942.
797. W. D. Boone, etc., JIMMA, 2, 355.
798. C. W. M. McGregor., etc., JIMMA, 21, 20.
799. R. Develay, MA 1, 62, 1882.
800. Л. /. Nachtigall, etc., Met A 1, 310684.
801. L. P. Andreec, etc. (Л. П. Андреев), Met A 5, 310928.
802. M. Holt, etc., Met A 2, 311935.
802b. R. W. Hertzberg, etc., Met. A 6, 312128.
803. K. N. Raju, etc., Met A 5, 312062.
804. P. Theodorides, JIMMA. 4, 283.
805. 5. Tanaka, etc., JIMMA, 8, 134.
806. R. G. Spencer, etc., JIMMA, 9, 42.
807. R. F. Hanstock, JIMMA, 22, 109; 26, 1022.
808. F. Gatto, JIMMA, 25, 343.
809. D. Morri, JIMMA, 28, 339.
810. C. A. Stubbington, etc., MA 2, 869.
810b. C. Calabrese, etc., WAA 7, 540036, 540037.
811. D. A. Meyn, Met A 1, 310996, 310997.
812. H. F. Moore, etc., JIM, 50, 753.
813. G. Gurtler, JIMMA, 7, 264.
814. S. Tsudam, etc., JIMMA, 16, 540.
815. A. G. Barkov, (А. Г. Барков), JIMMA, 12, 213.
816. M. 5. Hunter, etc., JIMMA, 23, 435.
817. P. /. E. Forsyth, etc., JIMMA, 24, 617.
818. T. R. G. Williams, etc., Met A 4, 311749.
819. /. C. Grosskreutz, etc., Met A 1, 310209; 3, 310259; 6, 310003.
820. W. S. Hyler, etc., JIMMA, 24, 146.
821. /. H. Mulherin, MA 2, 222; Met A 1, 350299.
822. W. Blazewicz, Met A 1, 310849.
823. 5. Pearson, Met A, 2, 312174.
824. M. Shimura, etc., Met A 2, 312148, 312149, 312150.
825. A. Hartman, etc., Met A, 3, 311706.
826. K. R. L. Thompson, etc., Met A, 311632.
827. K. Walker, Met A 3, 311804.
828. /. A. Feeney, etc., Met A 3, 311912.
829. W. Elber, Met A 3, 311975.
830. D. Hoeppner, etc., Met A 4, 210589.
831. D. Broek, etc., Met A 4, 312078.
832. A. Z. Vorobev, etc. (A. 3. Воробьев), Met A 4, 312813; 6, 310182.
833. /. E. Campbell, Met A 5, 311065.
834. V. I. Shabalin, (В. И. Шабалин), etc., Met A 5, 311189.
835. R. L. Moore, etc., Met A 5, 311871.
835b. G. Vidal, etc., Met A 6, 220108.
454

835с. Т. R. Porter, Met A 6, 311539.
835d. /. С. Scalzo, WAA 6, 610330.
835e. R. Koterazawa, etc., WAA 7, 610061.
835f. R. Ellis, Met A 7, 310116.
836. S. Pearson, Met A 5, 311872.
837. H. F. Moore, etc., JIM, 53, 517.
838. L. Hausseguy, etc., JIMMA, 21, 929.
839. W. Illq, etc., JIMMA, 23, 413.
840. A /. McEvily, etc., JIMMA, 24, 559.
841. D. Broek, MA 2, 1032, 1033.
842. /. Schijve, etc., MA 2, 1227; WAA 6, 610319.
843. S. H. Smith, MA 2, 2008; Met A 1, 311656.
844. A. Van Den Beukel, etc., Met A 4, 140100.
844b. /. E. Vruggink, Met A 7, 220142.
844c. С. Г. Hahn, etc., Met A 7, 310272.
845. С. В. Sadtler, etc., JIM, 37, 445.
846. A. Michel, etc., JIM, 40, 620.
847. F. C. Lea, JIM, 41. 467.
848. K. Sezawa, etc., JIMMA, 2, 336.
849. R. R. Kennedy, JIMMA, 2, 336, 671.
850. ASTM, ASME, JIMMA, 6, 298.
851. B. A. Krupitski, CA 32, 9008.
852. F. V. Goler, etc., JIMMA, 7, 102.
853. W. Muller, JIMMA, 14, 171; 15, 90.
854. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 12, 244, 317.
855. H. Adenstedt, JIMMA, 14, 249.
856. A. E. Flanigan, etc., JIMMA, 13, 155; 14, 5; 15, 99, 265, 2G8; 16. 776; 17, 566, 775.
857. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 16, 122.
858. H. Vosskuhler, JIMMA, 16, 476.
859. R. Chevigny, etc., JIMMA, 17, 334; 18, 93; 19, 641.
860. /. F. Dorn, etc., JIMMA, 18, 757.
861. A. E. Johnson, JIMMA, 17, 160.
862. A. E. Johnson, etc., JIMMA, 20, 6, 149, 327.
863. O. D. Sherby, etc., JIMMA, 19, 763; 20, 79; 21, 515.
864. E. V. Burg, JIMMA, 20, 561.
865. R. W. Berriman, JIMMA, 19, 515; 20, 79; 21, 929.
866. D. E. Thomas, JIMMA, 23, 179.
867. G. J. Guarnieri, JIMMA, 22, 1162.
868. F. W. DeMoney, etc., JIMMA, 22, 642, 1149.
869. E. E. Mathauser, etc., JIMMA, 24, 79, 793.
870. G. J. Heimerl, etc., US NASA Tech. Note, D160, 1959.
871. К. Е. Mann, JIMMA, 30, 279.
872. A. E. Johnson, etc., JIMMA, 32, 468.
873. M. G. Bader, etc., MA 1, 383.
874. /. F. Lundeberg, MA 2, 221.
875. H. Martinod, etc., MA 2, 1182; Met A 2, 311817.
876. K. O. Bogadus, etc.. Met A 1, 311946.
877. K. Takeuchi, etc., Met A 1, 312043.
878. L. Mori, Met A 2, 311636, 312000; 4, 310882.
879. N. Y. Lagveshkin, etc., (H. Ю. Лагвешкин), Met A 6, 311766.
879b. /. D. Snedden, Met A 6, 311275.
880. N. N. Bich, etc., Met A 4, 311885.
881. К. O. Bogardus, etc., Met A 3, 311565.
882. N. A. Borodin, etc., (H. А. Бородин), Met A 3, 220688.
883. K. Wellinger. etc., JIMMA, 12, 259.
884. M. J. Manjoine, JIMMA, 19, 177.
884b. /. Fairbairn, Met A 6, 313076.
885. W. F. Simmons, etc., JIMMA, 22, 642, 1149.
885b. N. 5. Kokoulina, (H. С. Кокоулина), Met A 6, 312681.
886. G. M. Brown, Met A 4, 311187.
886b. A. I. Ravikovich. Met A 6, 313590.
887. W. N. Findley, etc., Met A 5, 311115.
887b. G. A. Webster, Met A 6, 312288.
888. H, Inkel. JIMMA, 32, 629, 631.
889. /. A. Van Echo, etc., JIMMA, 22, 1038.
890. S. N. Thurkov, etc. (С. Н. Журков), JIMMA, 32, 267.
891. M. Roldan, etc., Met A 4, 311037; 6, 310009.
892. K. Yamaguchi, etc., JIMMA, 2, 671.
892b. R. N. Wilson, Met A 7, 310286.
893. Anon., Met A 2, 310357.
894. /. H. Kittel. JIMMA, 21, 849, 861.
895. R. Hasson, etc., Met A 1, 210129.
896. R. Irmann, JIM, 53, 295.
897. B. D. Grozin, etc. (Б. Д. Грозин), JIMMA, 11, 242.
°J}8. О E. Kestner, etc. (О. Е. Кестнер и др.), Met A 2, 310828.
oonb< />• Okabayashi, etc., Met A 6, 311304.
SK" Y; ?*' Zason> etc., Met A 4, 350372.
n,?; VA *?; zta*noruev. etc. (В. М. Заморуев), Met A 3, 560441.
901. G. M. Hazkevich, etc., JIMMA, 2; 569.
455

902. М. V. Schwarz, JIMMA, 3, 450; 4, 599.
903. H. Wiechell, JIMMA, 4, 309, 693.
904. E. Vaders, JIMMA, 4, 326.
905. M. V. Schwarz, Motorwagen, 1926, Bd 29, S. 685; Z. Ges. Giessereipraxis, 1926 Bd 47
S. 13.
906. N. S. Banas, JIMMA, 13, 205.
907. M. Goret, JIMMA, 15, 613.
908. M. V. Dumchus, etc., JIMMA, 32, 615.
909. P. Rebinder, etc., JIMMA, 2, 143.
910. E. D. Tingle, JIMMA, 18, 494.
911. H. Kostron, etc., JIMMA, 21, 401.
912. K. A. Schreiber, JIM, 30, 467.
913. W. Kroll, JIM, 36, 432.
914. /. Strauss, JIM, 36, 542.
915. R. J. Anderson, JIM, 36, 432; 37, 450.
916. T. Marsuda, JIMMA, 3, 147.
917. M. Hansen, etc., JIMMA, 4, 145; 6, 351; 7, 246.
918. L. Koch, JIMMA, 18, 594.
919. D. L. W. Collins, JIMMA, 25, 593.
920. M. Y. Kuleshov, etc. (M. В. Кулешов), JIMMA, 26, 27.
921. E. H. Dix, Jr., JIM, 28, 709.
922. 5. S. Nekryty, etc., JIM, 40, 497; 44, 485.
923. G. Lenoir, JIMMA, 21, 940.
924. H. Dieckmann, JIMMA, 31, 907.
925. F. С Lea, etc., JIM, 28, 579.
926. E. Itami, JIMMA, 2, 371; 3, 505.
927. G. Tremolada, etc., JIMMA, 22, 907.
928. M. V. Zakharov, etc. (M. В. Захаров), 28, 650.
929. L. Guillet, etc., JIM, 25, 364.
930. E. H. Dix, Jr., etc., JIMMA, 2, 212.
931. D. Gualandi, etc., JIMMA, 26, 169.
932 L. Grand, JIMMA, 32, 725.
933. P. Ellenberger, etc., Met A 5, 460033.
934. M. Goto, etc., JIM, 40, 499; 42, 705.
935. /. G. Muzalevsky, etc., (Ю. Г. Музалевский), JIM, 53, 617.
936. W. O. Kroenig, JIMMA, 2, 671.
937. 5. M. Voronov, etc. (С. М. Воронов), JIMMA, 5, 251.
938. 5. A. Sage, JIMMA, 14, 5.
939. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц), JIMMA, 28, 717.
940. V. P. Kozlovskaya, etc. (В. П. Козловская), Met A 4, 311882.
941. С Panseri, JIMMA, 7, 56.
942. H. Nishimura, etc., JIMMA, 6, 300; 7, 284; 8, 54, 218.
943. E. H. Schultz, JIM, 24, 438.
944. M. Goto, etc., JIM, 50, 222.
945. /. Igarashi, etc., JIMMA, 4, 327.
946. K. L. Dreyer, JIMMA, 16, 123.
947. E. Mohr, JIMMA, 19, 809.
948. С R. Changarnier, etc., JIMMA, 22, 290.
949. W. Thury, etc., Met A 2, 510271, 510756.
950. O. A. Romanova, (О. А. Романова), Met A 2, 310827.
951. W. K. Armitage, Met A 3, 310770.
952. A. Portevin, etc., JIM, 31, 527; 32, 647; 33, 345.
953. K. E. Bingham, J. Inst. Metals, 1926, v. 36, p. 137.
954. M. L. V. Gayler, etc., CA 26, 2683; JIMMA, 4, 326.
955. W. Mannchen, JIMMA, 12, 143.
956. T. Morinaga, etc., JIMMA, 22, 643.
957. /. N. Fridlyander, etc. (И. Н. Фридляндер), JIMMA, 30, 785.
958. F. J. Kievitz, MA 2, 1724.
959. /. A. Gindin, etc. (И. А. Гиндин), MA 2, 670.
960. E. T. Stewart — Jones, Met A 4, 560113.
961. R. С Lemon, etc., JIMMA, 26, 237.
962. E. V. Rajakovies, Net A 2, 220274, 220895.
963. Anon, Met A 2, 710366.
963b. O. A. Scchelbanina, etc. (О. А. Щелбанина), Met Л 6, 310767.
964. W. M. Doyle, Met A 4, 120047.
965. H. Hyman, CA 20, 570.
966. F. Renaud, JIM, 53, 344.
967. A. Fry, etc., JIMMA, 6, 93.
968. D. Mitkov, etc., Met A 2, 311489.
969. L. Koch, JIMMA, 10, 314.
970. 5. Gebalski, etc., JIMMA, 22, 427.
971. K. L. Dreyer, etc., JIMMA, 9, 238; 11, 7; 14, 312.
972. H. Nakata, JIMMA, 8, 219.
972b. W. Mannchen, etc., JIMMA, 18, 421.
973. F. H. Smith, JIMMA, 26, 279.
974. P. /. E. Forsyth, etc., JIMMA, 31, 270.
975. F. Perez —Flor, etc., MA 1, 1170.
976. S. Hajas, Met A 4, 310098.
977. Anon, JIM 33, 344.
456

978. H. Bohner, JIMMA, 1, 562.
979. L. Dreyer, etc., JIMMA, 9, 238; 10, 106.
980. W. Bungardt, etc., JIMMA, 16, 475.
981. G. Screm, etc., Met A 6, 311301.
982. H. Sprindler, MA 1, 861. _ joc
982b. V. Boutalov, (В. Буталов), JIM, 36, 434 435.
983. ЛГ. /1. Shaposhnikov (H. А. Шапошников), JIM, 36, 435.
984 G. Л. Kashtchenko (Г. А. Кащенко), JIM, 36, 435.
985 /. /. Sidorin, JIM, 43, 448 (И. И. Сидорин).
986. M. Kowarski, JIM, 50, 651.
987. M. Cook, etc., JIMMA, 9, 347.
988. V. S. Zolotorevsky, etc. (Я. С. Золотаревскии), Met A 2, 320636.
989. Anon, JIM, 35, 537.
989b. Г. Takahashi, etc., Met A 6, 312371.
990. A. Z. Zhmudksy, etc., JIMMA, 26, 391.
991. H. Buchholz, JIM, 50, 257; 53, 331.
992. G. F. Comstock, JIMMA, 2, 126.
993. L. Montupet, JIMMA, 3, 573.
994. L. Guillet, CA 32, 9018.
995. G. I. Beckwith, CA 39, 3229.
996. W. Bonsack, etc., JIMMA, 18, 163.
997. R. Moser, etc., Met A 1, 510457.
998. W. Schmidt, JIM, 47, 201, 392.
999. H. Kostron. JIMMA, 13, 76.
1000. L. Klinger, etc., JIMMA, 16, 425, 540.
1001. E. I. Shilova, etc. (E. И. Шилова), MA 2, 298; Met A 1, 310371.
1002. /. A. Nock, etc., JIMMA, 26, 635.
1003. Z. N. Archakova, etc. C. H. Арчакова), JIMMA, 28, 945.
1004. E. H. Spuhler, etc, JIMMA, 28, 215.
1005. Anon., Met. Progress, 1960, v. 78D), p. 141.
1006. S. Terai, etc., JIMMA, 28, 340.
1007. /. N. Fridlyander, etc. (И. Н. Фридляндер), JIMMA, 30, 499.
1008. K. Anderko, etc., JIMMA, 30, 90.
1009. M. E. Dris, etc. (M. E. Дриц), JIMMA, 31, 697.
1010. H. J. Engell, etc., Met A 4, 350441.
1011. M. Wachlert, JIM, 26, 516.
1012. R. Sterner — Reiner, JIMMA, 4, 465.
1013. D. Peitmann, JIMMA, 6, 559.
1014. 5. Ishida, etc., CA 42, 1170.
1015. H. Bungardt, etc., JIMMA, 16, 538.
1016. F. Erdmann — Jesnitzer, etc., JIMMA, 30, 372.
1017. F. C. Lea, etc., JIM, 28, 583.
1018. К. Н. Hardy, JIMMA, 18, 163, 504; 19, 705; 22, 751.
10C9. G. Caminade, JIMMA, 19, 94.
1020. V. A. Zasypkin, etc. (В. А. Засыпкин), Met A 2, 310822.
1021. /. /. Polmear, JIMMA, 32, 1013.
1022. /. T. Vietz, etc., MA 1, 1837; Met A 1, 350868.
1023. Anon., Met A 1, 311514.
1024. G. Siebel, JIMMA, 16, 340; 17, 440, 426.
1025. R. Cazaud, JIM, 47, 19.
1026. H. Opitz. JIMMA, 4, 680, 5, 132; 8, 72.
1027. H. Kastner, JIMMA, 4, 138, 464.
1028. M. Bosshard, JIM, 53, 69.
1029. 5. Higashio, JIMMA, 5, 39.
1030. L. Losana, JIM, 30, 471.
1031. G. Masing, etc., JIMMA, 3, 451.
1032. F. Kralik, JIMMA, 26, 787.
1033. 5. Ishida, JIMMA, 6, 5.
1034. P. L. Hendricks, JIMMA, 27, 237.
1035. M. R. Whitmore, etc., JIM, 34, 419.
1036. M. Tournaire, etc., JIMMA, 19, 825; 20, 238.
1037. /. Herenguel, etc., JIMMA, 21, 1024.
1038. F. Lesbre, etc., JIMMA, 30, 189.
1039. /. A. Nock, Jr., etc., JIMMA, 29, 683.
1040. V. I. Elagin, etc. (В. И. Елагин), Met. Sci. Heat. Treat., 1963, v. 12, p. 699.
1041. V. P. Kozlovskaya, etc. (В. П. Козловская), Met A 1, 310540.
1042. F. Bollenrath, JIM, 44, 486; 50, 727.
1043. Anon., JIMMA, 2, 213.
1044. T. Okamoto, JIMMA, 6, 94.
1045. R. Sharan, etc., JIMMA, 32, 1196.
1046. /. M. Mahajan, etc., Met A 1, 311041, 530239.
1047. W. Clous, etc., JIM, 41, 436.
1048. W. Thury, JIMMA, 25, 591.
1049. F. T. Sisco, etc., 34, 419.
1050. G. Akimov, (Г. Акимов), JIM, 47, 360, 433.
10511. /. D. Edwards, etc., JIM, 42, 479; 43, 492.
052- H- Irnai, etc., JIM, 52, 212, 435.
5' PJf- Akimov, etc. (Г. В. Акимов), JIMMA, 2, 58, 146, 381, 427.
1054. /. W. Wilstrop, JIMMA, 2, 347.
457

1055. N. Goldowski, JIMMA, 5, 598, 599.
1056. H. L. Logan, JIMMA, 8, 60, 227; 9, 354.
1057. H. Fischer, etc., JIMMA, 9, 319; 11, 410.
1058. A. Betti, JIMMA, 10, 256.
1059. R. B. Mears, etc., JIMMA, 12, 82, 184, 399; 13, 168.
1059b. N. D. Tomasov, (H. Д. Томасов), JIMMA, 16, 206.
1060. W. H. Coiner, etc., JIMMA. 22, 959; 26, 267.
1061. W. H. Ailor, Met A 3, 350976; 4, 350947.
1062. S. /. Ketcham, etc., Corrosion, 1963, v. 19, p. 252t.
1063. R. L. Horst, Jr., etc, Met A 1, 350828; 2, 351183.
1064. H. Spindler, Met A 3, 350647.
1065. E. M. Hewlitt, etc., JIM, 32, 629.
1066. Anon., JIM, 36, 459.
1067. E. Maass, etc., JIM, 38, 435; 43, 493; 50, 229.
1068. G. Sachs, JIM, 36, 487.
1069. L. W. Haase, JIM, 39, 508.
1070. E. G. Ritchie, JIM, 40, 758; 42, 480.
1071. Т. К. Angstrom, JIM, 42, 480.
1072. A. Von Zeerleder, etc., JIM, 47, 143; 50, 354; 53, 131.
1073. M. Bosshard, JIM, 47, 83.
1074. H. Bauermeister, JIM, 44, 529.
1075. L. Guillet, JIM, 43, 443.
1076. /. Cournot, JIM, 47, 18.
1077. E. К. О. Schmidt, JIM, 47, 21, 341, 481; 53, 77, 131, 193.
1078. Anon., JIM, 47, 199.
1079. W. O. Kroenig, (В. О. Крейниг), JIM, 47, 579.
1080. R. Irmann, etc., JIM, 53, 20; JIMMA, 4, 629, 718.
1081. H. Gibbs, JIM, 50, 160.
1082. E. H. Dix, Jr., CA 28, 4025.
1083. L. Aitchison, JIM, 53, 355.
1084. R. Cazaud, etc., JIMMA, 2, 158.
1085. E. E. Halls, JIMMA, 4, 7.
1086. Anon., JIMMA, 8, 302.
1087. A. E. Hostetter, etc., JIMMA, 9, 44.
1088. A. I. Golubev (А. И. Голубев), JIMMA, 17, 575, 576.
1089. N. Beliaeff, JIMMA, 17, 499.
1090. E. G. West., JIMMA, 16, 560.
1091. Anon., JIMMA, 19, 35, 843.
1092. G. Welter, etc., JIMMA, 5, 94.
1093. P. Brenner, etc., JIMMA, 5, 11.
1094. D. С G. Lees, JIMMA, 19, 613, 865; 20, 263.
1095. H. Kostron, JIMMA, 20, 705, 706.
1096. G. J. Metcalfe, JIMMA, 20, 489.
1097. H. Vosskuhler, etc., JIMMA, 29, 889.
1098. P. Brenner, JIMMA, 32, 497.
1099. M. S. Hunter, etc., MA 1, 1004, 1424.
1100. W. E. Berry, Met A 1, 350334.
1101. S. /. Ketcham, MA 2, 2069; Met A 2, 350477.
1102. F. T. Mansur, Met A 2, 350014.
1103. R. W. Tapper, Met A 2, 350386.
1104. W. E. Berry, Met A 3, 350410.
1105. H. L. Craig, Jr., etc., Met A 4, 350912, 350949.
1106. F. Di Russo, Met A 3, 350933.
1107. E. A. Lauchner, Met A 4, 351118.
1108. K. L. Muissner, JIM, 47, 481.
1109. Anon., JIM, 53, 499.
1110. H. Mann, 53, 632.
1111. G. Tammann, etc., JIMMA, 3, 120.
1112. E. Sonnchen, JIMMA, 2, 381, 595.
1113. Anon., JIMMA, 12, 391; 14, 224.
1114. H. Logan, etc., JIMMA, 16, 698.
1115. E. Hugony, JIMMA, 20, 417.
1116. G. J. Schafer, etc., JIMMA, 26, 941.
1117. H. Nichols, etc., JIMMA, 31, 44.
1118. A. W. Morris, Met A 1, 350811.
1119. B. W. Lifka, etc., Met A 1, 350720, 350825.
1120. L. Graf., etc., Met A., 3, 350655, 350932.
1121. M. O. Speidel, Met A 3, 350125.
1122. H. W. Gillett, JIM, 47, 553; 50, 453.
1123. W. H. Finkeldey, JIM, 53, 500; JIMMA, 8, 334; 11, 406.
1124. W. Mutchler, JIMMA, 2, 17; 7, 210: 14, 454.
1125. V. S. Zorin (В. С. Зорин), JIMMA, 3, 56.
1126. G. W. Quick, JIMMA, 2, 429.
1127. C. W. Borgmann, etc., CA 32, 6603; 33, 7261.
1128. G. Schikorr, JIMMA, 5, 593.
1129. A. /. Sidery, etc., JIMMA, 6, 524.
1130. W. Mutchler, JIMMA, 6, 495, 524; 7, 295, 515.
1131. G. Gurtler, JIMMA, 7, 351.
458

1132. P. Brenner, JIMMA, 13, 11.
1133. С J. Walton, etc., JIMMA, 22, 879; 24, 386.
1134. L. H. Adam, etc., JIMMA, 23, 456.
1135. ASTM, JIMMA, 24, 219.
1136. С Panseri, etc., JIMMA, 28, 149.
1137. H. Cohen, JIMMA, 29, 159.
1138. K. G. Latimer, etc., JIMMA, 32, 133.
1139. W. H. Ailor, Jr., Met A 2, 350201.
1140. S. Mi Brandt, etc., Met A 2, 350191.
1141. V. E. Carter, Met A 2, 350187, 350199.
1141b. F. Pearlstein, etc., Met A 6, 351037.
1141c. M. H. Sander, Met A 6, 351603.
1142. H. B. Romans, etc., Met A 2, 720040.
1143. H. Bohner, JIM, 47, 272; 50, 433.
1144. E. W. Zechnovitzer, JIM, 50, 479.
1145. F. H. Rhodes, etc., JIMMA, 3, 542.
1146. A. Welter, etc., JIMMA, 4, 513; 5, 230.
1147. R. L. Horst, JIMMA, 20, 237.
1148. F. C. Porter, etc., JIMMA, 21, 449.
1148b. H. Kessler, JIMMA, 21, 627.
1149. W. Katz, JIMMA, 22, 202.
1149b. Y. C. Cheng, etc., JIMMA, 22, 332.
1150. N. J. M. Wilklns, etc., JIMMA, 29, 159.
1151. /. E. Draley, etc., Ma 2. 1830.
1152. D. Basch., etc., JIM, 32, 683; 35, 819, 36, 458, 636.
1153. E. Rackwitz, etc., JIM, 37, 488; 38, 436, 437; 42, 495.
1154. Dornier, JIM, 38, 437.
1155. Anon., JIM, 40, 539.
1156. Anon., JIM, 43, 493.
1157. R. С Cazaud., etc., JIM, 42, 475.
1158. X. Wache, etc., JIM, 42, 474.
1159. E. Herzog, etc., JIM, 43, 494; 44, 529; 47, 17; 50, 233, 738.
1160. W. Schwinning, etc., JIM, 41, 474.
1161. E. Maass, etc., JIM, 47, 206, 345.
1162. Quillard, JIM, 47, 82.
1163. H. Endo, etc., JIM, 47, 341.
1164. F. Bollenrath, etc., JIMMA, 4, 512.
1165. V. M. Fokeev, etc. (В. М. Фокеев), JIMMA, 4, 512.
1166. W. Nitzsche, JIMMA, 7, 210.
1167. H. Vosskuhler, JIMMA, 9, 247.
1168. W. A. Bell, etc., JIMMA, 29, 53, 54.
1169. E. Mori, etc., JIMMA, 30, 386.
1170. W. H. Ailor, etc., JIMMA, 32, 497, 498.
1171. F. F. Booth, etc., MA 2, 275.
1172. W. H. Ailor, MA 2, 1830.
1173. Anon., Met A 1, 350922.
1174. A. Guildhaudis, Met A 1, 351025.
1175. P. R. Shibad, etc., Met A 1, 350534.
1176. A. A. Spirin, etc., (А. А. Спирин), Met A 2, 350112.
1177. Anon., Met A 3, 350073, 350088.
1178. /. S. Muraoka, Met A 3, 350632.
1179. /. Capriolo, Met A 4, 350040.
1180. A. C. Fraker, etc., Met 4, 351283.
1180b. К. М. Gilman, etc., Met A 6, 351219.
1180c. L. S. Saakiyan, etc., Met A 6, 350803, 350933, 351217, 351226.
1180d. L. F. Zubkova, etc. (Д. Ф. Зубкова), Met A 7, 350373.
1181. W. Hellimg, JIMMA, 4, 629.
1182. L. Shnidman, etc., JIMMA, 5, 439.
1183. /. Reinhold, JIMMA, 19, 196.
Hil84. F. M. Reinhardm, JIMMA, 22, 791.
1185. T. Marshall, etc., JIMMA 23, 903.
1186. К. Н. Logan, JIMMA, 4, 48.
1187. A. Prati. JIMMA, 26, 1055.
1188. L. W. Mayer, Met A 2, 710374.
1189. W. H. Hatfield, JIM, 33, 368.
1190. Samuel, JIM, 37, 488.
1191. Anon., JIM, 37, 489.
1191b. A. Portevin, etc., JIM, 47, 530, 531.
1192. M. Chaussain, etc., JIMMA, 1, 240, 498
1193. A. J. Sidery, etc., JIMMA, 3, 668.
1194. E. M. Diffenbach, JIMMA, 4, 631.
1195. F. Stather, etc., JIMMA, 4, 441.
1196. H. Vosskuhler, JIMMA, 5, 541.
1197. L. I. Kashtanov (Л. И. Каштанов), JIMMA, 9, 317
Поп X- A' Amsterdamsky, etc., JIMMA, 10, 335.
9пп' г I' ^iinov' etc" <И- В- Клипов), JIMMA, 13, 13; 14, 461.
on?' 6 R' West> JIMMA, 15, 237.
iono n Schlapfer, etc., JIMMA, 17, 355.
1202. D. Kuhlmann — Wilsdorf, etc., JIMMA, 19, 388
454

1203. /. Bollinger, JIMMA, 20, 493; 21, 351.
1204. W. Bleicher, etc., JIMMA, 21, 1045.
1205. W. Wiederholt, JIMMA, 21, 1046.
1206. A. Bukowiecki, JIMMA, 27, 105.
1207. /. D. Minford, etc., JIMMA, 26, 942.
1208. К G. Sheth, etc., JIMMA, 32, 305.
1209. N. N. Tkachenko, etc. (H. H. Ткаченко), MA 1, 937.
1210. A. V. Karlashov, etc. (А. В. Карлашов), Met A 1, 350632.
1211. A. M. Kyazimov, etc. (A. M. Казимов), Met A 3, 350470.
1211b. L. K. Mukhin, etc. G7. К. Мухин), Met A 5, 351413.
1211c. N. Ohtani, etc., Met A 6, 351675.
1212. P. R. Shibad, etc., Met A 3, 350061.
1213. R. M. Corelli, JIM, 31, 430.
1214. R. F. Rentier, JIM, 32, 521.
1215. Anon, JIM, 39, 523.
1216. К. О. Schmidt, JIM, 39, 522; 42, 495.
1217. H. Rohrig, JIM, 40, 537.
1218. K. R. Dietrich, JIM, 42, 495.
1219. /. Fornanek, JIMMA, 1, 349.
1220. G. Eckert, JIMMA, 2, 17.
1221. К R. Dietrich, etc., JIMMA, 3, 79.
1222. /. Dintihac, JIMMA, 3, 205.
1223. K. Kino, JIMMA, 4, 515.
1224. H. Lichtenberg, JIMMA, 5, 533.
1225. Disy, JIMMA, 14, 452.
1226. F. Coen — Porisini, etc., Met A 2, 351203.
1227. S. W. Vorster, Met A 3, 350282.
1228. H. G. Hedrick, Met A 350468.
1229. A. P. Buntin, etc., (А. П. Батин), JIMMA, 5, 791.
1230. V. S. Zorin (В. С. Зорин), JIMMA, 7, 256.
1231. F. M. Beard, etc., MA 1, 438.
1232. H. N. Botcher, JIMMA, 4, 419.
1233. /. M. Mousson, JIMMA, 6, 365.
1234. H. Nowotny, JIMMA, 15, 107.
1235. V. N. Kashchev (В. Н. Кащев), JIMMA, 24, 247.
1236. W. Kroenig, JIM, (В. Крейниг), 43, 494; 44, 530, 47, 380.
1236b. P. Brenner, etc., JIMMA, 24, 101.
1237. L. Guillet, etc., JIM, 42, 478; 43, 493; 44, 529.
1238. F. C. Althof, etc., JIMMA, 28, 55.
1239. 5. M. Voronov, etc. (С. M. Воронов), JIMMA, 4, 598; 5, 144.
1240. P. Brenner, etc., JIMMA, 9, 44.
1240b. H. Weber, Met A 6, 351667.
1241. R. Sharan, etc., Met A 2, 350299.
1242. H. Rohrig, С А 28, 1964.
1243. A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков), JIMMA, 12, 43.
1244. Y. A. Klyachko, (Ю. А. Клячко), СА 44, 7742.
1245. Anon., JIM 28, 587; 32, 635.
1246. Zurbrugg, JIM 53, 19.
1247. E. К. О. Schmidt, JIMMA, 2, 520.
1248. P. Mabb, JIMMA, 3, 256.
1249. M. Bosshard, JIMMA, 5, 592.
1250. К Matthaes, etc., JIMMA, 5, 592.
1251. E. Kapernick, etc., JIMMA, 9, 45.
1252. Y. Okura, JIMMA, 7, 401.
1253. A. Guilhaudis, JIMMA, 20, 489, 777.
1254. С. Е. Bird, etc., JIMMA, 24, 723.
1254b. F. Mansfeld, Met A 6, 351591.
1255. K. Yanagida, etc., Met A 2, 351269.
1256. P. Brenner, etc., JIM, 50, 738; 53, 78.
1257. G. W. Akimov (Г. В. Акимов), JIM, 53, 355.
1258. К Guler, JIM, 53, 669.
1259. M. R. Whitmore, etc., JIMMA, 6, 364. 523.
1260. O. Cerioli, JIMMA, 11, 407.
1261. H. S. Rawdon, etc., JIM, 29, 597.
1262. C. Blazey, JIM, 31, 425.
1263. Anon., JIM, 36, 584.
1264. H. S. Rawdon, JIM, 41, 477, 478; 42, 479, 480; 43, 494; 44, 530; 50, ^60.
1265. F. M. Bondor, JIM, 47, 528.
1266. P. Brenner, JIM 47, 19, 83; 53, 77, 193.
1267. A. J. Sidery, etc., JIM, 53, 632.
1268. P. Brenner, JIM, 50, 738; 53, 77, 242.
1269. M. Bosshard, etc., JIMMA, 5, 438.
1270. H. Stiller, JIMMA, 14, 259.
1271. G. F. Sager, etc., JIMMA 13, 212.
1272. W. D. Robertson, JIMMA, 12, 324.
1273. G. Schikorr, etc., JIMMA, 17, 441.
1274. A. M. Wilner, etc., MA 1, 106.
1275. C. L. Brooks, Met A 1, 350827.
1276. M. К Budd, etc., MA 1, 1425.
460

1277. /. /. Waller, Met A 2, 351171.
1278 D. O. Sprowls etc., Met A 3, 350128; 7, 350094.
1279. Т. С Chisholm, etc., Met A 4, 350982.
1280. /. Igarashi, etc., JIMMA, 8, 60.
\I281. A. Beerwald, JIMMA, 13, 322.
1282. K. Matthases, JIMMA, 15, 408.
1283. H. L. Logan, etc., JIMMA 16, 340, 556.
1284. R. N. Hooker, etc., JIMMA 23, 825.
1285. G. V. Akimov (Г. В. Акимов), JIMMA, 23, 203.
1285b. F. Alex, Met A 6, 350185.
1286. T. Marshall, etc., JIMMA 26, 181.
1287. E. A. G. Liddiard, etc., JIMMA, 21, 878.
1287b. P. Greenfield, Met A 6, 350587.
1287c. E. B. Lichtenbergerne, Met A 5, 351201.
1287d. /. Terrell, WAA 7, 640009.
1288. W. E. Berry, Met A 3, 350665, 350985.
1289. H. P. Chu, etc., J. Mater., 1972, v. 7, p. 95.
1290. F. Gourcuff, etc., Met A 6, 351193.
1291. D. O. Sprowls, etc., JIMMA, 30, 205; Met A 5, 312356; WAA 7, 640081.
1291b. A. Hochrein, Jr., etc., Met A 6, 351638.
1291c. К. Коп, etc., Met A 6, 351674; 7, 350350.
129Id. ASM, Met A 7, 720003.
1292. B. W. Lifka, etc., Met A 350979; 4, 350967.
1293. P. Brenner, Met A 5, 350125.
1294. E. H. Dix, Tr., JIM 39, 511, 611.
1295. /. G. Muzalevsky (Ю. Г. Музалевскии), JIM 50, 472.
1296. M. Pobellier, JIMMA, 2, 231.
1297. H. G. Heine, JIMMA 2, 520, 695.
1298. R. Mitsche, JIMMA, 4, 100.
1299. F. Grahl, JIMMA 5, 48.
1300. P. Brenner, JIMMA 7, 357.
1301. Anon., JIMMA 9, 114.
1302. H. J. Seemann, JIMMA 16, 146.
1303. F. Emond, JIMMA 30, 335.
1303b. P. O. Strom, etc., JIMMA 21, 1045.
1304. С Panseri, etc., JIMMA 30, 661.
1305. M. S. Gildengorn, JIMMA, 32, 427.
1306. /. T. Kolenov (И. Т. Коленов), JIMMA 3, 545.
1307. K. S. Schraivogel, etc., JIM 50, 424, 728; 53, 69, 77.
1308. A. F. Belov (А. Ф. Белов), JIMMA 28, 757.
1309. T. W. Downes, JIM 40, 656.
1310. P. Brenner, JIMMA, 2, 514; 3, 460.
1341. A. Burkhardt, etc., JIMMA 2, 146.
1312. H. R. Freche, JIMMA 3, 296, 649.
1313. К Kostron, JIMMA 6, 11.
1314. H. J. Seemann, etc., JIMMA 9, 70; 14, 107.
1315. /. Philippi, JIMMA 9, 272.
1316. W. Bungardt, JIMMA 13, 321.
1317. F. Keller, etc., JIMMA, 11, 143; 12, 143.
1318. H. J. Seemann, etc., JIMMA 16, 274.
1319*. H. Buckle, etc., JIMMA 17, 14.
1320. M. Renouard, JIMMA 19, 516.
v
1321. A. A. Bochar, etc. (А. А. Бочвар), JIMMA 26, 822.
1322. S. Matousek, JIMMA, 26, 783.
1323. K. Feltkamp, etc., JIMMA 31, 324.
1324. S. Terai, etc., MA 1, 1165.
1325. O. S. Cardoso de Souza, Met A 1, 210639.
1326. С Capasso, etc., Met A 2, 340381.
1327. №. Stenzel, JIMMA, 2, 514.
1328. V. O. Kroenig, etc., (В. О. Крейниг), JIMMA 4, 47.
1329. W. Lott, JIMMA 14, 277.
1330. S. G. Addrews, JIMMA 11, 234.
1331. /. Igarashi, JIMMA 5, 49.
1332. W. Bungardt, JIMMA 8, 306.
1333. H. Kostron, JIMMA 8, 306; 12, 115; 14, 104.
1334. H. Hunlich, JIMMA 8, 185.
1335. E. Ruppel, JIMMA 5, 487.
1336. C. Braithwhie, JIMMA 19, 725.
1337. С. Н. Schroter, JIMMA 5, 578; 6, 506.
1338. K. Mathaes. etc., JIMMA 9, 271; 11, 7.
1339. K. Matthaes, JIM, 32, 446; 44, 484.
1340. P. Brenner, JIM, 43, 518; 44, 554.
1341. E. Rackwitz, etc., JIM 42, 480; 43, 495; 44, 530.
1342. E. H. Dix, Jr.. 44, 482, 522.
1343. H. С Knerr, JIM 47, 173, 595; 53, 78.
J344. M. N. Rozov (M. H. Розов), JIMMA 3, 534.
34o. S Y. Pavlov (С. Ю. Павлов), JIMMA 10, 167.
Io4b. Anon., Schiffbau, Schiffahrt, Hafenbau, 1942, v. 43, p. 447.
1347. R. B. Mears, etc., JIMMA, 14, 381.
¦161

1348. /. F. J. Thomas, etc., JIMMA 12, 49.
1349. F. Kadiec, CA 43, 2918.
1350. /. Coppenhagen, JIMMA 18, 185.
1351. C. Pyne, JIM A 6, 225.
1352. W. Geller, JIMMA 7, 117, 255.
1353. F. C. Althof, JIMMA 9, 316.
1354. C. F. Nngel, Jr., JIMMA 9, 221.
1355. G. Gauthier, JIMMA 21, 347.
1356. H. G. Heine, JIMMA 5, 96.
1357. /. G. Bowen, JIMMA 12, 245; 13, 116.
1358. W. Thompson, JIMMA 15, 181.
1359. G. Sachs, etc., JIMMA 14, 155.
1360. Burnheim, etc., JIMMA 11, 40.
1360b. A. V. Karlashov, etc. (А. В. Карлашов), Met A 6, 351807.
1361. E. Nachtingall, JIMMA 31, 701.
1362. U. N. Rzhevtsev (Ю. H. Ржевцев), JIMMA 10, 251.
1363. Anon., JIM 42, 503.
1364. K. L. Meissner, JIM 53, 499.
1365. T. Matsuda, etc., JIMMA 3, 160.
1366. Anon., JIMMA 4, 47.
1367. P. Brenner, JIMMA 3, 460.
1368. E. J. Ritter, JIMMA 8, 71.
1369. L. /. G. Ewijk, JIMMA 17, 499.
1370. Anon., JIMMA 5, 659.
1371. L. F. Mondolfo, JIMMA 13, 116, 15, 265.
1372. R. Mitsche, JIMMA 11, 337.
1373. G. Itoh, JIMMA 22, 209.
1374. V. V. Cerasimov, etc. (В. В. Герасимов), JIMMA 25, 369.
1375. Anon., JIM 47, 82.
1376. Dixmier, etc., JIMM 6, 226.
1376b. E. A. G. Liddiard, etc., JIMMA 31, 732.
1377. V. E. Carter, etc., Met A 2, 350483.
1378. R. J. Anderson, JIM 27, 506; 30, 467; 31, 409; 32, 681; 35, 818.
1379. A. V. Zeerleder, etc., CA 29, 3278.
1380. F. de Thierry, JIMMA 23, 411.
1380b. M. B. Altman (M. Б. Альтман), Met A 6, 720050.
1381. R. A. Bakhtiarov (А. Бахтиаров), JIMMA 30, 519; 31, 520.
1382. L. W. Eastwood, etc., JIMMA 7, 393.
1383. E. F. Polyak, etc. (Э. В. Поляк), JIMMA 8, 129; 10, 201; 14, 44; 15, 99; 20, 404.
1384. K. Hori, etc., JIMMA 23, 583, 681, 1131; 24, 118.
1385. M. C. Fleming, etc., JIMMA 29, 173, 903, 1013.
1386. S. Feliu, etc., JIMMA 30, 331; 32, 148; MA 2, 769.
1387. M. R. Sheshradri, etc., MA 2, 125.
1388. M. N. Galkin, etc. (M. H. Галкин), Met A 3, 510720.
1389. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар), JIMMA 10, 136, 346; 13, 288, 347, 351, 367.
1390. E. Doring, JIMMA 17, 63.
1391. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 16, 698; 17, 305, 425, 798, 801; 18, 562; 20, 1045.
1392. W. S. Pellini, JIMMA, 20, 657.
1393. A. T. Taylor, etc., JIMMA 25, 941.
1394. N. F. Lashko, etc., (H. Ф. Лашко), JIMMA 25, 261.
1395. R. A. Bakhtiarov (P. А. Бахтиаров), JIMMA 28, 286, 287.
1396. G. Bracale, Met A 3, 120113, 510121.
1397. P. Grandier — Vazeille, etc., Met A 4, 510473.
1398. /. Czochralski, JIM 38, 467.
1399. E. R. Thews, JIM 43, 146, 377.
1400. L. Grand, JIMMA 18, 106, 128.
1401. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков), JIMMA 28, 339.
1402. C. Mascre, etc., JIMMA 29, 265.
1403. E. M. Passmore, etc., AFS Tr., 1958, 66, 96.
1404. M. Billing, JIMMA 32, 313.
1405. N. S. Mahadevan, etc., Met A 1, 510292; 2, 510210.
1406. Anon., Met A 3, 510642.
/1407. G. R. Gardner, Met A 4, 510069.
1408. W. A. Pollard, MA 2, 1661.
1409. Walter, etc., AFS Tr., 1953, 61, 664.
1410. S. M. Voronov, etc. (С. М. Воронов), JIMMA 4, 592.
1411. T. Z. Kattamis, etc., Met A 1, 510485.
1412. F. Sauerwald, JIMMA 18, 16.
1413. W. Postoker, etc., JIMMA 21, 567.
1414. R. S. Richards, etc., JIMMA 23, 433; 24, 483.
1415. V. I. Slotin, etc. (В. И. Слотин), JIMMA 25, 853.
1416. /. Hagiwara, etc., MA 1, 1125.
1416b. V. S. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский), Met A 5, 120173, 310410
1417. L. N. Altumina, etc. (Л. Н. Алтунина), Met A 6, 210369.
1417b. L. L. Rokhlin, etc. (Л. Л. Рохлин), Met A 6, 220479.
1418. D. Saito, etc., JIM 53, 435.
1419. T. Morinaga, JIMMA 3, 113.
1420. /. E. Titov (И. Е. Титов), JIMMA 3, 584.
1421. S. Dobinski, etc., CA 33, 5260.
1421b. Anon., JIMMA 18, 552.
462

1422. W. С. Deveraux, CA 40, 5376.
1423. A. Courty, JIM 43, 678; 47, 238, 407, 572; 50, 388; 53, 267.
1424. B. Otani, JIM, 47, 138.
1425. /. Verb, JIMMA 3, 146.
1426. A. Von — Zeerleder, etc., JIMMA 2, 724.
1427. R. Irmann, JIMMA 3, 507; 6, 141, 546.
1428. Y. Sakuma, JIMMA 8, 239.
1429. W. Linicus, JIMMA 10, 126.
1430. F. Sauerwald, JIMMA 13, 163.
1431. W. I. Pumphrey, JIMMA 20, 926.
1431b. /. F. Kolobnev, etc. (И. Ф. Колобнев), Met A 6, 310407.
1432. N. N. Glagoleva, etc. (H. H. Глаголева), JIMMA 25, 845.
1433. H. W. Gillett, JIM 10, 402.
1434. V. M. Plyazky, JIMMA 2, 622.
1435. Anon., JIM 11, 299.
1436. F. С Lea, etc., JIM 28, 580; 29, 635.
1437. Anon., JIM 35, 818.
1437b. S. Bur da, etc., JIMMA 26, 787.
1437c. W. A. Baker, JIMMA 12, 203.
1437d. G. A. Korolkov, etc. (Г. А. Корольков), JIMMA 27, 755.
1438. V. I. Dobatkin (В. И. Добаткин), JIMMA 14, 317.
1438b. H. Kostron, etc., JIMMA 4, 439; 6, 93.
1438c. /. Ruf, JIMMA 13, 207.
1438d. P. Brenner, etc., JIMMA 17, 702.
1438c. K. Yasuda, JIMMA 26, 200.
1438f. M. С Fleiming, etc., Met A 1, 120752, 510229, 510230.
1439. L. Northcott, etc., JIMMA 11, 421; 12, 410, 412.
1440. O. Bauer, etc., JIM 27, 394; 28, 613; 29, 635.
1441. S. M. Voronov, (С. M. Воронов), JIM 47, 429; 42, 434.
1442. H. Bohner, JIM 50, 471; 53, 41, 120.
1443. N. P. Allen, CA 27, 5695.
1444. C. Haase, JIMMA 2, 154.
1445. A. Phillips, etc., JIMMA 4, 186, 385.
1446. A. Von —Zeerleder, JIMMA 6, 184.
1447. P. Brenner, etc., JIMMA 7, 151, 393; 8, 134.
1448. 5. W. Poole, JIMMA 11, 306.
И49. R. M. Brick, JIMMA 12, 30; 13. 265.
1450. E. Scheil, JIMMA 16, 58.
1451. H. Moritz, CA 41, 7340.
1452. H. Rohrig, JIMMA 16, 330.
1453. H. Bothmann, etc., JIMMA 16, 365.
1454. D. E. Adams, JIMMA 17, 796.
1455. H. Vosskuhler, JIMMA 17, 639.
1456. K. Kastner, JIMMA 19, 580.
1457. A. Lahodny, etc., JIMMA 19, 445.
1458. V. Kondic, etc., JIMMA 21, 532.
1459. S. Murumachi, etc., JIMMA 23, 625; 24, 711.
1460. G. Siebel, etc., JIMMA 21, 685.
1461. N. D. G. Mouniford, etc., JIMM 27, 236.
1462. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков), JIMMA 31, 466.
1463. /. K. Galatsksaya (И. К. Галацкая), Met A 4, 120761.
1464. F. Bollenrath, etc., JIMMA 10, 112.
1465. A. D. Andreev, etc. (А. Д. Андреев), Met A 1, 430248.
1466. A. Portevin, etc., JIMMA, 3, 347; 11, 287.
1467. P. Bastien, JIMMA 15, 3.
1468. R. R. Arnold, etc., JIMMA 27, 417.
1469. T. Watase, JIMMA 1, 460.
1470. H. D'Auvigny, JIM, 50, 601.
1471. L. W. Davis, JIMMA 12, 33; 13, 139.
1471b. /. V. Shcetsov, etc. (И. В. Швецов), Met A 6, 311763.
1472. С F. Nagel, Jr., JIM, 38, 606; 42, 641.
1473. /. Matter, JIM 43, 448.
1474. E. Lay, etc., JIMMA 7, 7.
1475. R. Develay, JIMMA, 27, 85, 209.
1476. H. Vnkel, JIMMA 5, 625.
1477. K. Nimi, etc., JIMMA 8, 330.
1478. W. Timmerhoff, etc., JIMMA 9, 222; 10, 366.
1479. H. A. Whiteley, JIM, 35, 786.
1480. W. M. Aristov (В. М. Аристов), JIM 53 48.
1481. G. Welter, etc., JIMMA 5, 625.
1482. W. Rosenkranz, JIMMA, 25, 499.
1483. C. A. Michaels, MA 2, 1292.
1484. K. N. Fomin, etc. (К. И. Фомин), Met A 2, 310825.
1485. P. Bertolino, JIMMA 9, 332.
1485b. T. Nicholas, etc., Met A 6, 310237.
1485c. /. A. Bailey, etc., Met A 6, 310901.
1485d. Anon., WAA 7, 560056.
1486. A. L. Hoffmanner, Met A 5, 311393.
1487. H. Vnkel, JIMMA 12, 315, 352, 417.
1488. H. Hartmann, JIMMA 13 316
463

1489. R. Chadwick, etc., JIMMA 17, 813.
1490. /. L. G. Bailie, JIMMA 17, 802.
1491. G. I. Robinson, JIMMA 20, 11.
1492. F. Provost, JIMMA, 23, 1089.
1492b. У. M. Vainblat, etc. G0. M. Вайнблат), Met A 6, 121217.
1493. V. M. Dudenkov, etc. (В. M. Дуденков), Met A 5, 310968.
1494. K. R. Van Horn, JIMMA 23, 433.
1495. T. Amitami, JIMMA 30, 190.
1496. L. Mori, JIMMA 30, 397.
1497. D. D. Galatsky, etc. (Б. Д. Галацкий), Met A 4, 120760.
1497b. H. Abe, etc., Met A 6, 120838.
1498. L. Y. Volozneva, etc. G7. Ю. Волознева), Met A 3, 312254.
1499. H. Kostron, etc. JIMMA 21, 330, 532.
1500. E. Hirosawa, JIMMA 32, 1296.
1501. Y. M. Vainblat, Met A 2, 120666 G0. M. Вайнблат).
1502. A. Domony, etc., JIMMA 27, 55.
1503. A. Ruhenbeek, JIMMA 22, 751.
1504. W. Gruhl, JIMMA 31, 356.
1505. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин), Met, Sci. Heat. Treat., 1963, v. 12, p. 688.
1506. L. P. Klygin (M. П. Клыгин), Met A 1, 310868.
1507. D. M. McElhinney, JIMMA 18, 649.
1507b. У. M. Vainblat, etc. G0. М. Вайнблат), Met A 6, 311762.
1508. P. G. Miklyaev, etc. (Г. Г. Микляев), Met A 5, 310427.
1509. K. L. Dreyer, JIMMA 5, 428.
1510. M. Kosaki, etc., JIMMA 7, 152; 8, 54.
1511. E. V. Rajakovics, CA 37, 3038.
1512. B. Mitchell, JIMMA 10, 346.
1513. H. Bohner, etc., JIMMA 14, 432.
1514. H. K. Hardy, JIMMA 11, 379.
1515. H. L. Seemann, JIMMA 17, 640; 18, 16.
1516. /. Herenguel, etc., JIMMA 25, 867; 26, 81, 848.
1517. V. P. Kozlovskaya, etc. (В. П. Козловская), JIMMA 28, 726; MA 1, 383.
1518. V. M. Baranchikov, etc. (В. М. Баранчиков), Met A 5, 520380.
1519. H. Kostron, etc., JIMMA 19, 771, 833.
1520. V. I. Yakovlev, etc. (В. И. Яковлев), Met A 5, 120681.
1520b. F. W. Lynker, etc., Met A 7, 140062.
1521. V. I. Elagin, etc. (В. И. Елагин), Met A 5, 120731.
1522. S. M. Voronov, etc. (С. М. Воронов), JIMMA 26, 1091.
1523. /. Navarro, etc., JIMMA 22, 26.
1524. M. A. Baranovsky, etc. (M. А. Барановский), Met A 3, 311407.
1525. P. G. Miklyaev, etc. (П. Г. Микляев), Met A 3, 520558.
1525b. G. Geisel, etc., Met A 6, 520844.
1526. H. Asada, etc., JIMMA 28, 23.
1527. H. Zeiger, Met A 5, 520666.
1527b. V. P. Kozlovskaya, etc. (В. П. Козловская), Met A 6, 311457.
1528. Anon., JIMMA 17, 803.
1529. G. V. Bennett, JIMMA 25, 945.
1530. С Panseri, etc., JIMMA 26, 1039.
1531. H. B. Grainer, etc., JIMMA 27, 377.
1532. 5. 5. Gorelik (С. С. Горелик), JIMMA, 32, 419.
1533. W. Rosenkranz, MA 1, 795.
1534. W. Rosenkranz, etc., Met A 1, 310535.
1534b. /. H. Hull, etc., Met A 6, 311823.
1535. A. F. Belov, etc. (А. Ф. Белов), JIM 53, 294.
1536. H. Otto, Met A 2, 140181.
1537. E. F. Bachmetev., etc., JIM 43, 16, 50; 47, 187, 335; 50, 745; 53, 304; JIMMA, 1, 4-15.
446, 447; 2, 512; 5, 843.
1538. /. Gokyu, etc., MA 1, 842.
1538b. P. G. Miklyaev, etc. (П. Г. Микляев), Met A 6, 312423.
1538c. I. R. Kramer, etc., Met A 6, 130704.
1539. R. J. Anderson, JIM, 40, 500.
1540. /. A. Nock, Jr., JIM 50, 382.
1541. I. G. Shulgin (И. Г. Шульгин), JIM 50, 535.
1542. P. A. Vargunin (П. А. Варгунин), JIMMA 2, 110, 110.
1543. G. /. Liamin, etc., JIMMA 2, 182.
1544. Anon., JIMMA 9, 157.
1545. /. C. Arrowsmith, etc., JIMMA 9, 367; 10, 143.
1546. D. M. Finch, etc., JIMMA 13, 405.
1547. G. Gerard, JIMMA 14, 172, 217; |15, 431.
1548. G. P. Kushta, etc., JIMMA 28, 500.
1549. A Marge, etc., JIMMA 32, 1163.
1550. С Panseri, etc., JIMMA 32, 985.
1551. H. G. Lulfing, MA 1, 56.
1552. L. K. Raitbarg, etc., MA 1, 969, 1713; Met A 1, 310445.
1553. R. Lachenaud, MA 2, 869.
1554. H. Kupper, Met A 3, 520664.
1555. /. S. Galloy, etc., JIMMA 4, 673.
1556. E. Lay, etc., JIMMA 6, 43.
1557. R. Schulze, JIMMA 11, 380.
1558. G. Bassi, JIMMA 15, 336; 16, 367.
464

1559. У. G. Grishkovetz, etc. (Ю. Г. Гришковец), MA 2, 306, 46G.
1560. 5. Ishida, CA 42, 1168.
1561. Y. P. Sogrishin, etc. (Ю. Я. Согришин), JIMMA 32, 873.
1562. A. A. Ezra, MA 2, 1485.
1563. A. P. Frey, Met A 2, 520914.
1564. /. /. Gogichev (И. И. Гогичев), Met A 4, 520131.
1565. R. N. Orava, etc., Met A 4, 312183.
1566. E. W. Fell, JIMMA 5, 84.
1567. H. Kostron, JIMMA 7, 8, 344.
1568. A. Berghezan, JIMMA 18, 698.
1569. V. A. Phillips, JIMMA 21, 1001.
1570. E. Mohr, JIMMA 32, 528.
1571. R. Horiuschi, etc., MA 1, 227.
1572. A. Rosen, etc., Met A 2, 311613; 5, 140203, 140204.
1573. R. B. Clough, etc., Strength of Metals and Alloys: 2nd Intern. Conf. ASM. Pacific
Grove, Cal., 1970, v. 1.
1573b. P. G. McCormick, Met A 6, 312130.
1573c. V. Srinivasan, Met A 6, 130720.
1574. K. Mukherjee, etc., Met A 4, 311029.
1575. M. Haas, etc., JIM 42, 434; 50, 727.
1576. 5. M. Voronov, etc. (С. M. Воронов), JIM 53, 6G5.
1577. F. F. Kosolapov, etc. (Ф. Ф. Косолапое), JIMMA, 1, 446; 2, 56.
1578. P. Lutherland, CA 31, 991.
1579. H. Bohner, etc., JIMMA 7, 199.
1580. M. Hansen, etc., JIMMA 8, 184.
1581. A. Takahashi, etc., JIM 40, 500; 43, 450.
1582. M. Cook, etc., JIMMA 16, 698.
1583. E. Mohr, JIMMA 19, 771.
1584. S. D. Tzuipurdccv, (С. Д. Зипурдеев), CA 28, 1640.
1585. R. H. Hobrock, JIMMA 3, 242.
1586. У. M. Vaynblatt, etc. (Ю. М. Вайнблат), MA 1, 1542, 1820.
1587. E. Kraiz, JIMMA 5, 33.
1588. W. Bungardt, etc., JIMMA 6, 210, 300.
1589. H. Chossat, etc., JIMMA 16, 193; 18, К
1590. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265, 775.
1591. N. Kawashima, etc., JIMMA 20, 406; 22, 1165.
1592. /. C. Blade, JIMMA 25, 513; 26, 921; 27, 559; 28, 499.
1593. P. Gordon, etc., AIME Tr., 1959, 212, 171; 1962, v. 224, p. 917; 1963, v. 2J7. p. 705;
Recovery and Recrystallisation of Metals: Proc. AIME Symp , 1%2.
1594. F. Lihl, JIMMA 29, 140.
1595. C. Frois, etc., JIMMA 29, 337; 30, 21.
1596. R. D. Doherty, etc., JIMMA 30, 851.
1597. M. V. Stepanova, etc. (M. В. Степанова), JIMMA 32, 13.
1598. M. V. Stepanova, etc. (M. В. Степанова), MA 2, 506.
1599. H. K. Howard, etc., Met A 2, 120354.
1600. K. Gorev., etc., (X Горев), Met A 1, 140331; 2, 140122, 140299.
1601. A. F. Polesya, etc., (А. Ф. Полеся), Met A 3, 120300.
1602. H. Ajlborn, etc., Met A 3, 120451.
1603. E. V. Kuk, Met A 1, 120713.
1604. S. K. Bosi, etc., Met A 5, 120125, 120231.
1605. K. I. Bokunyacva, etc. (X И. Бокуняева), JIMMA 4, 378; 7, 151.
160b. С. Н. Schrother, CA 35, 7347.
1607. L. Soustre, JIMMA 14, 371.
1608. R. Kawashi, JIMMA 22, 173; 23, 281.
1609. S. Kugaso, JIMMA 26, 675.
1610. G. Scharf, etc., Met A 3, 520255.
1611. G. S. Zhdanov, etc. (Г. С. Жданов), JIMMA 1. 237.
1612. H. A. Unkel, etc.. JIMMA 17, 425, 566.
1613. R. Chevigny, JIMMA 14, 72.
1614. M. Renouard, JIMMA, 18, 164. 399.
1615. /. Vcrdier, Met A 5, 110767.
1G16. /. A. Binnie, JIM 30, 042.
1617. Anon., JIM 3, 344.
1G|:S. R. S. Archer, JIM 37, 479; 38, 408.
1619. N. V. Gevcling, JIM 53, 665.
1620. P. L. Teed, JIMMA 3, 347, 384, 504; 4, 24, 171.
1621. L. W. Ketr.pl, JIMMA 7, 1G3.
1622. R. E. Spear, etc., JiMMA 16, 83b.
1623. С Panseri, etc., JIMMA 29, 873.
1624. B. D. Galatsky, etc. (Б. Д. Галацкий), JIMMA 31, 524.
1625. C. An jot, MA 1, 471.
1626. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин), Met A 5, 520381.
1627. D. S. Thompson, etc., Met A 4, 560101.
1G28. T. Csurbakova, etc., Met A 3, 5I06G2; 4, 560057; 6, 5G0289 (Т. Щербакова).
1628b. V. V. Teleshov, (В. В. Телешов), Met A 6, 140041.
1629. E. A. Bloch, Met A 4, 560267.
1630. /. Obinata, etc., JIMMA 8, 70.
1631. R. Singh, etc., Met A 5, 560298.
1631b. E. G. Fuchs, etc., Met A 7, 110112.
1632. A. T. Bundin (А. Т. Бундин), JIMMA 13, 188.
465

1633. H. A. J. Stelljes, JIMMA 9, 238.
1633b. M. Renouard, Met A 6, 312823.
1634. С Panseri, JIMMA 18, 777.
1635. К. М. Yurev, (К. М. Юрев), JIM 36, 435.
1636. M. Scharov, JIM 53, 48.
1637. V. V. Scheldt, JIMMA 3, 36.
1638. A. I. Gornostaeva (А. И. Горностаева), JIMMA 3, 174, 584.
1639. H. Hornauer, JIMMA 3, 218.
1640. W. L. Finlay, JIMMA 17, 640; 18, 421.
1641. V. A. Livanov, etc. (В. А. Ливанов), JIMMA 28, 715.
1642. //. Gamier, JIMMA 21, 18.
1643. M. Buckeley, etc., JIMMA 16, 787.
1644. M. N. Bodyako, etc. (M. H. Бодяко), Met A 3, 560336; 560425.
1645. V. G. Davydov, etc. (В. Г. Давыдов), Met A 4, 560455.
1646. W. Rosenkranz, JIMMA 22, 289.
1647. K. G.Vasilevsky, etc. (X Г. Василевский), Met A 3, 312260.
1648. K. L. Meissner, JIM 47, 74; 53, 280.
1649. M. Abraham, JIM 53, 695.
1650. G. Welter, etc., JIMMA 5, 85; 6, 352.
1651. P. Brenner, etc., JIMMA 7, 56.
1652. F. Sirca, etc., Met A 2, 210028.
1653. С Panseri, etc., JIMMA 7, 7.
1654. J. Crowther, JIMMA 17, 910.
1655. P. Brenner, JIMMA 19, 15.
1656. T. R. G. Williams, JIMMA 25, 241.
1657. 5. Jacob, etc., Met A 4, 560264.
1658. F. Jeglitsch, Met A 3, 210348.
1659. L. J. Barker, JIMMA 13, 288.
1660. /. /. Polmear, JIMMA 26, 751.
1661. P. L. Lenzi, etc., Met A 1, 560329.
1662. /. N. Vasileva, etc. (И. H. Васильева), Met A 5, 560228
1663. M. F. Jordan, JIMMA 30, 331.
1664. P. Brenner, etc., JIM 53, 329, 695.
1665. H. Borchers, etc., JIMMA 13, 336.
1666. P. Schwerber, JIM, 43, 450.
1667. /. Matter, JIM, 47, 111, 400; 50, 764; 53, 582.
1668. A. Von Zeerleder, С А 26, 408.
1669. /. L. Burns, JIMMA 2. 13.
1670. /. D. Grogan, etc., JIMMA 6, 411.
16711. R. H. Harrington, JIMMA 11, 40, 176.
1672. V. S. Sorenson, etc., JIMMA 11, 198.
1672b. P. Laurent, etc., JIMMA 19, 439.
1673. M. Tournaire, etc., JIMMA 24, 145.
1674. /. A. Nikiforov (И. А. Никифоров), JIMMA 32, 73.
1675. N. A. Loktionova (H. А. Локтионова), JIMMA 32, 73.
1676. A. J. Bryant, MA 2, 1033.
1677. F. L. Lokshin, etc. (Ф. Л. Локшин), MA 2, 208.
1678. /. E. Vruggink, Met A 3, 310390.
1678b. A. S. Bedarev, etc. (А. С. Бедарев), Met A 6, 313180.
1678c. /. W. Evancho, etc., WAA 7, 530033.
1679. T. V. Rajan, etc., Met A 3, 140206.
1680. /. G. Shulgin, JIM 53, 617.
1681. G. Moeitz, JIMMA 10, 202.
1682. S. H. Phillips, JIM 33, 346; 37, 449, 38, 573.
1683. H. S. Rawdon, JIM 39, 516; 40, 538, 539.
1684. L. Pessel, JIM 47, 99.
1685. /. G. Grogan, JIMMA 14, 258.
1686. 5. /. Ketcham, etc., JIMMA 31, 621; 32, 569.
1687. A. Von Zeerleder, Met. Progress, 1941, v. 40, p. 94.
1688. E. G. Hyushko, etc., Met A 1, 560169; 6, 560066.
1689. E. M. Holub, Met A 2, 560510.
1690. V. P. Gusev, etc. (В. П. Гусев), MA 2, 1125.
1691. /. M. Tvorogov, etc. (И. М. Творогов), Met A 3, 311295
1692. V. A. Tikhomirov (В. А. Тихомиров), Met A 4, 560187.
1693. H. Beerens, etc., Mea A 5, 560134.
1694. M. Bosshard, JIMMA 8, 34.
1695. /. E. Douglas, JIMMA 12, 391.
1696. С Nagler, JIMMA 13, 251.
1697. /. Moulin, etc., Met A 3, 140214.
1698. S. V. Avakyan, etc., CA 44, 6370.
1699. D. A. Petrov (Д. А. Петров), JIMMA 4, 592; 5, 428.
1700. K. L. Dreyer, JIMMA 12, 315.
1701. D. Gualandi, etc., JIMMA 25, 499.
1702. M. Ohta, JIMMA 31, 359.
1703. V. G. Davydov, etc. (В. Г. Давыдов), Met. A 1, 110723
1704. L. E. Vogel, etc., JIMMA 22, 81.
1705 E. A. G. Liddiard, JIMMA 23, 281.
1706. E. A. G. Liddiard, etc., JIMMA 25, 242.
1707 O. S. Bochvar, etc. (О. С. Бочвар), МА 2, 1365.
1708. A. J. Zuithoff, etc., Met A 2, 121408; 4, 140152.
466

1709. W. Frankel, etc., JIM 41, 437; 42, 434.
1710. С Panseri, etc., JIMMA, 14, 507.
1711. H. Martlnod., etc., Met A 5, 350121.
1712. L. N. Leshchiner (Л. Н. Лещинер), Met A 4, 140370.
1712b. R. Kumar, etc., Met A 6, 560417.
1713. T. Morinaga, etc., JIMMA 27, 237.
1714. M. Renouard, JIMMA 27, 553.
1715. Anon., JIM 47, 674; 53, 664.
1716. /. E. Sullivan, VA 27, 1853.
1717. E. H. Dix, Jr., etc., JIM 47, 578.
1718. Coquelin, JIM 53, 212.
1719. /. O. Lust, JIMMA, 1, 231.
1720. /. C. Arrowsmith, etc., CA 33, 5810; 34, 7918.
1721. С L. Fenn, JIMMA 11, 126.
1722. F. Keller, JIMMA, 12, 300.
1723. M. L. Rask, JIMMA 13, 268.
1724. H. A. Quadt, JIMMA 15, 164; 16, 367.
1725. A. I. Kosarev., etc. (А. И. Косарев), Met A 2, 140509.
1726. L. Pessel, JIM 44, 486.
1727. L. R. Van Wert, JIMMA 2, 583.
1728. G. Tammann, etc., JIMMA, 4, 138.
1729. У. P. Selisski, etc., JIMMA 5, 144.
1730. E. G. Herbert, JIM 47, 339; 379, 432.
1731. Y. Matsuyama, JIM 50, 660; 53, 70.
1732. H. J. Seeman, JIMMA 6, 505.
1733. R. F. Hanstock, JIMMA 16, 702.
1734. /. B. Jones, JIMMA 21, 962.
1735. /. Palme, JIMMA 22, 987.
1736. K. Bieliunas, MA 1, 1042.
1737. K. M. Pogodina-Alekseeva, etc. (К. М. Погодина-Алексеева.), Met A 3. 140378.
1738. K. Bunghardt, JIMMA 4, 493.
1739. P. P. Mozley, JIMMA 10, 346.
1740. W. D. Robertson, JIMMA 15, 280; 17 499.
1741. H. L. Logan, JIMMA 20, 30.
1742. E. N. Bich, etc., Met 5, 140511.
1743. L. Guillet, JIM, 35, 532, 533.
1744. E. F. Bachmetev, etc. (E. Ф. Бахметьев), JIM, 43, 449.
1745. T. Watase, JIMMA 2, 237.
1746. K. L. Meissner, JIM 50, 424.
1747. H. Kawai, JIM 53, 553.
1748. R. W. Lindsay, etc., JIMMA 6, 301, 352.
1749. F. С Althof, JIMMA 16, 391.
1750. K. L. Dreyer, JIMMA, 16, 391.
1751. W. Betteridge, JIMMA 16, 224.
1752. G. Wassermann, JIMMA 18, 421.
1753. Z. A. Zviderskaya, etc. C. А. Свидерская), JIMMA 28, 715; 32, 74.
1754. /. M. Tvorogov, etc. (И. M. Творогов), Met A 2, 560548; 4, 120524.
1755. /. Hidveghy, Met A 4, 140155.
1756. W. Nickel, Met A 5, 140090.
1757. L. /. van Tome, etc., MA 1, 1837.
1758. V. B. Iivshits, etc., Met A 2, 140098.
1759. L. Ecker, JIMMA 13, 46.
1760. M. E. Tatman, JIMMA 13, 62.
1761. R. F. Gill, etc., JIMMA 18, 255.
1762. /. Mercier, JIMMA 312, 245.
1763. R. M. Ryabinina, etc. (P. M. Рябинина), Met A 3, 520751.
1763b. N. E. Paton, etc., (H. E. Патон), Met A 6, 312778.
1763c. M. Conserva, Met A 7, 520033.
1764. 5. Pattanaik, etc., Met A 5, 560329.
1764b. У. M. Vainblat, etc. G0. М. Вайнблат), Met A 6, 313580.
1765. G. Masing, etc., JIM 53, 627.
1766. K. L. Dreyer, JIMMA 6, 352; 11, 71.
1767. V. M. Berezhiani, JIMMA 23, 879; 25, 83.
1768. /. Calvet, etc., JIMMA 28, 945.
1769. R. Chevigny, etc., JIMMA 16, 367, 513.
1770. P. W. Boone, JIMMA, 16, 836; 18, 399.
1771. W. Betteridge, etc., JIMMA 17, 797.
1771b. Anon., Met A 6, 560118, 560119, 560120.
1772. E. Scheuer, JIM 44, 666; 47, 564.
1773. E. J. D. Ridder, JIMMA 6, 273; 7, 322.
1774. R. Mechel, JIMMA 9, 264.
1775. G. G. Landis, JIMMA 14, 285.
1776. W. R. Apblett, etc., JIMMA 20, 52.
1777. S. V. Avakynn, etc., JIMMA 21, 686.
1778. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 22, 485.
1779. H. E. Dixon, etc., JIMMA 22, 605, 606.
1780. W. I. Pumphrey, JIMMA 23, 698.
1781. С. Н. Crane, etc., JIMMA 29, 87.
1782. G. P. Sakhatsky, etc., MA 1, 800.
1783. /. M. Trentev., etc. (И. М. Терентьев), MA 1, 1279.

1784. .b. N. Kiselev, etc., (С. H. Киселев), MA 2, 781; Met A 1, 550280.
1785. M. J. Waite, Met A 1, 550021.
1786. K. Masubuchi Met A 2, 550938.
1787. E. A. Hasemeyer, Met A 1, 312107.
1787b. Anon., Met A 1, 550646.
1788. D. L. Cheever. etc., Met A 3, 550011, 550525.
1789. P. J. Trzil. etc., Met A 3, 550094.
1790. /. B. Hallow ell, Met A 3, 710537.
1791. R. M. Evans. Met A 5, 550494.
1792. M. Hollard, JIMMA 17, 867; 18, 314.
1793. T. Fukui, Met A 2, 312154.
1794. M. Maier, JIMMA 3, 479.
1795. /. R. Heising, etc., JIMMA 10, 268.
1796. D. W. Smith, etc., JIMMA 10, 124; 13. 33.
1797. L. L. Anderson, JIMMA 11, 26.
1798. M. K. Aziz, etc., JIMMA 28, 762.
1799. W. R. Apblett, Jr., JIMMA 14, 350.
1800. /. B. Arthur, JIMMA 23, 938.
1801. Z. P. Saperstein, Met A 1, 550358.
1802. H. Rieger, Met A 2, 550288.
1803. M. S. Tucker, etc., Met A 1, 220616, 550357.
1804. T. Fukui, Met A 5, 550075.
1805. T. Fukui, etc., Met A 4, 121655.
v
1806. L. N. Zubareva, etc., G7. H. Зубарева), Met A 5, 110538.
1807. P. T. Houlderoft, etc., JIMMA 26, 209, 344.
1808. R. A. Ulyanov, etc. (P. А. Ульянов), MA 2, 1580.
1809. L. Mori, Met A 1, 311797.
1810. E. Franchini, etc., JIMMA 32, 1032.
1811. N. L. Person, Met A 4, 311719.
1812. P. Brenner, JIMMA 8, 83.
1813. E. V. Rajakovics, JIMMA 10, 13; 11, 115, Ц80.
1814. H. Kostron, etc., JIMMA 17, 798.
1815. L. W. Smith, JIMMA 20, 857.
1816. E. Zurbrugg, JIMMA 21, 80.
1817. F. H. Meyer, Jr., Met A 3, 350625, 350634.
1818. /. Muller, Met A 3, 350227.
1818b. /. H. Roger son, Met A 6, 550894.
1818c. /. N. Lanzafame, etc., Met A 6, 551190.
1819. D. E. Schillinger, etc., MA 1, 1968.
1820. F. G. Nelson, etc., MA 1, 1968.
1821. 5. N. Kiselev. etc. (С. Н. Киселев), Met A 2, 550085.
1822. M. P. Hanson, etc., ASTM Spec. Tech. Publ. v. 286, I960.
1823. N. M. Peterson, MA 2, 1875.
1824. F. G. Nelson, etc. Met A 1, 311810, 311313.
il825. F. E. Tretyakov (Ф. Е. Третьяков), Met A 2, 220270.
1825b. K. Sato, etc., Met A 6, 530197.
1825c. F. Eichorn, Met A 6, 551319.
1825d. /. Ruge, etc., Met A 6, 551318.
1826. Anon., JIM 31, 538.
1827. O. W. Boston, JIM 42, 560.
1828. F. Schwerd, JIM 47, 601.
1829. L. W. Kempf, etc., JIMMA 2, 396; 4, 64.
1830. H. H. Richardson, JIMMA 5, 661.
1831. A. Wallicks, etc. JIMMA 4, 206.
1832. Anon., JIMMA 4, 119.
1833. H. Borchers, etc., JIMMA 10, 301.
1834. V. D. Turkin, etc. (В. Д. Туркин), JIMMA 15, 262.
1835. Anon., JIMMA 14, 227.
1836. A. J. Murphy, JIMMA 15, 366.
1837. N. A. Pleteneva, etc. (H. А. Плетенева), JIMMA 16, 599, 600.
1838. R. Farrenq. JIMMA 19, 67.
1839. Anon., JIMMA 19, 640.
1840. Апол., JIMMA 28, 491.
1841. H. G. Bech, JIMMA 32, 1070.
1842. M. E. Hydon, Met A 1, 530255.
1843. W. J. Sully, (В. И. Салли), Met A 1, 530256.
1844. R. Couchman, Met A 1, 530145.
1845. 5. Muromachi, etc. Met A 3, 530002.
1846. F. Kutner, etc., Met A 2, 530285; 3, 530060.
1847. P. Zoller, etc., Met A, 2, 320730.
1848. Y. Saito, etc., Met A 4, 530127.
1849. R. H. Eckhouse, Met A 3, 530145.
1850. /. E. Williams, etc., Met A 4, 140007.
1851. S. Zaima, etc., Met A 4, 530009; 5, 530299.
1852. A. Yuki, etc., Met A 5, 530146.
1853. K. Asano, etc., Met A 5, 530145.
1853b. К. С Gupta, etc., CA 79, 22796x.
1854. A. Podgornik, etc., Met A 4, 120211; 5, 150565.
1855. R. Wolcott, Jr., JIMMA 21, 673.
468

1855b. K. Asano, etc., Met A 6, 530159; 530199.
J856. F. Keller, etc., JIMMA 6, 359, 360.
1857. A. W. Brace, JIMMA 25, 271.
1858. H Ginsberg, JIMMA 27, 481.
1858b. N. D Tomashov etc. (H. Д. Томашов), Mel A 1, 340142.
1859. R. D. Guminski, etc., Met A 1, 570375.
1860. J. Cote, etc. Met A 3, 570372.
1861. P. V. Nazarov, etc. (П. В. Назаров), JIMMA 4, 517.
1862. H. Triche, JIMMA 3, 154.
1863. H. Fischer, JIMMA 18, 41.
1864. E. Block, etc., JIMMA 30, 681.
Глава 5
СПЛАВЫ С КРЕМНИЕМ И СПЛАВЫ С
Сплавы с кремнием
Сплавы Al — Si применяют в основном для фасонного литья, хотя для
сварки и пайки изготавливают листы и проволоку. Изготавливают также
прессованные заготовки под штамповку из поршневых сплавов. Листы, пред-
предназначенные для пайки, часто имеют только плакировку из сплава Al — Si,
а сердцевину — из другого сплава с более высокой точкой плавления. Сплавы
без меди используют для производства низко- и среднепрочных отливок, об-
обладающих хорошим сопротивлением коррозии, а медьсодержащие сплавы —
для получения средне- и высокопрочных отливок, для которых коррозионная
стойкость не имеет решающего значения. Благодаря высоким литейным харак-
характеристикам можно получать прочные отливки сложной конфигурации, причем
минимальные свойства трудно питаемых мест этих отливок будут выше, чем
отливок из высокопрочных сплавов с неудовлетворительными литейными свой-
свойствами. Состав сплавов данной группы имеет следующие пределы, %: 5—
25 Si; 0—6 Си; до 3 Fe; 0—2 Mg; 0—3 Zn; до 3 Mn, Cr, Co, Mo, Ni, Be, Zr;
<0,02Na, Sr; <0,01 P.
Сообщается о добавках карбида кремния [1] и сурьмы [16].
Кремний — основной легирующий компонент, придающий сплавам высо-
высокую жидкотекучесть и обеспечивающий небольшую линейную усадку и соот-
соответственно хорошие литейные характеристики и свариваемость. Для поршне-
поршневых сплавов важен низких температурный коэффициент линейного расшире-
расширения и высокое сопротивление износу, обеспечиваемое присутствием твердых
частиц кремния. Максимальное количество кремния в литейных сплавах со-
составляет 22—24%, однако поршневые сплавы могут содержать 40—50% Si.
Натрий и стронций оказывают модифицирующее действие, фосфор измель-
измельчает первичные кристаллы. Железо — основная примесь и в большинстве
сплавов ее поддерживают на самом низком уровне ввиду вредного влияния
на пластичность и коррозионную стойкость. В отливках, полученных литьем
в песчаные формы и кокиль, предельная концентрация железа составляет
обычно 0,6—0,7%. В некоторые поршневые сплавы железо добавляют предна-
преднамеренно, а в отливках, полученных под давлением, допускается до 3% Fe.
Кобальт, хром, марганец, молибден и никель иногда вводят для нейтра-
нейтрализации отрицательного действия железа; эти добавки повышают также жа-
жаропрочность. Медь добавляют с целью упрочнения и повышения сопротивле-
сопротивления усталости без ущерба для литейных свойств, однако она ухудшает
коррозионную стойкость.
Магний существенно увеличивает прочность (при снижении пластичности^,
особенно в результате термической обработки. Цинк — допустимая примесь
во многих -сплавах (часто до 11,5—6,0%), так как он заметно не влияет на
¦.свойства при .комнатной температуре. Титан и бор иногда вводят для измель-
460

чения зерна, хотя разхмер зерна для подобных сплавов не очень важен, так
как их свойства определяются главным образом количеством и структурой
кремния, а также модифицирующим действием присадок натрия или фосфора.
Подробную информацию о влиянии натрия и фосфора на форму и размер
кристаллов кремния см. в разделе «Система А1 — Na — Р — Si».
Иногда различают эвтектический и «графитообразный» кремний с по-
помощью травления [2, 3]. Продолжительный или повторяющиеся нагревы вы-
вызывают сфероидизацию кремния. Сфероидизация происходит быстрее в моди-
модифицированных сплавах и приводит к укрупнению частиц кремния до размеров,
очень близких к его размерам в немодифицированном материале >[4—12]. В
отсутствие меди железо обычно входит в эвтектику А1 — FeSiAl5 — Si в виде
тонких пластинок, распределенных среди иголок и стерженьков кремния
(рис. 192). Бели количество железа превышает '0,8'%, появляются первичные
кристаллы FeSiAls i[13—16] (рис. 193). Быстрое охлаждение сдвигает эвтек-
эвтектику в область более высоких концентраций железа и измельчает кристаллы
FeSiAls (рис. 194). Иногда, особенно в сплавах с низким содержанием крем-
кремния, либо в сплавах, имеющих магний, медь, цинк, образуется фаза Fe2SiAl5
в виде китайских письмен [17] (рис. 195, 196). При наличии меди железо
вступает во взаимодействие с ней, образуя, по-видимому, соединение
Cu2FeAl7{18].
В присутствии магния возникает соединение FeMg3Si6Als (рис. 197) в
форме китайских письмен (когда оно входит в эвтектику), а также в виде
глобулярных первичных кристаллов светло-голубого цвета. Железо связыва-
связывается с марганцем в фазу (FeMnKSi2Ali5, часто имеющую форму китайских
письмен (рис. 198), и таким образом ослабляется эффект охрупчивания, обу-
обусловленный фазой FeSiAls [19—23]. Однако, если суммарное содержание
марганца и железа превышает 0,8%, могут появиться первичные кристаллы
(FeMnKSi2Al15 в виде гексагональных глобулей (хотя само соединение отно-
относится к кубическому типу). Эти глобули не вызывают охрупчивания сплава,
но заметно ухудшают обрабатываемость резанием, поэтому содержание мар-
марганца регулируют таким образом, чтобы ограничить и вредный эффект от
железа и предотвратить возникновение первичных кристаллов /[24—29].
Хром и никель также используют для нейтрализации действия железа, но
соединения (CrFeLSi4Al13 или (CrFeMSi8Al2 и FeNiAl9 отличаются удлиненной
формой (рис. 199) и приводят к некоторому охрупчиванию i[30]. Наилучшим
образом вредное действие железа нейтрализует кобальт, который не соединя-
соединяется с кремнием и таким образом уменьшает количество ненужных соедине-
соединений [20,31—34].
Структурные составляющие никеля с кобальтом и железом точно не
установлены. Предполагается существование четверного соединения AlCuFeNi,
а также растворение никеля в Cu2FeAl7» и частично в (CuFe)Al6; имеются
данные о растворении железа и меди в №гА13. Таким образом, никель может
присутствовать в виде одного или более следующих соединений: NiAl3,
(CuNiJFeAl7, (CuFeNi)Al6, (CuFeNOsAb, Cu4NiAl7, (FeNi)Al9 i[15b, 15c].
В присутствии марганца соединение FeMnNi усложняет идентификацию
остальных соединений. Эффект от молибдена аналогичен эффекту от кобаль-
кобальта i[29].
Если медь не растворяется в твердом алюминии, она присутствует в виде
СиА12 (рис. 200) в сплавах, не содержащих магний или содержащих его
в слишком малых количествах, чтобы связать медь в соединение Cu2iMg8Si6Al5.
Количество растворенной меди сокращается при добавках никеля или мар-
марганца, выводящих ее в виде соединений Си — Ni и Си — Мп /[35].
Магний, если он не входит в твердый раствор, образует соединение Mg2Si
(рис. 201) или Cu2Mg8Si6Al5 (рис. 202) в случае присутствия меди. В нерав-
неравновесных условиях фаза Mg2Si может присутствовать наряду с СиА12 и Si
(рис. 202,6). В отсутствие меди, кобальта, хрома, марганца, молибдена или
никеля при высоком содержании железа и магния образуется соединение
FeM?3Si6Al8. „
Цинк в количестве до 1 % входит в твердый раствор и не образует каких-
либо различимых составляющих (рис. 203). При повышенных содержаниях
470 .

Рис. 192. Модифицированный сплав с Рис. 193. Сплав с 10% Si, 0,09% Fe. Литье
12% Si; 0,3% Fe. Литье в песчаную фор- в песчаную форму. Темные иголки крем-
му. Светлые иголки FeSiAls и более темные ния, светлые первичные кристаллы FeSiAI5.
глобули кремния. Без травления, Х250 Без травления, Х250
Рис. 194. Сплав с 10% Si; 1,5% Fe. Литье
под давлением. Темные иголки FeSiAls на
фоне тонкодисперсных частиц кремния.
Травитель с H2SO4, X500
Рис. 195. Сплав с 5% Si; 0,2% Fe и с до-
добавками фосфора. Крупные кристаллы
кремния, эвтектика Al-^FeSiAl5—Si тонкого
строения. Без травления, Х250
471

Рис 196. Сплав с 10% Si; 0,9% Си; 0 6%
re. Литье в металлическую форму Желе-
Железо в виде соединения Fe2SiAl8 в зоне гру-
оых кристаллов кремния и в виде FeSiAl
Н SO16 ХТ250КИХ КрИСталлов Si- Травитель
Рис. 197. Сплав с 7% Si; 0,5% Fe; 0,6% Mg,
модифицированный натрием. Литье в ме-
металлическую форму. Кристаллы FeMg3Si5Al,
светлые, кристаллы кремния — более тем-
темные. Без травления, Х250
Рис. 198 Сплав с 5% Si; 0,7% Fe; 0,35%
Mn; 1,5% Си; 1% Mg. Литье в песчаную
форму. Фаза (FeMnKSi2Al,5 в форме ки-
китайских письмен, фаза СиА12 светлая, фа-
фаза Mg2Si черная, растравленная и фаза
кремния темная. Травлением выявлена
заметная дендритная ликвация. Травитель
с HF, X250
Рис. 199. Сплав с 9% Si; 0,5% Fe; l% Ni.
Литье в металлическую форму. Светлые
частицы FeNiAlg правильной формы. Тем-
Темные кристаллы кремния. Без трав тения
Х500
472

Рис. 200. Сплав с 5,5% Si; 4,5% Си; 0,6%
Fe. Литье в песчаную форму. Темные крис-
кристаллы кремния, иголки FeSiA]5 или
Cu2FeAl7, светлые округлые соединения
СиА12. Травитель — реактив Келлера, Х250
Рис. 201. Сплав с 7% Si; 0,5% Mg; 0,2%
Fe. Литье в песчаную форму Черная фаза
Mg2Si, несколько тонких иголок FeSiAl5, с
трудом различимых среди частиц кремния.
Без травления, Х250
Рис. 202. Сплав с 5% Si; 0,5% Mg; 1,5% Си; 0,2% Fe:
а — литье в песчаную форму; трудно различимые иголки фазы C^MgeSieAls, располо-
расположенные среди светлых соединений СиА12; четко очерченные иголки FeSiAl5; темные
кристаллы кремния. Виден распад твердого раствора по телу зерна, происшедший в
процессе медленного охлаждения после литья. Травитель HF, X250; б — литье в металли-
металлическую форму; вследствие быстрого охлаждения присутствует некоторое количество
фазы СиА12 (светлая) и фазы Mg2Si (темная). Без травления, Х250
473

цинка и магния может появиться
фаза MgZn2 [22с, 36]. Титан и бор
вводятся в количествах, меньших пре-
предельной растворимости в твердом со-
состоянии, и не образуют самостоятель-
самостоятельных фаз. Железо уменьшает раствори-
растворимость этих элементов, и таким обра-
образом для модифицирования требуется
их меньшее количество; согласно ра-
работе [36Ь], для измельчения соедине-
соединений FeMn используют присадки вана-
ванадия в количестве 0,1—0,2%. Олово и
свинец в присутствии магния стремят-
стремятся раствориться в фазе Mg2Si [37].
Все возникающие фазы концентриру-
концентрируются по границам зерен в виде слож-
сложных эвтектик. |В табл. 63 приведены
возможные типы структурных состав-
составляющих в рассматриваемых сплавах.
Типичные микроструктуры показаны
также в работах [15Ь, 38—40].
Параметр решетки данных спла-
о
вов а составляет 4,045—4,05 А в зави-
зависимости от состава и обработки. Он
слабо уменьшается по мере роста кон-
концентрации кремния в твердом раство-
растворе и в несколько большей степени от
добавок меди; другие элементы за-
заметного влияния на него не оказыва-
оказывают. Плотность снижается при наличии
нерастворенного кремния, а также при
легировании магнием; 'растворенный
кремний и все остальные добавки по-
повышают ее. Сплавы с 6—9% Si и с
содержанием других компонентов ме-
менее, чем 2%, обладают плотностью порядка 2,65—2,70 г/см3, а сплавы с повы-
повышенным содержанием кремния A0—13% Si) порядка 2,60—2,65 г/см3 [41—
48]. Плотность сплавов с 7—12% Si вблизи точки плавления равна примерно
2,56 г/см3 в твердом состоянии и 2,43—2,46 г/см3 в жидком состоянии; при
1127°С плотность составляет около 2,29 г/см3 [49].
Тепловое расширение существенно понижается от введения кремния и в
значительно меньшей степени от введения всех других добавок, за исключе-
исключением магния, который несколько увеличивает его.
Ниже приведен коэффициент линейного расширения а промышленных
сплавов А1 — Si, содержащих в сумме до 2% Со, Cr, Mn, Cu, Fe, Mgr
Ni, Ti и Zr.
Рис. 203. Сплав с 5% Si; 3% Си; 4% Zn;
0,6% Fe; 0,25% Mg. Литье в песчаную
форму. Темные кристаллы кремния, свет-
светлая фаза СиА12, серая фаза Fe2SiAl8 сред-
средней тональности. Не видны составляющие
цинка, однако заметна сильная дендрит-
дендритная ликвация вследствие его присутствия.
Травитель — реактив Келлера, Х250
а-10~6, м/(м-К), при
температуре, °С:
27—127 22,1—22,5 21„4—21,7 19,9—.20,6
27—327 24,1—24,5 23,1—23,5 21,6—23,1
18—19
20—21
Как следует из приведенных данных, коэффициент линейного расшире-
расширения а в основном зависит от содержания кремния [41, 45, 49—69]. При
отрицательных температурах а ниже примерно на 10—20%, чем у чистого
алюминия '[70]. Отмечается его снижение от присадок титана и циркония
[71], что (вызывает сомиение. Порошковые сплавы, содержащие до 50% Si,
отличаются еще более низкими значениями а [72]. Выделение кремния,
магния и меди из твердого раствора сопровождается постоянным расшире-
расширением, величина которого изменяется, но может достигать 0,15% [73—82].
474

Таблица 63
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ Al - Si
Соотношение и содержание элементов и образующиеся фазы
Si<12% Si>12% Mg>0,2% Fe>0,05% Mn>0,l% . Cr>0.1% . Fe>Mg . Mg>2Cu
Эвтектика ' Эвтектика ' Mg2Si ' FeSiAl6 ' (FeMnKSi2Al16 ' (CrFeLSi4 Al13 ' FeMg3Si,Al8 ' Cu2Mg8SieAl6
и первичные
кристаллы
Si
Na<0,l% . Na>0,01%
В виде дисперсных частиц (NaAl)Si2
Na*
Si<12% . Sl>12%, P>0,01%
В виде дисперсных частиц А1Р, часто внутри кристаллов Si
р*
Fe<0,7% Fe>0,7% Со>0,1% Сг>0,1% Мп>0,2% # Мо>0,1% . Ni>0,l% . Mg<Fe
FeSiAl. ' FeSiAl5 ' (CoFeJAl9 ' (CrFeLSi4Al13 (FeMn),Si,Alle AlFeMo (?) FeNiAl3 FeMg3SieAl8
Эвтектика Первичные или (CrFeMSi8Al2
КПИГТЯЛ.ТТЫ
Fe
Mg<0,2% Mg>0,2%; Cu<0,2%; Fe<Mg . Cu<V2Mg . Fe>Mg
В твердом растворе ' Mg2Si Cu2Mg8SieAl6 FeMg3SieAl8
Mg
Cu<l% Cu>l%; Mg<0,2%; Fe<0,3% . Cu>l% Mg>2 Cu
В твердом растворе ' CuAl2 CuMg8Si6Al5
Cu
eNSi8Al2
Al13 или (CrF
(CrFeLSi4
Cr
(CoFeJAl9
Co
В твердом растворе
Zn
См. текст
Ni
(FeMnKSi2Al15
Mn
* Структуру кремния после обработки натрием или фосфором см. в разделе «Система Al-nNa—P—Si».
475

Таблица 64
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ Al-Si и Al-Cu-Si
Сплав
5 70/0 Si
9 12 о/о Si
5_Ю% Si; O,2—O,3o/o Mg
5-120/0 Si; 0,5o/o Mg; 1-
2,5o/0 cu
>12% Si+Mg, Cu,Ni и др.
2_бо/о Си; З—120/о Si
3—12% Si; 2—6% Cu;
0,5-1,5% Mg
Литье в песчаную форму
HV
400—500
40,0—500
600—700
600—700
600—700
700i—800
700—900
600—800
600—800
80—140
100—150
100—150
150—200
100—150 .
150—200
100—150
150—200
150—200
40—60
50—70
50—80
70—120
60—80
80—120
40—70
100—150
100—150
б
3-5
4—10
1—5
10-14
1-3
1-3
0-3
0—3
0—3
Примечания: 1. HV, о в. Оо,2 даны в МН/м2, б в %. 2. В числителе — без модп
Усадка при кристаллизации существенно уменьшается от добавок крем-
кремния и практически не изменяется от добавок других элементов. Она состав-
составляет порядка 3—4% при 6—A2% Si ,и только 1—2% при 20—24% Si
[46, 49, 60, 75, 83—101]. Влияние технологии литья на усадочную пористость
описано в работах [ 102—106]. Удельная теплоемкость на несколько процеч-
тов ниже, чем у чистого алюминия |[106Ь'].
Теплопроводность равна примерно 1,2—1,6%-Ю Вт/(м-К), более низ-
низкие значения характерны для сплавов, отлитых в металлические формы или
термообработанных таким образам, чтобы кремний, медь или магний оста-
остались в твердом растворе [41, 49, 67, 107—113]. Тепловое излучение сущест-
существенных изменений не претерпевает.
Удельная электропроводность зависит главным образом от количества
растворенного кремния; .медь и магний также оказывают свое воздействие
Для отожженного материала она составляет порядка 35—40% JACS, для
термообработанного 22-^35% JACS. В жидком состоянии удельное электро-
электросопротивление примерно в 10—^15 раз превышает электросопротивление при
комнатной температуре [41, 57, 65, 107, 110, 112—>121]. Марганец, хром,
титан, цирконий [12,1b, 122] также снижают электропроводность.
Магнитная .восприимчивость слабо уменьшается от введения кремния,
меди и магния и в основном зависит от содержания марганца (см. систему
А1—Мп).
Механические свойства фасонных отливок средних габаритов приветсчы
в табл. 64 [4, 5, :19, .20, 25, 27, 31, 41, 44, 49, 114, 116, 123—225]. Для по-
порошковых сплавов характерна несколько повышенная прочность, особенно
при высоких температурах [226—'227]. Предел прочности деформируемых
сплавов составляет 200—400 МН/м2 при удлинении от 20 до 2—3% соответ-
соответственно [224, 228—i231]. Неудовлетворительная технология литья может
ухудшить свойства против значений, указанных в табл. 64, хотя сплавы
А1—Si наименее чувствительны к содержанию газов, конструкции отливки,
скорости охлаждения .и питанию отливки [21, 156, 174, 195, 216, 232—?52].
Повышенная чистота по примесям и специальная обработка могут повысить
свойства примерно на 10—20% [184—187, 190, 209, 223, ,253—259] и, наобо-
наоборот, вторичные сплавы отличаются пониженной пластичностью [142, 260—
476

Литье
HV
450—550
450—550
600—700
600—700
700—900
800-1000
800—1000
600—900
750-950
в кокиль и под давлением
100—200
120—200
150—220
200—250
150—250
200—ЗаО
100—200
200—300
200—300
50—8)
70—1и0
60—100
100—150
100—200
100—200
80—120
120—180
150—250
а
5—10
8-12
4-8
10—15
2—6
1—5
0—2
1 4
0-3
Закаленное и искусственно состаренное со-
состояние
HV
800—1000
800—1300
1000—1600
800—1000
800—1200
*в
250—320
250—400
200—300
200—300
250—350
°0,2
200—250
200—300
150—250
150—200
200—300
а
1—6
4-0
3—0
0—3
0—2
фицирования, в знаменателе — с модифицированием.
266]. Свойства литья псцд давлением приближаются к свойствам штамповок
[267—1268]. Имеются данные о свойствах полос, полученных методом направ-
направленной кристаллизации [269].
Как следует из табл. 64, по мере роста содержания кремния растет проч-
прочность сплавов при потере пластичности, хотя и не очень существенной
[44, 141, ,145, 158, 223, 270—273]. Модифицирование натрием слабо повы-
повышает прочность, «о значительно поднимает пластичность, особенно литья в
песчаные формы. При повышенных скоростях охлаждения, характерных,
например, для литья в металлические формы, кремний несколько измельча-
измельчается и поэтому эффект от модифицирования снижается [14, 27, 136, 1&2, 208,
221, 274, 275]. Влияние размера ячеек и расстояния между ветвями дендри-
тов на механические свойства сплавов с Si>8% не очень заметно [220, 221,
276—280], но в сплавах с пониженным содержанием кремния, где преобла-
преобладают алюминиевые дендриты, это влияние носит обычный характер [281].
Железо может несколько упрочнить сплавы при резкой потере пластич-
пластичности, особенно если его содержание превышает 0,7% и не вводят нейтрали-
нейтрализующие добавки типа марганца, кобальта и др. [13—16, 28, 123, 130, 282—
295]. Бериллий, марганец, хром, молибден, никель, кобальт, цирконий вызы-
вызывают .некоторое повышение прочности; марганец, кобальт, никель и молибден
при легировании в целях подавления вредного действия железа могут также
повысить пластичность; в других случаях эти элементы уменьшают ее [19,
24, 25, 27, 29, 30, 33, '137, 149, 232, 287, 290, 295-304]. Бериллий также
нейтрализует воздействие железа [293]. Медь и цинк повышают прочность
в ущерб пластичности [25, 132, 137, 146, 173, ,177, 264, 284, 287, 288, 299,
30J, 305—317], ио более эффективным упрочнителем является магний, осо-
особенно после термообработки [5, 149, 150, 154, 173, 215, 272, 287, 293, 315, 317—
320] при соответствующих концентрации и распределении [321, 322]. Измель-
Измельчение зерна в результате добавок титана, бора и циркония слабо влияет на
механические свойства [1, 15, 21, 28, 275, 3i23—331].
Добавки серебра увеличивают удлинение [283]. Сурьма, олово, свинец
и кадмий ухудшают все свойства [137, 306, 309, 332—333], а сурьма ,в соче-
сочетании с^ магнием может уменьшить восприимчивость к термообработке [333].
Кальций может повысить прочность и снизить удлинение обычных сплавов
477

Al—Si [28, 145, 307, 323, 334, 334b], а также оказать отрицательное дейст-
действие на поршневые сплавы |[335, 336].
Прочность при сжатии примерно на 10—d5% превышает прочность при
растяжении [145]. Сопротивление срезу составляет около 70% от предела
прочности i[337, 338]. Описано влияние облучения на сопротивление срезу
[339]. Сплавы отличаются низкой ударной вязкостью [41, 44, 141, 214,
339Ь—343], высокой чувствительностью к надрезам, как это и следовало ожи-
ожидать, ввдду присутствия ,в структуре большого количества твердых, хрупких
вторых фаз, часто имеющих острые углы [233, 343—345]. Ударная вязкость
улучшается при сфероидизации кремния i[346]. Модуль упругости составляет
порядка 85—95 ГН/м2 [41, 1188, 347, 348] и изменяется с температурой ана-
аналогично изменению предела прочности [349]. Сообщается об уменьшении
демпфирующей способности в результате старения [350]. Затухание ультра-
ультразвука достигает максимума в литом и минимума ,в искусственно состаренном
состояниях [351].
Свойства при низких температурах выше, чем при комнатной темпера-
температуре; до —A03°С изменение свойств незначительное, а при —203°С прочность
приблизительно на 20% превышает прочность при комнатной температуре
при практически одинаковой пластичности [352—359]. Прочность надрезан-
надрезанного образца существенно не изменяется при низких температурах [360,
361]. Влияние легирующих добавок на криогенные свойства точно не уста-
установлено, но оно, по-видимому, незначительное.
При высоких температурах прочность падает, а пластичность растет.
Разупрочнение носит монотонный характер и происходит более интенсивно,
чем у других алюминиевых сплавов (см. рис. 222), за исключением сплавов
Al—Zn—Mg [45, 55, 74, 75, 111, 232, 337, 362—369]. Небольшое упрочнение,
отмечаемое у термообрабатываемых сплавов, особенно в естественно соста-
состаренном состоянии, имеет временный характер; сразу же по достижении ста-
стадии перестаривания происходит резкое разупрочнение, затем понижение
прочности с температурой протекает монотонно [370, 371]. Ударная вязкость
растет с увеличением температуры >[372]. При повышенных температурах
тугоплавкие элементы (медь, железо, марганец, никель, кобальт, хром,
вольфрам) уменьшают до некоторой степени темп разупрочнения [53, 55, 56,
59, 63, 297, 373—377], хотя и несущественно [378]. Имеются данные [379] о
повышении жаропрочности при добавке бериллия. Несмотря на невысокие
жаропрочные и усталостные характеристики, сплавы Al—Si широко исполь-
используют для изготовления поршней ввиду их низкого коэффициента линейного
расширения, хорошего сопротивления износу и высоких литейных свойств.
Отдается предпочтение заэвтектическим сплавам с добавками меди, никеля,
железа, марганца, хрома или магния до 2—3% [50, 55, 56, 62, 63, 67, 194,
197, 272Ь, 297, 369, 375, 380—386], хотя хорошие результаты были получены
также в случае доэвтектических сплавов и сплавов с небольшими добавками
тяжелых металлов [192, 203, 376, 387—389]. Цинк, свинец и олово снижают
жаропрочность [177, 180, 308, ЗМ, 389Ь]. Модифицированные сплавы менее
жаропрочны, чем немодифицированные.
Сопротивление ползучести данных сплавов не очень высокое, кремний
повышает сопротивление в гораздо меньшей степени, чем большинство дру-
других легирующих элементов. Медь, железо, марганец, никель, кобальт, хром
и др. улучшают характеристики ползучести, как это и следовало ожидать
[36Ь, 267, 366, 371, 390—401], в этом же направлении действуют магний
[75, 402] .и редкоземельные металлы [402Ь].
Предел усталости довольно низкий, особенно сплавов с немодифициро-
ванным кремнием или кремнием, подвергшимся сфероидизации в процессе
термообработки [402с]. Для доэвтектических сплавов называются величины
порядка 50—70 МН/м2 i[21, «129, 145, ,267, 343, 391, 401— 416], для сплавов,
содержащих медь, 70—80 МН/м2 и для заэвтектических сплавов — более
низкие значения [19, ,132, 243, 417—420]. Кобальт и марганец могут повы-
повысить сопротивление усталости [378]. В результате кристаллизации под
давлением увеличиваются усталостная прочность и сопротивление износу
[421]; поверхностные дефекты и сложнонапряженные состояния понижают
478

усталостную прочность, особенно при действи-и высоких температур [413Г
422[]. Предел усталости 'непрерывно понижается по мере повышения темпера-
температуры для «сплавов Al-nSi я не снижается вплоть до 227°С для сплавов
Al-^Cu—Si [366]. Для рассматриваемых сплавов характерна термическая-
усталость из-за существенного различия в коэффициентах линейного расши-
расширения матрицы и частиц кремвия '[423—428].
Сопротивление износу очень высокое [429, 430], особенно заэвтектиче-
ских сплавов, обработанных фосфором [41, 62, 381, 383, 385, 431—436], а
также порошковых сплавов [7,2, 226] и сплавов, легированных висмутом
[436Ь]. Сопротивление износу высококремниевых сплавов B0—25% Si) в
10 .раз выше, чем у углеродистых сталей, и сравнимо с сопротивлением
износу поверхностно упрочненных сталей [383]. Трение в паре сталь — сплав
А1—Si снижается при .повышении чистоты поверхности и твердости стали
[437]; однако сплавы А1—Si, предназначенные для подшипников, ^должны
быть обязательно легированы существенным количеством олова [437Ь].
Электродный потенциал алюминия сдвигается в положительную сторону
при росте содержания кремния в твердом растворе, но этот сдвиг составляет
порядка нескольких сотых вольт. Растворенный магний, наоборот, сдвигает
потенциал к более отрицательным значениям, причем изменение потенциала
при обычных добавках магния (<1,5%) примерно такое же, как и от доба-
добавок кремния. Следовательно, изменение потенциала алюминия от совместного
легирования этими двумя добавками находится в пределах ошибки его из-
измерения. Это также относится к добавкам железа, марганца, кобальта,
никеля, хрома, титана; единственными элементами, существенно влияющими
на .потенциал, служат медь (сдвигает его в менее отрицательную сторону)
и цинк (сдвигает его в более отрицательную сторону).
Потенциал кремния менее отрицательный, чем у алюминия, однако ввиду
пассивности кремния во многих средах он практически не корродирует. Если
коррозия возникает, то она распространяется по алюминиевой матрице
(рис. 204), занимающей основной объ-
объем. Таким образом, сплавы Al—Si
без добавок меди обладают хорошим
сопротивлением коррозии в большин-
большинстве сред [19, Ц14, 123, 144, 153, 282,
438—469]; только в щелочных раство-
растворах коррозионная стойкость плохая
[470]. Медь заметно ухудшает сопро-
сопротивление коррозии [124, 146, 3017, 459,
471—476], аналогично действует же-
железо, если отсутствуют добавки мар-
марганца или хрома [16, 19, 282, 307].
Цинк в количестве до 2—3% влияния
не оказывает [309, 448]. Присутствие
олова и кальция отрицательно сказы-
сказывается на .коррозионной стойкости
[309, 335]; пористость вызывает ее
снижение [469]. Коррозия в проточной
воде более интенсивна, чем в спокой-
спокойной воде, ,но имеет одинаковый харак-
характер [477]. Сплавы Al—^Si с присадка-
присадками железа и никеля отличаются хоро-
хорошей устойчивостью против воздейст-
воздействия высокотемпературной воды и па-
пара [464, 466, 478—480]. Коррозионная
стойкость вторичных сплавов, где
цинк и марганец компенсируют дейст-
действие^ меди и никеля, очень близка к
СТОЙКОСТИ первичных Сплавов [442 Рис- 2°4- Сплав с 10% Si; 0,5% Fe. Литье
481,482]. Контактная коррозия наибо- * песчаную форму. Наблюдается избира-
лее характерна для сплавов Al—Si— н™ооК°РР°ЗИЯ алюминия- Без травле"
479

Си но и сплавы без меди корродируют сильнее, чем алюминий чистотой 99,8%
[449, 451, 462, 472, 483].
Кавитация вызывает дробление эвтектики и не воздействует на форму
кремния [454. 454b].
Жидкотекучесть сплавов Al—Si очень высокая и максимальна у сплавов
эвтектического состава [484—497], хотя большинство элементов уменьшает
ее [93, 303b, 334b, 493]. Даже у модифицированных сплавов жидко-
жидкотекучесть еще достаточно хорошая, несмотря на существенное ее ухуд-
ухудшение в результате присадок натрия
[498, 499].
Горячеломкость снижается с увеличени-
увеличением степени легирования сплава [500,
501], но цинк и магний ведут к ее по-
повышению [36, 319]. Все сплавы отлича-
отличаются высокими литейными свойствами
[88, 93, 95, 133, 174, 232, 248, 308, 473,
474, 487, 494, 502—'505]. Однако наилуч-
наилучшие литейные характеристики имеют
сплавы не с самым высоким содержанием
кремния, а с содержанием эвтектики от
20 до 90% и кристаллизующимися в ин-
интервале температур [97, 308, 385, 502,
503, 506]. Однако эвтектические сплавы,
затвердевающие при более или менее по-
постоянной температуре, склонны к образо-
образованию усадочной пористости. Несмотря
на круглую форму лор и слабое их влия-
влияние на статическую и усталостную проч-
прочность [233, 409, 507—509], для литья под
давлением и в песчаные формы рекомен-
рекомендуются сплавы с 7—10% Si вместо
111—13%. Медь и железо также улучша-
улучшают литейные свойства за счет расширения
интервала кристаллизации [27, 88, 305,
506, 510, 51I]. Сообщается о взаимосвя-
взаимосвязи пористости и свойств сплавов [249] и
о литье сплавов в твердо-жидком состоя-
состоянии [5111 Ь].
Абсорбция газа сплавами Al—Si су-
существенно не отличается от абсорб-
абсорбции чистым алюминием [240, 326, 330, 512—518], однако кальций и натрий
слегка увеличивают пористость (рис. 205), особенно это относится к порш-
поршневым сплавам [519, 519 Ь]. Газовая пористость может снижаться от до-
добавок редкоземельных металлов [520]. Для снижения содержания газа
используют продувку инертным газом, вакуумную обработку и центро-
центробежную заливку [521—523]. Кристаллизация под давлением повышает
герметичность и свойства сплавов [523 Ь]. Ультразвуковая и звуковая
вибрации благоприятно воздействуют на жидкотекучесть, уменьшают усад-
усадку [429, 524] и содержание газа [525, 525 Ь], повышают однородность рас-
расплава [526] и измельчают кристаллы кремния [526 Ь]. Все это приводит
к улучшению свойств [526 с]. Однако имеются данные об укрупнении
кремния, особенно в модифицированных сплавах [527], и усилении сегрега-
сегрегации первичного кремния [528—530].
Большинство сплавов имеет узкий интервал кристаллизации, что при-
приводит к пониженной ликвации, хотя она достаточно заметна в быстро ох-
охлажденных поверхностных слоях [281, 531, 532]. Высокое содержание желе-
железа и марганца может привести к появлению некоторого количества
первичных кристаллов [23, 533, 534]. В отливках, получаемых литьем под
давлением из сплавов, богатых эвтектикой, происходит выдавливание за-
затвердевающего металла и вплескивание его в полость формы. Это явление
Рис. 205. Сплав с 10% Si; 0,2% Fe, пе-
перемодифицированный. Литье в песча-
песчаную форму. Крупная газовая пора и
очерченные границы ячеек
480

приводит к всплытию твердых включений, обогащенных кремнием и медью.
Такие включения затрудняют обработку резанием [171 Ь, 535]. Как упоми-
упоминалось ранее, размер зерна слабо влияет на свойства, поэтому контроль
условий литья не имеет решающего значения. Однако перегрев расплава,
слишком продолжительное хлорирование или выдержка расплава снижают
качество отливок, так как происходит потеря натрия или фосфора и таким
образом снижаются эффекты модифицирования в доэвтектических сплавах
или измельчения фосфором первичных кристаллов кремния [245, 248, 326,
474, 536—540].
Изучены внутренние литейные напряжения [541]. Описание технологии
модифицирования содержится в работах [3, 14, 20, 33, 114, 122, 125, 130,
208, 275, 323, 328, 331, 424, 523, 538, 542—567], а технологии измельчения
кремния —в работах [383, 432, 458, 540, 557, 563, 568—581].
Несмотря на то что сплавы рассматриваемой группы трудно деформи-
деформируются, при содержании кремния до 13—14(% из них можно изготовить
листы, прессованные прутки, проволоку и штамповки [582—587]. Лучшую
деформируемость при прессовании имеют сплавы с однородным распреде-
распределением дисперсных частиц кремния [588]. Исследовано разрушение частиц
кремния при деформации [589—591], а также их размеры [11, 227].
Для деформируемых полуфабрикатов не характерна сильная анизотро-
анизотропия свойств; мелкодисперсная форма кремния уменьшает степень анизотро-
анизотропии [592]. Пластичность в твердо-жидком состоянии максимальна, если по
границам зерен расположена тонкая пленка жидкости [593]. Прокатка из
жидкого состояния обеспечивает лучшие механические свойства, чем про-
прокатка слитков, отлитых в водоохлаждаемые изложницы ([594]. Сообщается
о прокатке порошка типа дроби в целях получения полосы ,[595].
Термообработка в основном сводится к закалке и искусственному ста-
старению. Некоторые виды деталей неответственного назначения, отлитые в
кокиль или под давлением, не подвергаются закалке; предполагается, что
быстрое охлаждение придает некоторое упрочнение '[62, 149, 201, 506—599].
Таблица 65
ХАРАКТЕРИСТИКИ ЭВТЕКТИК, ВСТРЕЧАЮЩИХСЯ В СПЛАВАХ Al — Si*
Фазовый состав эвтектик
Al— Si
Al—Si—FeSiAU
Al—Mg2Si—Si
Al—CuAl2—Si
Al—CuAl2—Si—Cu2Mg8Si6Al6
Al-FeMg3Si6Al8—Mg2Si—Si
Al—Si—(FeMnKSi2Al15
Al—Mg2Si—Si—(FeMnKSi2Al15
Al-Si-(CoFeJAl9
Al-Si-FeNiAl9
Al—Si—(FeCrLSi4Al13
Состав жидкости, %
Si
12,5
12
13
5,2
6
12,9
11,7
12
13
-12
11
Fe
0,7
0,15
(Fe+Mn)
0,75
<1
(Co+Fe)
0,7
(Ni+Fe)
-0,7
(Cr+Fe)
0,5
Cu
26,7
28
Mg
5
2,2
4,9
<5
Температура
плавления
К
859
848
828
798
780
828
846
828
848
-848
848
°c
5 77
575
555
525
507
555
573
555
575
-575
575
* Если в эвтектики входят Al — Si — Mg2Si и фазы, содержащие марганец, хром, ко-
кобальт и никель, то их точка плавления находится в интервале 547—577°С; цинк, входя-
входящий в состав твердого раствора, может понижать точки плавления эвтектик на 1—2°С
из расчета на каждый процент цинка.
16 Зак. 218
48.1

Рис. 206. Сплав с 7% Si; 0,4% Fe; 0,25% Mg:
а —литье в песчаную форму, без модифицирования, закалка с 527°С, 8 ч. Игольчатая
форма FeSiAIs, хорошо сфероидизированные частицы кремния; б — модифицирование
натрием, закалка с 547°С, 24 ч. Более сильная сфероидизация кремния вследствие моди-
модифицирования и более продолжительной выдержки при повышенной температуре. Без
Si; 0,6% Fe; 0,7% Mg; 0,6% Mn. Литье в металлическую форму,
а-литое состояние, видны крупные скопления эвтектики Al-Mg2Si-Si по границам
зерен; о —тот же самый участок структуры после закалки с температуры выше 537°С
эвтектика оплавилась, образовалась пористость. Видны мелкие структурные составляющие
482
Рис. 207. Сплав с 13%
без травления, Х250:

Вспучивание при термообработке происходит часто вследствие захвата
металлом воздуха [600]. Продолжительность нагрева под закалку различ-
различна: от 6—12 ч для литья в песчаную форму до 2—5 ч для литья в кокиль
или под давлением [4, 5, 12, 125, 127, 154, 162, 169, 318, 321, 322, 601-607].
Модифицирование существенно не влияет на восприимчивость к термо-
термообработке, хотя имеются указания о более быстрой коагуляции и сфероиди-
зации кремния в модифицированных сплавах [608] (рис. 206). Температура
нагрева под закалку определяется температурой низкоплавких эвтектик и
обычно находится ниже 557°С для сплавов без меди и ниже 537°С для
медьсодержащих сплавов [6, 127, 133, 150, 183, 318, 322, 389, 603, 604,
606—606 с, 609, 609 Ь]. В табл. 65 показаны наиболее вероятные эвтектики,
наблюдающиеся в данных сплавах, а на рис. 207 показан вид оплавившейся
эвтектики.
Чувствительность сплавов к охлаждению при закалке не очень высокая;
замедление охлаждения несущественно влияет на коррозионную стойкость,
по крайней мере, сплавов без меди. Следовательно, в целях уменьшения
внутренних напряжений можно использовать метод закалки в масле или
горячей воде [183, 610—613]. Ступенчатая закалка приводит к несколько
пониженным свойствам [614], однако закалка в среде, имеющей температу-
температуру старения, благоприятна [615]. Естественное старение сплавов практиче-
практически не происходит: искусственное старение выполняется в интервале
147—177°С в течение 4—12 ч [4, 6, 146, 153, 154, 300, 606Ь, 616, 617].
Перерыв между закалкой и старением несущественно влияет на свойства
[618]; холодная деформация после закалки ускоряет старение [619].
Для изделий, к которым предъявляются особые требования в отношении
стабильности размеров и повышенной твердости, применяют повышенные
температуры старения, что вызывает некоторое понижение прочности
и пластичности [5, 77, 212, 318, 389, 604, 606Ь, 620, 621]. Для полной
стабилизации размеров рекомендуется обработка холодом между двумя
старениями [622, 623] или многократная циклическая обработка в интервале
(—123)-^(+327°С) [80, 624]. Имеется обзор по практике термообработки
1624 b].
Высокая жидкотекучесть сплавов Al—Si обеспечивает превосходную
свариваемость [140, 625—629]; эти сплавы широко применяют в качестве
не только свариваемого конструкционного материала, но и присадочного
материала при пайке и сварке других алюминиевых сплавов [630—631]
(рис. 208). Для снижения температуры плавления используют добавки
цинка, меди и других элементов, в этих же целях опробовали добавки
германия, индий и иттрия [632]. Горячеломкость сварных швов незначи-
незначительная, так как все сплавы рассматриваемой группы содержат большое
количество эвтектики [593, 633—646], однако в случае использования при
сварке других сплавов в качестве присадочного материала сплава Al—Si
возможно растворение кремния и появление трещин [647, 648]. Коррозион-
Коррозионная стойкость сварных соединений хорошая [649]. Сообщается о потерях
кремния в процессе сварки [650]. Прочность сварных соединений из терми-
термически упрочняемых сплавов максимальна, если сплавы сваривают тем же
самым материалом и подвергают закалке после сварки [651].
Обрабатываемость резанием сплавов плохая: сочетание высокой твер-
твердости частиц кремния и относительно мягкой матрицы вызывает очень
быстрый износ инструмента [652—666]. В заэвтектических сплавах присадки
фосфора, улучшающие структуру кремния (рис. 209), улучшают обрабаты-
обрабатываемость резанием [384, 432, 581, 588, 667]; однако в доэвтектических
сплавах наблюдается тенденция ухудшения обрабатываемости от присадок
фосфора, натрий же улучшает ее [295]. Медь вызывает дальнейшее ухуд-
ухудшение обрабатываемости сплавов, особенно после термообработки i[666,
666 b], однако обрабатываемость некоторых сплавов А1—Си—Si с низким
содержанием кремния аналогична или лучше обрабатываемости сплавов с
высоким содержанием кремния, но не имеющих медь [124, 666 с]. Железо,
марганец, никель, цинк, титан и др. незначительно влияют на обрабатывае-
обрабатываемость резанием [34, 668, 669], если не выпадают в виде избыточных
16* Зак. 218 48о

Рис. 208. Паяное соединение,
состоящее из сплава А1—
Мп, плакированного сплавом
с 10% Si. В центре видна
небольшая пора из-за не-
недостаточной текучести при-
припоя. Травитель — реактив
Келлера, Х25
Рис. 209. Сплав с 20% Si; 1% Си; 0,5% Mg; 2% Ni; 0,5% Fe. Литье в металлическую
форму. Без травления, Х25:
а — обработка фосфором, равномерно распределенные мелкие первичные кристаллы крем-
кремния; б — без обработки фосфором, грубые и неравномерно распределенные частицы
кремния
кристаллов ,[667, 670, 671]. Некоторое улучшение обрабатываемости до-
достигается при введении цинка, магния, олова, висмута и свинца [20, 202,
668, 669, 672—674].
В процессе анодирования кремний не растворяется [675—677]. Его со-
содержание в сплаве влияет на толщину пленки, а форма присутствия опре-
определяет цвет последней; растворенный кремний вызывает большее потемнение
пленки, чем кремний, присутствующий в виде грубых частиц [678—683].
Отливки, получаемые литьем под давлением и отличающиеся разнозерни-
стостью структуры, анодируются неоднородно [684].

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1 /. /. Sidorin etc (И. И. Сидорин и др.), Met A 4, 140011, 311190.
lb. P. G. Maksimov (П. Г. Максимов), WAA 7, 530015.
2. /. P. Gat, JIM 34, 527. „ж,жяА о „,
6. Y. A. Klyachko (Ю. А. Клячко) JIMMA 2 371.
4. R. S. Archer, etc., JIM 38, 411; 41, 439; 42, 437.
5. О. Bauer, etc., JIMMA 1, 231. IIMM. . Qo1
6 N. A. Kalashnikov (H. А. Калашников), JIMMA 3, 321.
7 F A. Borin (Ф. А. Борин), JIMMA 11, 72.
8*. H. Rohrig, etc., JIMMA 8, 292.
9. H. Sawamoto, JIMMA 20, 685.
10. R. H. Todd, JIMMA 30, 105; MA 1, 1060.
11. R. S. Chappell, etc., Met A 4, 210013.
12 V. O. Gagen — Torn, etc., JIMMA 4, 597.
13. G. W. Walker, JIM 32, 558.
14 /. B. Swan, JIM 32, 635; 636; 34, 579.
15. H. Nishimura, etc., JIMMA 7, 154.
15b. R. Kovatscheva, etc., Met A 6, 230624.
15c L S Palatnik, etc. (Л. С. Палатник и др.), СА 79, 449270.
15d. A. Franek, etc., WAA 7, 530036.
16. G. Ho, JIMA 20, 832.
17. P. В. Crosley, MA 2, 809.
18. A. Bouttillier, etc., JIMMA 32, 1289.
19. G. Sachs, JIM 53, 295.
20. H. Bauer, etc., JIMMA 5, 576, 660.
21. G. Guertler, etc., JIMMA 5, 533; 7, 8.
22. H. Novotny, etc., JIMMA 17, 800.
22b. 5. Gadea, etc., Met A 6, 311990.
22c. A. P. Krilov, etc. (А. П. Крылов и др.), Met A 6, 111391, 110140,
23. W. H. Glaisher, JIMMA 19, 16.
24. S. G. Glazuniv (С. Г. Глазунов), JIMMA 12, 171.
25. R. A. Quadt, JIMMA 13, 402; 16, 124.
26. C. Masere, JIMMA 23, 981.
?¦>. D. Gualandi, etc., JIMMA 25, 75, 659.
28. G. M. Vorobev, etc. (Г. М. Воробьев и др.), JIMMA 32, 960.
29. H. J. Dichtl, Met A 3, 121200.
30. R. E. Brun, JIMMA 13, 205.
31. /. Castel, JIMMA 14, 507.
32. Anon., JIMMA 15, 3.
33. V. Zednik, JIMMA 15, 330, 501.
34. V. Hielscher, etc., MA 1, 1195.
35. A. Z. Zhmudsky, etc., Met A 4, 110272.
36. L. R. Dudetskaya, etc. G7. П. Дудецкая и др.), Met A 5, 430036.
36b. Y. M. Leibov, etc. (Ю. М. Лейбов и др.), Met A 6, 110137, 110138, 310455.
37. V. S. Grebenkin, etc. (В. С. Гребенкин и др.), Met A 2, 120191, 5, 120914.
38. N. H. Mason, etc., JIMMA 11, 404; 12, 395.
39. Anon., JIMMA 24, 158.
39b. R. P. Want, etc., CA 78, 61319t.
40. G. Lambert, JIMMA 25, 478.
41. L. Guillet, JIM 32, 527; 34, 420; 36, 436.
42. D. R. Tullis, Met. Ind. London, 1925, v. 26, p. 211.
43. /. D. Erdards, Met. Ind. London, 1925, v. 26, p. 406.
44. D. Stockdale, etc., С А 20, 3423.
45. /. B. Johnson, JIM 43, 488.
46. O. N. Podvaskaya (О. Н. Подвойская), JIMM4 8, 5.
47. G. A. Pagonis, The Light Metals Handbook, Van Nostrand, 1954.
48. D. E. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
49. /. D. Edwards, JIM 28, 835; 30, 472.
50. R. E. Search, JIM 28, 589.
51. R. DeFleury, JIM 30, 630.
52. P. Hidnert, JIM 33, 295.
53. H. Reininger, JIM 43, 623.
54. M. Haas, JIM 41, 468.
55. Z. Jeffries, JIM 44, 482.
56. G. E. Huss, JIM 50, 600.
57. W. Mannchen, JIM 50, 10 425
58. F. Bollenrath, JIM 53, 618.
59. O. Somma, JIMMA 2, 147.
60. L. Losana, JIMMA 2, 279.
61. L. W. Kempf, JIM 53, 181.
62. H. J. Maybray, JIMMA 2, 640.
63. /. Dornauf, JIMMA 5, 735.
64. C. A. Maresca, JIMMA 3, 198.
Л' о* Bpllenrath, etc., JIMMA 16, 475.
«§• ?' Sidneri' etc- J- Res. Nat. Bur. Stds., 1952, v. 48, p. 209.
™ я Tr6r(& JJMMA 22, 291.
«о л i $hP?es> etc- ЛММА 31, 157.
-7Л A. I. Zakharov, etc. (А. И. Захаров и др.), Met A 4, 320126.
70. V. P. Popov, etc. (В. П. Попов и др.), Met A 5, 320320.
485

71. M. Z. Lubensky, etc., MA 2, 1420.
72. C. F. Dixon, etc., MA 1, 974; Met A 2, 540048; 5, 540150.
73. Af. Haas, С А 22, 1944.
74. R. L. Templin, etc., JIM 47, 428; 50, 534.
75. R .R. Kennedy, JIMMA 2, 95, 336, 671.
76. L. W. Kempf, etc., JIMMA 3, 73, 648.
77. Anon., JIMMA 13, 231; 14, 155, 220.
78. /. Zampach, etc., CA 42, 2219.
79. ?. Scheuer, etc., JIMMA 32, 1215.
80. M. L. Khenkin, etc. (Af. Л. Хенкин и др.), МА 2, 951.
81. L. Nemeth, Met A 2, 220658.
82. A. G. Ingram, etc., Met A 2, 310884.
83. N. B. Pilling, etc., JIM 50, 770.
84. V. H. Stott, JIMMA 3. 707.
85. L. Herrmann, JIMMA 5, 506.
86. T. Takase, JIMMA 6, 99, 236.
87. K. I. Akimova (К. И. Акимова), JIMMA 13, 368.
88. Y. Sakuma, JIMMA 8, 239.
89. W. Lincius, JIMMA 10, 126.
90. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 13, 319.
"91. К. Achenbach, JIMMA 17, 488.
92. R. Irmann, JIMMA 19, 708.
93. K. Hori, etc., JIMMA 23, 583, 681, 931, 1131; 24, 118, 469.
94. A. Tatur, JIMMA 20, 45; 23, 681.
95. S. Engler, etc., Met A 6. 510708.
96. H. Arbent, JIMMA 30, 620.
97. R. A. Bakhtiarov (P. А. Бахтиаров), JIMMA 30, 519; 31, 520.
98. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков и др.), JIMMA 31, 107.
99. К. N. Militsyn (К. И. Милицын), JIMMA 32, 148.
100. G. V. Dubinsky, etc. (Г. В. Дубинский и др.), МА 1, 130.
101. V. G. Korotkov (В. Г. Короткое), Met A 5, 510036.
102. F. Капп, МА 2, 2083.
103. 5. Engler, etc., Met A 4. 510217.
104. А. М. Petrichenko, etc. (A. Af. Петриченко и др.), Met A 5, 510042; 6, 320079.
105. О. A. Enukidze, etc., Met A 5, 510041.
106. А. Р. Gudchenko, etc. (А. П. Гудченко и др.), Met A 5, 510040.
106b. V. S. Krylovsky, etc. (В. С. Крыловский я др.), Met A 6, 152211.
107. A. J. Field, JIM 53, 120.
108. G. Euringer, etc., JIMMA 2, 462.
109. F. Bollenrath, etc., JIMMA 3, 297; 6, 449.
110. Af. Elfiein, JIMMA 4, 493.
111. A. Schmmel, JIMMA 18, 16.
112. W. Bungardt, etc., JIMMA 18, 503; 20, 129.
113. R. L. Powell, etc., JIMMA 28, 194.
114. /. Czochralski, JIM 27, 398.
115. L. Anastasiadis, etc., JIM 41, 439; 42, 436.
116. /. D. Edwards, etc., The Aluminium Industry, McGraw-Hill, 1930.
117. W. Fraenkel, etc., JIM 47, 648.
118. Wiesthaler, CA 29, 1759.
119. L. W. Kempf, etc., JIMMA 4, 84, 378.
120. A. M. Korolkov, etc. (A. Af. Корольков и др.), JIMMA 30, 520.
121. S. /. Spektorova, etc. (С. И. Спекторова и др.), МА 2, 564.
121b. Т. Shikata, etc., Met A 6, 331855.
122. G. G. Krushenko, etc. (Г. Г. Крушенко и др.), МА 2, 694.
123. Z. Jeffries, JIM 30, 471.
124. E. H. Dix, Jr., etc., JIM 39, 485.
125. A. Petit, JIM 35, 539; 36, 435.
126. K. Takahashi, JIM 40, 495; 41, 442; 42, 433.
127. 5. Daniels, JIM 34, 420.
128. /. B. Hoblyn, JIM 35, 731; 36, 580.
129. H. J. Tapsell, JIM 4, 488.
130. R. S. Archer, etc., JIM 35, 539; 37, 453; 38, 411.
131. W. Kroll, JIM 36, 432.
132. G. Welter, CA 21, 1620.
133. R. S. Archer, etc., JIM 36, 431; 40, 496.
134. L. Losana, etc., JIM 38, 407.
135. Я. L. Phillips, JIM 39, 481.
136. W. Campbell, etc., CA 22, 2912.
137. /. Dornauf, JIM 40, 502, 42, 436.
138. A. J. Lyon, JIM 40, 501; 41, 439; 42, 435.
139. G. Mortimer, JIM 40, 495; 42, 660.
140. E. C. Nichols, JIM 43, 622.
141. D. L. Colwell, JIM 47, 428, 609.
142. H. Rohrig, JIM 50, 506.
143. R. 5. Archer, etc., JIM 47, 648.
144. Baducci, JIM 50, 180; 53, 409.
145. /. Dornauf, JIM 47, 573.
146. JV. Kawashima, JIM 50, 347.
147. W. Brownieski, etc., JIM 53, 10, 490.
148. /. Fornauf, JIM 53, 572.
486

149 P. Barraud, JIMMA 1, 381.
150. G. Sachs, etc., JIMMA 3, 36, 390, 506.
151. /. Towns - Robinson, JIMMA 3, 20; 4, 380, 599.
152. E. Scheuer, JIMMA 3, 390, 650, 707.
153. W. Helling, JIMMA 4, 138.
154. G. Guertler, JIMMA 4, 231; 5, 551, 837.
155. G. Gauthier, JIMMA 5, 551.
156. L. /. Levi, JIMMA 12, 43.
157. G. Gurtler, etc., JIMMA 7, 9.
158. G. Sachs, JIMMA 7, 433.
159 L. W. Kempf, ASM Handbook, 1939. 1261.
160l W. К. В. Marshall, etc., JIMMA 10, 90.
161. E. Piwowarsky, С А 11, 943.
162. F. A. Allen, JIMMA 13, 100.
163. /. Morgan, JIMMA 12, 144; 13, 432.
164. O. Tichy, JIMMA 14, 23; 16, 124.
165. E. Garrington, JIMMA 13 432
166 G. D. Chapman, JIMMA 14, 403.
167 E. G. West, JIMMA 16. 670, 830,
168! F. A. Lewis, CA 42, 3301.
169. C. Pansei, JIMMA 18, 777.
170 E. Meyer — Rassler, JIMMA 17, 801.
171. W. Bonsack, JIMMA 17, 567; 19, 16.
171b. N. A. Ziegler, JIMMA 18, 475.
172. A. P. Fenn, JIMMA 19, 355, 6113.
173. E. Scheuer, etc., JIMMA 18, 593.
174. W. Babington, etc., JIMMA 19, 805; 50, 1035.
175. R. W. Berryman, JIMMA 19, 515; 20, 79; 21, 929.
176. H. Rosenthal, etc., JIMMA 21, 278.
177. Anon., JIMMA 22, 644.
178. G. Tremolada, etc., JIMMA 22, 907.
179. F. H, Smith, JIMMA 22, 1205.
180. С. O. Smith, JIMMA 23, 531.
181. W. Thury, etc., JIMMA 24, 285, 853.
182. R. C. Harris, etc., JIMMA 26, 239.
183. H. L. Walker, JIMMA 24, 348.
184. R. C. Lemon, etc., JIMMA 26, 238.
185. Т. Н. Owen, etc., JIMMA 25, 393.
186. R. Zuech, etc., JIMMA 25, 73.
187. /. V. Houston, Jr., JIMMA 25, 907.
188. C. Masere, etc., JIMMA 26, 969, 1021.
189. D. Peckner, JIMMA 26, 751, 752.
190. A. B. DeRoss, JIMMA 26, 1091.
191. Anon., JIMMA 27, 303.
192. D. P. Lovtsov (Д. П. Ловцов), JIMMA 27, 85.
193. /. Ridley, JIMMA 28, 69.
194. R. Kiss ling, etc., JIMMA 27, 429.
195. W. Ruegg, JIMMA 30, 332.
196. W. A. Bailey, etc., JIMMA 29, 1013.
197. M. G. Urdea, etc., JIMMA 29, 659.
198. R. С Lemon, etc., JIMMA 32, 741, 919.
199. 5. Wintergest, etc., JIMMA 32, 109.
200. B. Stengel, JIMMA 32, 273.
201. V. A. Silaeva (В. А. Силаева), JIMMA 31, 839.
202. M. Leoni, etc., JIMMA 32, 1297.
203. O. Weinbaum, MA 1, 1194.
204. W. A. Bailey, JIMMA 32, 1231.
205. /. Veda, etc., MA 1, 717.
206. /. W. Meier, MA 1, 1543.
207. E. I. Gotthold, MA 2, 1291.
208. P. Borgeaud, etc., Met A 1, 120566, 430108.
209. O. O. Krushenko, etc. (Г. Г. Крушенко и др.), Met A 1, 510353 MA 2, 1774.
210. A. Barat, etc., Met A 1, 310030.
211. 5. Jacob, etc., Met A 2, 560146.
212. 5. Holecek, etc., Met A 2, 560075, 560439.
213. В В. Gulyaev, etc. (А. П. Гуляев и др.), Met A 3, 312058.
214. N. Komatsu, etc., Met A 3, 310656, 310954; 4, 310131, 310767.
215. /. Langerweger, Met A 2, 510801; 3, 510446; 4, 310679.
216. S. Lipson, etc., Met A 3, 310598.
217. Anon., Met A 2, 710651.
218. Anon., Met A 3, 710306; 4, 710090, 710441; 6, 710326.
219. /. Jakubec, Met A 4, 312106.
220. E Erginer, etc., Met A 4, 311069, 311683.
221. K. Kobayashi, etc., Met A 4, 110933, 120077, 310132.
222. R. Scherzinger, Met A 5, 510293.
994 V V/ Parkuhutik, etc. (П. А. Пархутик и др.), Met A 4, 311504.
wlh ? d' §a,vi' etc" Met A 4« 311334-
224c a Pn • eZr\eAVi eAtc' {JI' П- Селезнев и др.), Met A 6, 460012.
224H* 7 ?aa.slo>.Met A 6, 460015.
2Мй. Z. Poniewierski, Met A 7, 510040.
487

225. W. Kajoch, Met A 5, 460087.
226. С Panseri, etc., MA 2, 375; Met A 1, 540445; 4. 311166.
226b. /. N. Fridlyander. etc. (И. Н. Фридляндер и др.), WAA 6. 430026.
227. H. M. Skelly, etc., Met A 5, 540150.
228. Anon., JIM 44, 488; 47, 168.
229. Anon, JIMMA 3, 506.
230. Anon., JIMMA 22, 591.
231. 5. Terai, etc., JIMMA 30, 843.
232. E. H. Dix. Jr., etc., JIM 30, 468; 32, 526, 636.
233. L. Frommer, etc., JIM 43, 392; 47, 65.
234. E. R. Thews, JIM 53, 146, 377.
235. M. V. Schwarz, CA 28, 4353.
236. E. T. Richards, JIMMA 4, 299.
237. G. Welter, etc., JIMMA 6. 21, 116.
238. H. J. Rowe, JIMMA 5, 836; 6, 184.
239. L. R. Can, JIMMA 10, 106.
240. E. Reininger, JIMMA 12, 391.
241. W. A. Baker, JIMMA 12, 203.
242. 5. Morita, etc., CA 45, 98.
243. L. D. Eaton, etc., JIMMA 19, 707; 21, 1002.
244. W. J. Reichenecker, JIMMA 21, 726.
245. /. W. Meier, etc., JIMMA 28, 813; 29, 173.
246. M. Billing, JIMMA 32, 313.
247. Anon., Met A 3, 510642.
248. 5. Holecek, etc., Met A 3. 510626.
249. /. F. Shilov, etc. (Я. Ф. Шилов и др.), Met A 5, 310156.
249b. A. I. Smirnov, etc. (А. И. Смирнов и др.), Met A 5, 510039.
250. Z. /. Graftman, etc., Met A 5, 510043.
251. W. A. Pollard, Met A 5, 311346.
251b. V. S. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский и др.), Met A 5, 310410.
251c. /. Vaculik, Met A 6, 311280.
251d. M. Slesar, etc., Met A 6, 312806.
251e. Anon., Met A 6, 121280, 121281.
251 f. G. V. K. Rao, etc., Met A 7, 510018.
252. P. N. Reddy, etc., Met A 6, 510159.
253. B. Sachs, JIMMA 21, 479.
254. T. Morinaga, etc., JIMMA 23, 297.
255. A. /. Her, JIMMA 29, 903; 30, 232.
256. A. Couture, MA 2, 2083.
257. /. A. Vaccari, Met A 3, 710509.
258. O. R. Gardner, Met A 4. 510069.
259. D. M. Belenky, etc., Met A 5, 120182.
260. W. Bonsack, JIMMA 10, 45; 12, 4, 144.
261. K. Rosenthal, etc., JIMMA 14, 506.
262. D. C. G. Lees, etc., JIMMA 18, 649.
263. F. H. Smith, JIMMA 19, 613, 865.
264. D. L. Goldwell, etc., JIMMA 23, 412.
265. A. A. Voskresensky, etc. (А. А. Воскресенский и др.), Met A 2, 311743.
265b. V. I. Nikitin, etc. (В. И. Никитин и др.), Met A 5, 510225.
266. G. G. Krushenko, etc. (Г. Г. Крушенко и др.), Met A 6, 311085.
267. К. Wellinger, etc., JIMMA 18, 677; 19, 578; 20, 817.
267b. A. B. Zuev (А. Б. Зуев), MA 2. 450.
267c. L. M. Berizhiani, etc., Met A 6, 311439.
267d. B. Bednarczyk, Met A 6, 460044.
267e. Anon., Met A 6, 510164.
267f. T. N. Lipchin, etc. (Т. Н. Липкин и др.), Met A 6, 312455.
267g. /. N. Lee, etc., CA 79, 44913k.
268. 5. Chatterjee, etc., Met A 6. 510229.
269. E. Benn, etc., Met A 5, 310154.
270. /. Dornauf, JIM 40, 502; 42, 436.
271. A. Buckeley, etc., JIMMA 16, 329.
272. G. Siebel, JIMMA 17, 799.
272b. K. Schneider, etc., JIMMA 25, 149.
273. A. S. Tikhonov, etc. (А. С. Тихонов и др.), Met A 6, 310110, 311427.
274. Anon., JIMMA 21, 640.
275. L. Grand, JIMMA 30, 231.
276. M. Ibaraki, etc., MA 2, 488, 1529.
277. 5. Frederick, etc., MA 2, 1401; Met A 2, 310216.
278. S. Seshan, etc., Met A 1, 510133.
279. H. Mat у j a, etc., Met A 1, 120165.
280. M. Tsuda, etc., Met A 3, 510392.
281. M. Suzuki, etc., Met A 4, 213170, 312281; 5, 310706.
282. H. Sutton, JIM 29, 633.
283. M. Goto, etc., JIM 36, 435.
284. /. T. Kolenov, etc. (И. Т. Коленов и др.), JIMMA 2, 670.
285. Anon., JIMMA 23, 23.
286. E. DiRusso, etc., JIMMA 27, 237.
287. G. Meynet, JIMMA 31, 968.
288. L. Grand, JIMMA 32, 725.
289. M. Drouzy, etc.. MA 2 543; Met A 6, 312814.
488

290. F. A. Badia, MA 2, 2008.
291. D. Mitkov, etc., Met A 2, 311489.
292. /. Alfaro, etc., Met A 1, 510353.
293. 5. Nishi, etc., Met A 2, 311421.
294. 5. Hajas, Met A 4, 310098.
295. 7\ Takahashi, etc., Met A 4, 530317; 5, 312603, 6, 312371.
296. 5. T. Abbate, etc., JIMMA 31, 630.
297. /. ?. Hanafee, JIMMA 32, 109, 630. TTMMA oo ,ю
298 M. B. Altman, etc. (Af. Б. Альтман и др.), JIMMA 32, 419.
299. W. A. Bailey, JIMMA 32, 1225.
300. T. I. Reshetnyak, etc., MA 1, 861, 919.
301. /. A. Catherall, etc., Met A 2, 311812.
303' У f^P'ortchik^t e\c2' (AX1 Я'. Поручиков и др.), Met A 5, 460005; 6, 460050.
303b. /С. Л/Лег, Met A 6 313616
304. 5. Nishi, etc., Met A 5, 312611. „WWA ,> rAe
305 0. (?. Urazov, etc. (Л Г. У разов и др.), JIMMA 3, 506.
306'. 5. Kondo, JIMMA 6, 302; 7, 8.
307 В. F. Grashenko (Б. Ф. Гращенко), JIMMA 10, 44.
308 A A Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 12, 171; 13, 6.
309! G. Caminade, JIMMA 18, 94.
310. /. /. Warga, etc., JIMMA 18, 254.
311. D. L. Colwell, JIMMA 21, 243.
312. F. H. Smith, JIMMA 22, 1026.
313. Anon., JIMMA 22, 1026.
314. Af. G. Gittins, etc., JIMMA 24, 899.
315. /. Barthelet, JIMMA 32, 741.
316. E. Schurmann, etc., Met A 2, 510486.
317. P. A. ParkhutikMc. (Я. А. Пархутик и др.), Met A 4, 310961.
318. G. G. Gauthier, JIMMA 5, 551, 771.
319. E. Bertrman, etc., JIMMA 24, 148.
320. A. A. Gorshkov, etc. (Л. А. Горшков и др.), Met A 2, 510419.
321. E. Schoner, etc., JIMMA 4, 86.
322. E. Krdner, JIMMA 4, 231.
323. R. B. Deeley, JIM 41, 439; 42, 436; 43, 451; 50, 294.
324. E. Grepaz, JIMMA 5, 618.
325. C. Panseri, etc., JIMMA 9, 237.
326. L. Grand, JIMMA 18, 106, 128.
327. P. Skulari, etc., JIMMA 27, 554.
328. L. T. Tushinsky, etc., JIMMA 32, 149.
329. P. A. Parkhutik, etc. (Я. А. Пархутик и др.), МА 2, 869.
330. A. P. Gudchenko (А. Я. Гудченко), MA 2, 1660.
331. M. B. Gokhshtein (M. Б. Гохштейн), Met A 4, 121338.
332. 5. Tour, JIM 42, 666; 43, 685; 44, 698.
332b. O. P. Borovitskaya, etc. (Г. Я. Боровицкая и др.), СА 79, 22759n.
332c. Af. B. Altman, etc. (Af. Б. Альтман и др.), WAA 7, 610028.
333. W. Thury, JIMMA 25, 591.
334. Z. Zlabek, Met A 5, 460099.
334b. Y. Tsumura, etc., Met A 6, 311631.
335. H. Wolf, JIMMA 15, 565.
336. R. Koula, etc., Met A 5, 310603.
337. R. Irman, JIMMA 8, 184.
338. H. Guth, JIMMA 11, 417.
339. W. Weleff, MA 2, 1744.
339b В. Е. Sandell, JIM 50, 477.
340. O. P. Brenner, etc., JIMMA 4, 598; 5, 4, 770.
341. F. Gatto, Aluminio, 1953, t. 22, p. 271.
342. Т. Е. Pardue, etc., JIMMA 21, 319.
343. V. Linicus, etc., JIMMA 2, 95, 281.
344. /. P. Doan, etc., JIMMA 16, 780.
345. /. E. Campbell, Met A 1, 310899.
346. N. Komatsu, etc., Met A 5, 310707.
347. Af. Prever, JIMMA 3, 146; 4, 4.
348. W. Koster, Z. Metallkunde, 1940, Bd. 32, S. 282
349. W. Koster, etc., JIMMA 16, 324.
350. P. Ludwik, etc., JIM 50, 626.
351. /. Pirs, Met A 5, 320118.
352. F. Bollenrath, etc., JIM 47, 578.
353. V. I. Kostenets (В. И. Костенец), JIMMA 14, 89, 93.
354. F. M. Howell, etc., Alcoa Res. Labs, Rep. 9—49—9. 1947.
355. F. Hickel, JIMMA 30, 169
356. P. Vachet, JIMMA 32, 281.
Шс M. F. Nikitina, etc. (Af. Ф. Никитина и др.), Met A 4, 310330, 311828.
?§' я т' ?aujman> etc., Met A 1, 312008.
360 /? i ^UdtOV (C' И- гУд™в), Met A 5, 311100.
з! Й-ЙЖ'^^.™
363. G. Guertler, etc., JIMMA Ц, 712.

364. A. R. Singer, etc., JIMMA 15. 264.
365. R. Develay, JIMMA 30, 585.
366. /. McKeown, etc., JIMMA 17, 912; 18, 94, 593.
367. K. Takeuchi, etc., MA 1, 383.
368. E. C. Kron, MA 2. 704.
369. E. V. Dewhirst, MA I. 1448.
370. M. V. Schwarz, JIMMA 6, 350.
371. F. Bollenrath, etc., JIMMA 12, 244, 317; 16, 122.
372. /. D. Olliff, etc.. Met A 2, 311115.
373. R. Sterner — Reiner, JIM 41, 591.
374. T. Okamoto, JIMMA 6, 94.
375. E. M. Onitsch — Modi.. JIMMA 20, 517.
376. B. E. Shabshaevich, Met A 1, 310820.
376b. /. Koritta, etc., Met A 2, П0667, 121483.
377. R. P. Wahi, etc., Met A 6, 311600.
378. P. Koetzschke, JIMMA 5, 474.
379. S. Nishi, etc., Met A 3, 310018.
380. R. Sterner - Reiner, JIMMA 13, 344.
381. R. M. Smith, JIMMA 26. 1024.
382. H. K. Barton, JIMMA 28, 465.
383. 5. /. Ashton, etc., JIMMA 29, 749.
384. 5. Gebalski, etc., JIMMA 30, 231.
385. /. L. Jorstad, Met A 1, 311889; 4, 510232; 5, 310342.
385b. R. F. Smart, etc., Met A 6, 610071.
385c. E. L. Rooy, Met A 6, 313308.
386. L. Pilissy, etc., Met A 5. 610197.
387. E. Meyer. Rassler, JIMMA 12, 103; 13, 115.
388. M. Kulm, etc., JIMMA 12, 172.
389. A. Buzanszky, JIMMA 27, 813.
389b. G. P. Borovitskaya, etc. (Г. П. Боровицкая и др.), Met A 6, 310755.
390. A. Michel, etc., JIM 40, 620.
391. G. Guertler, JIMMA 6, 170.
392. H. Vosskuhler, JIMMA 16, 476.
393. R. Cgevigny, etc., JIMMA 17, 334.
394. O. D. Sherby, etc., JIMMA 19, 763; 20, 79; 21. 515.
395. H. A. Sailer, etc.. JIMMA 21, 20.
396. H. Unkel, JIMMA 32, 629, 631.
397. A. I. Simkov (А. И. Симков), MA 1, 1367.
398. /. Henderson, etc., MA 1, 1367.
399. K. Takeuchi, etc., Met A 1, 312043.
400. L. Mori, etc., Met A 1, 310963.
401. L. Mori, Met A 2, 311636, 312000; 4, 310882.
402. R. Dovelay, JIMMA 32, 541, 1367.
402b. G. Foerster, Met A 6, 311170.
402c. L. P. Karjalainen, Met A 6, 310256.
403. H. W. Gillett, С А 23, 4431.
404. P. Ludwik, etc., JIM 43, 583.
405. H. Frankemberg, С А 28, 4354.
406. R. L. Templin, JIM 53, 489; JIMMA 6, 449.
407. F. M. Howell, etc., CA 32, 4491.
408. E. B6hm, JIMMA 5, 430.
409. H. Reininger, JIMMA 19. 517.
410. G. W. Stickley, etc., JIMMA 18, 17; 19, 516.
411. R. L. Templin, ASTM Proc, 1954, v. 54, p. 641.
412. A. R. Woodward, JIMMA 23, 1052.
413. M. Holt, JIMMA 23, 412.
414. A. Massa, JIMMA 29, 874.
415. /. Coupry, Met A 1, 311976.
416. H. Westhoft, JIMMA 6, 657.
417. /. D. Grogan, J. Inst. Metals, 1926, v. 36, p. 269.
418. G. Gurtler, JIMMA 7, 264.
419. /. Wood, JIMMA 19, 108.
420. V. L. Davies, etc., MA 1, 1080.
421. M. Ochiai, etc., JIMMA 32. 534.
422. E. Siebel, etc., JIMMA 10, 124; 13, 291.
423. /. P. Nielsen, etc., JIMMA 18, 513.
424. H. Kessler, etc., JIMMA 23, 929; 24, 895; 25, 292.
425. С. Т. Liu, etc., MA 1, 13G7.
426. W. Eppreecht, Met A 1, 30269.
427. N. Iguchi, etc., Met A 4, 320653; 6, 311633.
428. Z. Marsak, Met A 5. 110215.
429. R. Irmann, JIM 53, 295.
430. H. Shinjo, etc., Met A 4, 312280.
431. R. Hinzmann, etc., JIMMA 4, 417, 430.
432. /. С Wagner, JIMMA 24, 195.
433. Anon., MA 1, 960.
434. Anon., Met A 1, 510062.
435 G. Vandelli, Met A 1, 311147.
436. R. F. Smart, Met A 5, 510374.
436b. V. P. Salnikov, etc. (В. П. Сальников и др.), WAA б, 610451.
490

437. G. Niemann, etc., JIMMA 22, 741.
437b. Anon., JIMMA '25, 243.
438. D. Basch, etc., JIM 32, 683; 35, 819; 36, 458, 636.
439. Wawrzinisk, JIM 43, 4^5, 505; 50, 303.
440. O. Spengler, etc., JIM 50, 24.
441. E. K. Schmidt, JIM 50, 357, 737.
442. E. E. Thum, etc., JIM 4, 391.
443. K. R. Dietrich, etc., JIMMA 3, 79.
444. G. Wetter, etc., JIMMA 5, 94.
445. G. Schikorr, JIMMA 5, 593.
446. H. Vosskuhler, JIMMA 5, 541; 6, 361.
447. O. Cerioli, JIMMA 11, 407.
148. /. R. Townsend, etc., CA 34, 5032. ТТХЯ1кЯА 1Л fto,
449. 5. V. Litvinovitch (С. В. Литвинович) JIMMA 10, 281.
450 Af N. Rozov, etc. (Af. H. Розов и др.), JIMMA 10, 144.
451.' G. Schikorr, etc., JIMMA 11, 15.
452 A Faravelli JIMMA 10, 242.
453* A M Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 12, 43.
454! Af. Voter. JIMMA 12, 212
454b. H. Nowotny, JIMMA 15, 407.
455 R. B. Mears, etc., JIMMA 14, 381.
456*. Y. A. Klyachko (Ю. А. Клячко), CA 44, 7742.
457. /. /. Bowman, etc., JIMMA 17, 801.
458. /. Obinata, etc., JIMMA 22, 1053.
459. H. Kessler, JIMMA 21, 627.
460. C. /. Walton, etc., JIMMA 22, 879.
461. L. H. Adam, etc., JIMMA 23, 456.
462. G. Schikorr, JIMMA 29, 159; 32, 903.
463. H. Vosskuhler, etc., JIMMA 29, 889.
464. K. Videm, JIMMA 30, 315.
465. G. Schikorr, JIMMA 32, 903.
466. H. С Bowen, MA 1, 437.
467. G. Lescenco, etc., Met A 3, 350435.
468. E. K. Holz, Met A 3, 510058.
469. D. F. Chernege, etc., Met A 3, 351325.
470. 5. Fujino, etc., JIMMA 30, 676.
471. E. Maass, etc., JIM 38, 435; 43, 493; 50, 229.
472. 5. V. Litvinovich (С. В. Литвинович), JIMMA 10, 281.
473. D. G. Lees, JIMMA 19, 613, 865; 20, 263.
474. H. Kessler, etc., JIMMA 25, 112.
475. Anon., Met A 1, 350646.
476. 0. Benzi, Met A 2, 351080.
477. 5. B. Twiss, etc., JIMMA 24, 385.
478. H. Spindler, JIMMA 32, 1151.
479. E. Aas, etc., MA 1, 1985.
480. /. B. Gnanamoorthy, etc., Met A 3, 350001.
481. L. Reschke, etc., JIMMA 13, 12.
482. D. L. Colwell, JIMMA 17, 658.
483. Y. Yanagida, etc., Met A 2, 351269.
484. L. Losana, JIM 38, 402.
485. E. Scheuer, CA 26, 677.
486. T. Morinaga, JIMMA 3, 113.
487. R. Irmann, JIMMA 3, 507; 6, 141, 546.
488. L. W. Eastwood, etc., JIMMA 7, 393.
489. W. Sicha, etc., JIMMA 17, 207.
490. W. R. Jones, etc., JIMMA 20, 237.
491. B. B. Gulyaev, etc. (В. В. Гуляев и др.), JIMMA 23, 48,.
492. 5. Feliu, etc., JIMMA 32, 148.
493. Af. R. Sheshradri, etc., MA 2, 125.
494. /. Vignau, Met A 1, 320459, 510551.
495. G. Angelov, Met A 2, 510728; 4, 510425.
496. Af. N. Galkin, etc. (Af. H. Галкин и др.), Met A 3, 510720.
497. G. Barlow, etc., Met A 3, 510649.
498. E. V. Polyak, etc. (Э. В. Поляк и др.), JIMMA 14, 44.
499. V. Kondic, etc., JIMMA 17, 852.
500. R. J. Anderson, JIM 27, 506; 31, 409; 35, 818.
501. С Mascre, JIMMA 25, 290.
502. A Courty, JIM 43, 676; 47, 238, 407, 572; 50, 388; 53, 267,
503. A. V. Zeerleder, etc., CA 29, 3278.
504 V. M. Pljazky, JIMMA 2, 622.
504b. U. Heilscher, Met A 6, 510705.
505. P. Gramdier — Vazeille, etc. Met A 4, 510473.
5°6" 351 A' Bochvar' etc- <Л> А- Бочвар н др.), JIMMA 7, 507; 10, 136, 346; 13, 288, 347,
ы1' %¦ Sci}euer, JIMMA 2, 534.
SSu м S*heuer> etc., JIMMA 18, 475.
ЧМ p ' Rr°^' etc- Met A 6' 221048-
™ §' f' Hliloi; MA 2' 1482-
Vu n 6 ™aha.devan> etc., Met A 1, 510292; 2, 510210.
511. D. R. Irani, etc., Met A 3, 510248.
491

511b. R. Meharbian, etc., Met A 6, 510671.
512. E. Scheuer, etc., JIMMA 22, 223.
513. W. Mannchen, JIMMA 18, 552.
514. D. F. Chernega, etc., Met A 1, 110100, 430114.
515. A. V. Kurdyamov, etc. (А. В. Курдюмов и др.), Met A 3, 510010.
516. 5. Gadea, etc., Met A 4, 231072.
517. V. V. Migalev, etc. (В. В. Мигалев и qj).), Met A 5, 510181.
518. L. Pilissy, etc., Met A 4, 460033.
519. H. Brown, JIMMA 15, 293
519b. S. Holovek, WAA 7, 330030.
520. V. P. Khramov, etc. {В. П. Храмов и др.), Met A 3, 510322.
521. К. I. Vashchenko, etc. {К. И. Ващенко и др.), Met A 5, 510038.
522. Y. P. Poruchnikov, etc. (Ю. П. Поручиков и др.), Met A 5, 510037.
523. N. Mannchen, etc., JIMMA 27, 533; MA 1, 885.
523b. 5. Chatterjee, etc., Met A 6, 121389.
524. V. V. Zaboleev — Zotov, etc. (В. В. Заболеев — Зотов и др.), JIMMA 26, 563.
525. А. N. Yakubovich, etc. (A. H. Якубович и др.), Met A 5, 510228.
525b. G. Angelov, WAA 6, 530021.
526. M. B. Altman, etc. (M. Б. Альтман и др.), JIMMA 27, 755.
526b. H. M. Kwon, etc., WAA 6, 530303.
526c. /. /. Sidorin, etc. (Я. И. Сидорин и др.), СА 78, 61281z.
527. H. J. Seemann, etc., MA 2, 488.
528. P. D. Southgate, JIMMA 25, 251.
529. F. A. Claro, etc., Met A 4, 121392.
530. N. R. Pillai, Met A 5, 121180.
531. K. Yasuda, JIMMA 26, 200.
532. L. 5. Ball, etc., Met A 4, 120466.
533. R, J. Anderson, etc., CA 14, 2157.
534. E. Meyer — Rassler, etc., JIMMA 13, 159, 348.
535. V. Schumacher, etc., MA 2. $>40, 1701, 1855.
536. Anon., JIM 53, 377.
537. W. Kotte, etc., JIMMA 17, 949.
538. A. Logan, JIMMA 24, 195.
539. /. Obinata, etc., JIMMA 27, 55.
539b. M. B. Gokhshtein. etc. (Af. Б. Гохштейн и др.), Met A 7, 120192.
540. В. A. Fomin, etc. (Б. А. Фомин и др.), JIMMA 29, 851.
541. A. Roth, etc., JIMMA 11, 216; 13, 205.
542. L. Guillet, JIM 31, 515.
543. N. Parravano, etc., JIM 34, 420.
544. Anon., JIM 38, 412.
545. E. Scheuer, JIM 53, 616; JIMMA 2, 462.
546. /. Czochralski, etc., JIMMA 4, 85, 494; 5, 838; 8, 1.
547. H. Koto, JIMMA 2, 378.
548. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 4, 664; 7, 154.
549. D. A. Petrov, etc. (Д. А. Петров и др.), JIMMA 4, 665.
550. Anon., JIMMA 4, 14.
551. K. Gundermann, JIMMA 6, 428.
552. V. M. Plyatsky, CA 35, 3944.
553. A. I. Baikov (А. И. Байков), JIMMA 10, 137.
554. С. Е. Ransley, etc., JIMMA 18, 93.
555. /. Duport, etc., JIMMA 18, 128.
556. E. Scheuer, JIMMA 19, 109, 827.
557. L. Grand, JIMMA 19, 471; 20, 291.
558. B. Diadoro, JIMMA 23, 223.
559. Anon., JIMMA 23, 843.
560. E. A. Boom, JIMMA 28, 173.
561. H. Bohm, JIMMA 27, 593.
562. R. A. Zuech, JIMMA 27, 337.
563. /. Sulzer, JIMMA 29, 265.
564. A. A. Ryzhikov, etc. (А. А. Рыжиков и др.), Met A 2, 510197.
565. M. B. Altman, etc. (M. Б. Альтман и др.), Met A 2, 430216.
566. /. Imre, etc., Met A 4, 510273.
566b. H. Riedelbauch, etc., Met A 4. 430182; 6, 510417.
566c. K. Alker, Met A 6, 530034.
566d. W. Barth, Met A 7, 430061.
567. E. A. Boom (E. A. Bom). Met A 6, 720053.
568. Anon., JIMMA 2, 147.
569. A. I. Patsiornykh, JIMMA 20, 332.
570. F. de Thierry, JIMMA 23, 411.
571. 5. Gallo, JIMMA 26, 199, 339.
572. /. Koritta, etc., JIMMA 26, 785.
573. K. Schneider, JIMMA 28, 525.
574. E. DiRusso, etc., JIMMA 28, 753.
575. 5. S. Bhatnagar, etc., MA 1, 1448; Met A 1, 510322.
576. 5. Morita, etc., MA 2, 966.
577. E. DiRusso, MA 2, 296.
578. A. P. Bates, etc., MA 2, 125.
579. N. R. Pillai, etc., Met A 2, 120081.
580. T. Kawasaki. Met A 3, 120056.
581. У. P. Telang, JIMMA 32, 147.
49,2

582. А. С. Blackall, JIM 32, 12.
583. V. О. Gagen - Torn, etc., JIMMA 2, 671; 3, 587.
584. /. Igarashi, etc., JIMMA 4, 86.
585. V. Л. Bobrov (В. А. Бобров), JIMMA 13, 63.
586. P. Bastian, JIMMA 15, 3.
587. C. Panseri, JIMMA 25, 147.
588. S. Terai, etc., JIMMA 32, 1163.
589. H. Unkel, JIMMA 5, 625.
590. IF. Timmerhoff, etc.. JIMMA 9, 222; 10, 3661.
591. A. Gangulee etc MA 2,^2008.
593." Г LNovikov. etc. (#! И! Новиков и др.), JIMMA 31, 701, 908; MA 1, 226, 1882; 2,
594. M.'Sugiyama, etc.. Met A 2 510529.
595. P. Ramakrishnan, Met A 5, 540127.
597.' K. Af° "p'ogodina — Alekseeva, etc. (/C. Af. Погодина —Алексеева и др.), Met A 3,
598 / Miitra etc., Met A 4, 140062.
599* S / Spektorova, etc. (С. Я. Спекторова и др.), Met A 5, 560146.
600 R A Quadt, etc., JIMMA 16, 90; 17, 461; 20, 291.
601' /.' Dornauf, JIM 53, 572; JIMMA 2, 8.
602' A. M. Korolkov, etc. (A. M. Корольков и др.), JIMMA 12, 198.
603. R. E. Spear, etc., JIMMA 16, 836.
604. /. A. Nikiforov (И. А. Никифоров), JIMMA 27, 83.
605. С Panseri, etc., JIMMA 29, 873.
606. 5. Hukai, etc., JIMMA 32, 794.
606b. 5. Anjot, Rev. Aluminium, 1965, N 333, p. 855.
606c. /. V. Oryshich, etc., Met A 7, 120094.
607. G. Schott, Met A 6, 140105.
608. K. Anderko, etc., Met A 6, 140260.
609. F. Jeglitsch, Met A 3, 210348.
610. L. Guillet, JIM 43, 443.
611. K. Qrassmann, etc., JIMMA 10, 202.
612. G. N. Reinemann, etc., JIMMA 27, 237.
613. A. J. Bryant, MA 2, 1033.
614. R. H. Harrington, JIMMA 11, 40, 176.
615. /. Katz, MA 1, 1977.
616. F. J. Kievits (Ф. #. Кивиц), MA 2, 1724.
617. Y. M. Leibov, etc. (Ю. М. Лейбов и др.), Met A 4, 140371.
618. О. Gurtler, etc., JIMMA 17, 425.
619. N. N. Buinov, etc. (H. H. Буйное и др.), JIMMA 21, 604, 605.
620. К. Kimura, etc., Met A 5, 560032, 560033.
621. S. /. Spektorova, etc. (С. И. Спекторова и др.), Met A 5, 560146.
622. R. S. Jamison, JIMMA 22, 596.
623. G. B. Olson, JIMMA 24, 285.
624. V. G. Vorobev, etc. (В. Г. Воробьев и др.), JIMMA 32, 73.
624b. Anon., Met A 6, 560118, 560119, 560120.
625. E. Scheuer, JIM 44, 666; 47, 564.
626. E. J. Riddle, JIMMA 6, 273; 7, 322.
627. G. G. Landis, JIMMA 14, 285.
628. W. I. Poumphrey, JIMMA 21, 291; 23, 698.
628b. F. Eichorn, Met A 6, 551319.
629. Anon., Met A 4, 510446.
630. P. I. Houlderoft, etc., JIMMA 26, 209
630b. /. Ruge, etc., Met A 6, 551318.
631. F. G. Nelson, etc., MA 1, 1968.
632. W. J. Werner, etc., Met A 5, 550612,
633. H. Mader, JIMMA 12, 421; 18, 699.
634. D. C. G. Lees, JIMMA 14, 274; 15, 435; 17, 253, 702, 801.
635. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 16, 197.
636. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 16, 698; 17, 305, 425, 798, 801; 18, 562; 20, 926, 1045.
637. M. Buckley, JIMMA 16, 787.
638. D. G. Lees, CA 43, 6959.
«39. W. Patterson, JIMMA 22, 383.
с!?' m V Ava-byan, etc. (С. В. Авакян и др.), JIMMA 21, 686.
tlo fr' i' РитРпгеУ> ЛММА 23, 698.
IaI' kj a/ L"shk°> etc. (Я. Ф. Лашко и др.), JIMMA 25, 261.
й?" X* i/ ^laSoleva, etc. (Я. Н. Глаголева и др.), JIMMA 25, 845.
йк v л ?аЩаго<>> etc. (Af. В. Захаров и др.), ЛММА 30, 177.
«;« т' * S™olyanitsky, etc. (Ю. А. Смоляницкий и др.), ММА 29, 450.
646. Т. Fukui, Met A 4, 550075.
647. Н. Mader, JIMMA 18, 699.
til' Ь* и* S- Van Someren, JIMMA 22, 1222.
650 м й *aiakovics> ЛММА 10, 13; 11, 115, 180.
64?" m ?ater> JIMMA 3, 479.
652 T *'uTenn,er' JIMMA 22, 1112.
653 A' wHnerud' JIM 47» 601.
6W V DarlCk^ etc" JIMMA 4, 206.
0**. V. D. Turktn, etc. (В. Д. Туркин и др.), JIMMA 15, 262.
493

655. Anon., JIMMA 14, 227.
656. N. A. Pleteneva, e,.c. (Я. А. Плетнева и др.), JIMMA 17. Я99, 600
657. И. Lihdquist, JIMMA 20, 238; 21, 929.
658. G. G. Bech, JIMMA 32, 1070.
659. S. Zaima, MA 1, 464.
660. T. Morinaga, etc., MA 1, 1785.
661. W. L Sully, Met A 1, 530256.
662. K. Sato, etc., Met A 3, 530260; 4, 530318.
663. S. Hori, etc., Met A 4, 530128; 6, 530157.
664. L. Jenicek, etc., Met A 3, 530307.
665. /. Popescu, Met A 5, 530225.
666. 5. Saima, etc., Met A 2, 530190; 3, 530160; 6, 530154, 530156, 530161, 5301Г2
666b. /. Alfaro, WAA 7, 330029.
666c. 5. Muramachi, etc., WAA 7, 420002.
667. Anon., JIMMA 20, 517.
668. F. Hayama, JIMMA 20, 686.
669. 5. Muromachi, etc., Met A 3, 530211; 6, 530195, 530200.
670. W. Ruegg, JIMMA 30, 620.
671. C. A. Queener, etc., MA 2, 775.
672. R. C. Lemon, JIMMA 32, 155, 741.
673. R. E. Green, MA 1, 790.
674. S. Zaima, etc., Met A 3, 530311; 4, 530080, 530243.
675. F. Keller, etc., JIMMA 6, 359, 360.
676. A. W. Brace, JIMMA 25, 271.
677. /. Cote, etc., Met A 3, 570372.
678. H. Fischer, JIMMA 18. 41.
679. H. Richaud, JIMMA 27, 327.
680. E. Block, etc., JIMMA 30, 681.
681. 5. Terai, etc., JIMMA 32, 305.
682. H. Richard, etc., MA 2, 244.
682b. T. Takahashi, etc., Met A 6, 570186.
683. N. P. Tomashov, etc. (H. Д. Томашов и др.), Met A 4, 570239.
684. A. Buckeley, JIMMA, 27, 573.
Сплавы Mg2Si
Главными легирующими компонентами сплавов данной группы являются
магний и кремний, образующие соединение Mg2Si. Часто вводят такие
элементы, как марганец или хром, нейтрализующие отрицательное действие
железа; иногда добавляют небольшие количества меди или цинка (в целях
упрочнения без заметной потери сопротивления коррозии), бора в провод-
проводниковые материалы (для удаления титана и ванадия), циркония или тита-
титана (с целью измельчения зерна). Свинец и висмут иногда вводят для
улучшения обрабатываемости резанием, но здесь они менее эффективны, чем
в сплавах без магния.
Состав сплавов промышленного применения имеет следующие пределы,
%: 0,2—1,5 Mg; 0,2—2 Si; 0—1,5 Mn; 0—0,5 Cr; 0—2,0 Си; 0—2,5 Zn;
0-0,3 В, Ti, Zr; 0—1 Pb, B.
Точное соотношение Mg : Si, необходимое для образования фазы Mg2Si,.
равно 1,73, однако практически большинство сплавов содержит в избытке
либо магний, либо кремний. При избытке магния происходит улучшение
коррозионной стойкости, но понижаются прочность и способность к формо-
формообразованию; при избытке кремния наблюдаются повышение прочности без
ухудшения способности к формообразованию и свариваемости, но возникает
некоторая склонность к межкристаллитной коррозии.
Структура сплавов рассматриваемой группы относительно проста:
главным упрочнителем при искусственном старении является фаза Mg2Si.
В случае присутствия достаточного количества меди и кремния эта фаза
частично замещается фазой Cu2Mg8Si6Al5, которая также дает некоторое
упрочнение при естественном старении. Железо может присутствовать в виде
соединений FeAl3, FeAl6, iFe2SiAl8 (рис. 210) или FeMg3Si6Al8 в сплавах, не
содержащих марганец и хром [1—4]; в сплавах с марганцем и хромом
железо вступает во взаимодействие с этими элементами [5, 5Ь]. Цинк на-
находится в твердом растворе; бор, титан и цирконий редко добавляют в
количествах, достаточных для образования различимых соединений. Ука-
Указывается [5 с] на сфероидизацию фазы Mg2Si в результате присадок
фосфора, серы, теллура, хлоридов железа и иода. В табл. 66 приведен
фазовый состав данных сплавов.
494

а —центр крупного слитка, грубая сет-
сетка из Fe2SiAl8 н Mg2Si; б — меньший
слиток с лучшим охлаждением, струк-
структурные составляющие тонкого строения-
в-сплав с 1% Si; 0,7% Mg; 0,5% Мп;
0,3% Fe; литье в металлическую форму,
фаза Mg2Si темная, фаза (FeMnKSi2Al,6
серая. Без травления, Х500
Параметр решетки промышленных сплавов определяется содержанием
магния и кремния. Медь, марганец, хром и цинк обычно присутствуют
в слишком малых количествах, чтобы оказать ощутимое воздействие;
элементы влияют не существенно. В боль-
элементов (помимо магния и кремния) зна-
содержании, редко превышающем 3%.
промышленных сплавов не отличаются
сплавов или даже чистого алюминия.
495
железо, титан, бор
шинстве сплавов
чительно ниже
Следовательно,
значительно от
и другие
количество
1% при суммарном
многие свойства
свойств тройных
Рис. 210.
0,25% Fe.
pa, X500:
Сплав с 0,5% Mg; 0,4% Si;
Травитель — реактив Келле-

Таблица 66
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ Al-Mg2Si
Соотношение и содержание элементов и образующиеся фазы
Mg<0,3% Mg>0,3% . Cu>0,l%; Si>Mg m Fe>0,5%; Si>Mg
В твердом растворе Mg2Si Cu2Mg8SieAl6 FeMg,SieAl8
Mg
Si<0,2% ш Si>0,2% . Cu>0,l%; Si>Mg. Fe>0,5%; Si>Mg . "Mg<2Si; Fe>»/,Si . Mg<2Si; Fe<Si. Mn или Сг>0,1%
В твердом ' Mg2Si ' Cu2Mg8SieAl6 ' FeMg3SieAl8 * Fe2SiAl8 ' FeSiAl6 ' (FeMnKSi,Alle
растворе или
(CrFeLSi4Al18
Si
Mg>2 Si . Mg<2 Si m Si>2Fe; Si>Mg. Si<Fe; Si>Mg# Mn или Сг>0,1%; Si<0,6 Mg t Mn или Сг>0,1%; Si>Mg
FeAl3 или ' Fe2SiAl8 ' FeSiAl6 ' FeMg3SieAl8 ' (FeMn)Ale или (CrFe)Al7 ' (FeMn),Si2Al,,
FeA1* или (CrFeLSi4Alt,
6
Fe
Mg>2 Si . Si>Mg
(CrFe)Al, ' (CrFeLSi4Al18
Cr 1
Cu<0,3% . Mg=l,2-2S1; Cu>0,3% . Si=Mg; Cu>0,3%
В твердом растворе ' CuMgAl2 Cu2Mg8SieAle
Cu
Mg>2 Si m Si^Mg
(FeMn)Ale ' (FeMnJ.SUAlu
Mn
Zn<0'5% ; PbMg2; Bi,Mg8
В твердом растворе
Zn;
Pb; Bi
* При быстром охлаждении может образоваться фаза FeAle, которая в процессе гомогенизации и последующей обработки переходит в
равновесные соединения.
496

Поверхностное натяжение^ плотность, термическое расширение, изменение
оазмеров при старении, удельная теплоемкость, усадка при затвердевании
и темпеоат\фа соответствующая сверхпроводимости, в пределах ошибки
измерений соответствуют значениям этих характеристик для высокочистых
сплавов или чистого алюминия. Теплопроводность примерно на 10—20%
ниже теплопроводности чистого алюминия и составляет порядка
20-10-2 Вт/(м-К) в интервале 77—477 С [6—8].
Упрпкнпр опектоосопротивление несколько выше, чем у тройных спла-
сплавов аТ-М^-1Г *i равно примерно 3,0-3,2.10-» Ом-м EO-55o/o JACS)
для сплавов с 0,4—0,5% Mg и с небольшим избытком кремния в искусст-
искусственно состаренном состоянии. При повышенных содержаниях магния,
марганца и меди электропроводность уменьшается, она также ниже в есте-
естественно состаренном состоянии, но может достигать 55—601% JACS в отож-
отожженном состоянии [9—22]. С понижением содержания магния и кремния
электропроводность повышается, но понижается прочность '[23—25]. Высокая
электропроводность F3t% JACS) может быть также получена при сущест-
существенном избытке магния, а также в результате отжига, способствующего
выделению всей фазы Mg2Si; однако механические свойства будут при этом
низкими [26]. Увеличение количества железа или кремния от 0,2 до 2;%
снижает электропроводность на 10% [18, 27—32]. Хром, марганец и осо-
особенно титан, ванадий и цирконий заметно понижают электропроводность;
добавки бора, который выводит эти элементы в виде боридов, используют
для проводниковых материалов [A7, 20, 33, 33b]. Предпринимались попытки
(не слишком успешные) вводить литий и кальций для того, чтобы связать
избыток кремния и таким образом повысить электропроводность [10, 12, 33].
Исследована взаимосвязь удельного электросопротивления и прочности
[34]. Температурный коэффициент электросопротивления такой же, как у
тройных сплавов, и составляет порядка 3,7-10~12 Ом-м/К [11, 35, 36],
Сплавы Al—Mg—Si наиболее устойчивы к искрообразованию среди других
алюминиевых сплавов; добавки бериллия повышают эту стойкость [37].
Сплавы, приготовленные из 99,99% А1, после электрополирования и аноди-
анодирования имеют коэффициент отражения около 85% [38, 39].
Механические свойства промышленных сплавов находятся в интервалах,
указанных в табл. 67; более высокая прочность достигается в результате
холодной деформации после старения [1, 2, 9, 11—13, 15, 17—20, 27—29, 31,
40—81].
Таблица 67
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ Al—Mg2Si
Термообработка
0
Т4
Т6, Т8
F
Т4
Т6
HV, МН/м*
вв, мн/м2
ао,2, МН/м2
Деформированное состояние
400—800
600—1000
300—1200
100—150
120—250
200—450
Литое состояние
500—800
600—800
800—1100
100—200
100—250
200—350
50—100
70-150
150—350
50—150
100—200
200—300
б, %
15—25
15—25
6—20
1—3
1—6
0—2
На рис. 137—139 (см. систему А1—Си—Mg—Si) показано влияние
магния, кремния и меди на свойства высокочистых сплавов. Прочность
промышленных сплавов, особенно сплавов, содержащих марганец или хром,
примерно на 10% выше указанных значений. Применение высоких скоростей
ДеФормации несколько повышает свойства [82—88]. Нейтронное облучение
заметно не влияет на механические свойства [89], если количество крем-
497

ния, претерпевшего превращение, не очень велико [89 Ь]. Сплавы в полно-
полностью упрочненном состоянии показывают некоторую склонность к интер-
кристаллитным разрушениям при испытании на растяжение [90, 91], но
добавки марганца уменьшают эту склонность [91Ь]. Пластинчатые выде-
выделения кремния, вероятно, вызывают эту хрупкость [91с]. Прочность при
сжатии практически равна прочности при растяжении даже при повышен-
повышенных температурах [92, 93]. Сопротивление срезу составляет порядка 70%
от прочности при растяжении и несущественно изменяется в результате
понижения температуры или ядерного облучения [94, 95]. Ударная вязкость
по Шарпи находится в пределах от 10—20-104 (для фасонных отливок)
до 30—40-Ю4 Н/м (для деформируемых полуфабрикатов) [96—99]. Модуль
упругости составляет около 65 ГН/м2 [11]. Чувствительность к надрезу
очень низкая i[100—103].
Предел усталости деформируемых полуфабрикатов составляет порядка
80—120 МН/м2 [104—111] и, как обычно, сильно зависит от условий
испытания, коррозионных поражений, надрезов и чистоты поверхности об-
образца [106, 112—124]. Небольшая степень холодной деформации не влияет
на сопротивление усталости, а значительная деформация уменьшает ее
[125]. Исследовано распространение усталостной трещины [126—130].
При понижении температуры прочность растет и при —203°С она на
80% превышает прочность при комнатной температуре без заметной потери
пластичности и вязкости разрушения [96, 102, 131 —148]. С повышением
температуры происходит разупрочнение, причем менее интенсивное, чем у
других сплавов, и примерно такое же, как у чистого алюминия [27, 93,
149—1531; удлинение при этом растет (см. рис. 224). Если нагрев окру-
окружающей " атмосферы опережает нагрев металла, то возможно дополнитель-
дополнительное разупрочнение [152 Ь].
Одна из важных особенностей данных сплавов состоит в том, что
в недостаренном состоянии их коррозионная стойкость не ухудшается.
Поэтому они относительно не чувствительны к длительным выдержкам при
температурах чуть выше обычных и к коротким выдержкам в температур-
температурном интервале 77—327°С. Это представляет особую ценность для сплавов,
используемых в качестве электрических кабелей. Благодаря этому кабели
могут выдерживать перегрузки, а при обледенении возможен их разогрев
импульсом тока без риска потери прочности [35, 46, 152, 154, 154 Ь].
Однако периодические высокотемпературные нагревы суммируются и в ко-
конечном счете ведут к разупрочнению [155].
Предел ползучести чуть ниже предела текучести при отсутствии пол-
ползучести при комнатной температуре; он уменьшается пропорционально росту
температуры [23, 83, 93, 155 b—163]. Отмечается высокое сопротивление
ползучести (при электропроводности свыше 50% JACS) у сплавов, содер-
содержащих ~ 1 % Mg2Si и небольшие количества меди, никеля, марганца, бе-
бериллия и циркония [164].
Как показано на рис. 137—139, в основном содержание Mg2Si опре-
определяет механические свойства, однако все другие добавки вносят свой
вклад. С одной стороны, при избытке магния увеличивается прочность,
особенно в отожженном состоянии, но понижается степень разупрочнения
при отжиге и способность к формообразованию [27, 49, 53, 64, 165, 165 Ь].
С другой стороны, при избытке кремния растут и прочность, и пластичность
[18, 28, 53, 54, 61, 63, 80, 99, 165Ь]. Эффект упрочнения от железа не превы-
превышает 0,8—0,9% [И, 30, 59, 80, 166—170] при резкой потере пластичности, осо-
особенно это относится к фасонным отливкам [55]; в присутствии марганца воз-
возможен некоторый рост вязкости [170Ь]. Марганец, хром, титан и цирконий
несколько упрочняют сплавы [41, 49, 54, 80, 81, 166, 168, 171 — 174]. Медь за-
заметно увеличивает прочность [49,53,61,165,168,175—178]. Никель не улуч-
улучшает свойства [176].
Как указывалось в главе о тройных системах, потенциал алюминия
существенно не изменяется от присутствия Mg2Si, ^ и рассматриваемые
сплавы обладают очень хорошей коррозионной стойкостью во всех со-
состояниях. Избыток кремния может привести к образованию приграничной
498

зоны, свободной от выделений, которая, являясь анодом по отношению
к матрице делает сплавы склонными к межкристаллитнои коррозии.
Сказанное'относится и к промышленным сплавам: их сопротивление корро-
коррозии очень высокое, хотя несколько уступает чистому алюминию или сплавам
А1—Мд [179 220]. Однако сплавы, содержащие более чем 0,3—0,4% ^и
или избыток кремния, иногда склонны к межкристаллитнои коррозии
/1тх„ 91 м и к коррозии под напряжением, особенно в искусственно со-
йаренном состоянии [52, 63, 105, 166, 171, 174-178, 221-229]. При содержа-
содержании моли ло 0 3—0,4% снижается глубина питтингов с незначительным
увеличением потери массы [175-178, 228 Ь, 230]. Железо и никель умень-
уменьшают сопротивление коррозии за счет усиления питтинговой коррозии [18,
Рис. 211. Ирригационная тру-
труба из сплава с 0,4% Si; 0,6%
Mg; 0,25% Fe. Межкристал-
литная коррозия. Трави-
тель — реактив Келлера,
ХЮ0 (Alcoa Research Labo-
Laboratories)
30, 59, 166, 170, 176, 230]. Марганец и хром абсорбируют железо и нейтра-
нейтрализуют его вредное воздействие; они также взаимодействуют с избыточным
кремнием и способствуют уменьшению его влияния [41, 166, 170, 172, 179].
Цинк, подобно магнию, сдвигает потенциал матрицы в отрицательную
сторону, но в количестве до 0,5% практически не влияет на коррозионную
стойкость [49, 176, 177]. Изучена кавитационная эрозия сплавов \[231].
Заклепки из сплавов А1—Mg—Si, используемые при соединении листов
сплавов А1—Си, быстро разрушаются в коррозионных условиях [232].
Ряд сплавов, используемых для фасонных отливок, содержит примерно
2% Si, менее 1% Mg и иногда марганец. Литейные свойства этих сплавов
плохие; количество эвтектики небольшое и не обеспечивает хорошую
жидкотекучесть. Наилучшими литейными свойствами обладают сплавы с
2,% Si [233—236]. Сплавы мало чувствительны к условиям литья; перегрев
расплава незначительно сказывается на их свойствах [237, 238], однако
большие междендритные пространства могут снизить восприимчивость к
термической обработке [47]. В слитках непрерывного литья может быть
ощутимой ликвация кремния [239]. Горячеломкость — наивысшая у сплавов,
расположенных вдоль разреза Al—Mg2Si, снижающаяся при избытке
и магния, и кремния. Она достигает максимума при ~0,5% Mg2Si [240,
241]. Внутренние растягивающие напряжения в слитках непрерывного литья
могут привести к аномальному росту зерна в процессе гомогенизации
(рис. 212). Свойства массивных штамповок очень чувствительны к форме,
в виде которой присутствует Mg2Si [242]. Большое количество двойников
повышает анизотропию пластичности [243].
Гомогенизация заготовок улучшает обрабатываемость давлением в го-
горячем состоянии [244, 245]. Она особенно благоприятна при проведении
последующего медленного охлаждения с целью выделения и сфероидизации
Mg2Si (рис. 213). Материал с грубыми частицами выделений Mg2Si дефор-
деформируется вгорячую лучше, чем материал с тонкодисперсными выделениями,.
499

Рис. 212. Слиток, охлажденный водой и гомогенизированный при 597°С, 12 ч:
а — аномально крупные зерна. Травитель — реактив Тукера, Х'А; б — слева часть круп-
крупного зерна, справа — зона с обычным размером зерна. Травитель — реактив Келлера,
Х100
препятствующими движению дислокаций [246, 247]. При двухступенчатой
гомогенизации с высокой температурой второй ступени E77°С) достигается
максимальная однородность структуры [248, 249]. Проведено исследование
образования равновесных фаз в процессе гомогенизации [249 Ь]. Предложе-
Предложено использовать для гомогенизации тепло от литья слитков [249 с]. Мо-
Модифицирование ведет к улучшению поверхности прессованных полуфабри-
полуфабрикатов, но ухудшает способность к формообразованию [250, 250 Ь]; при
небольших междендритных пространствах способность к формообразованию
улучшается [247].
500

Рис. 213. Сплав с 0,5% Mg; 0,4% Si;
0,2% Fe. Слиток непрерывного литья:
а — гомогенизация при 577°С, 1 ч, силь-
сильная дендритная ликвация указывает на
неполную гомогенизацию; б — гомогени-
гомогенизация при 577°С, 12 ч с последующим
охлаждением на воздухе; полная го-
гомогенизация, мелкие выделения Mg2Si;
в — охлаждение с печью после гомоге-
гомогенизации при 577°С, 12 ч; коагуляция
выделений, ведущая к улучшению об-
обрабатываемости давлением. Травитель —
реактив Келлера, Х500
Обрабатываемость давлением в горячем состоянии является функцией
главным образом содержания магния. Кремний, медь и железо оказывают
небольшое влияние; марганец, хром и свинец уменьшают ее [33, 99, 165, 168,
251—255]. Хром, марганец, и особенно цирконий способствуют пресс-эффек-
пресс-эффекту и повышению прочности [172, 256—257]. Эти добавки рекомендуются в
целях снижения охрупчивания, возникающего при высокотемпературном
прессовании [258]. Сообщается об испытании на кручение в горячем со-
состоянии для оценки прессуемости [259]. В сплавах, содержащих Mg2Si,
501

горячая прокатка вызывает сфероидизацию и коагуляцию частиц Mg2Si;
число их уменьшается с повышением температуры прокатки [260].
Степень вытяжки и конфигурация сечения профиля определяют необ-
необходимое усилие и скорость прессования [243, 261—265]. Не удалось при-
применить высокоскоростное A0 м/с) прессование [266]. Текстура прессования
двойная: [111] и [100], при этом предел прочности уменьшается в случае
увеличения доли [100] [165]. Имеются данные о более сложных текстурах
[267]. Изучено гидростатическое прессование [76] и влияние вида текстуры
на свойства [268, 268 Ь]. На рис. 214 показана макроструктура трубы,
отпрессованной с помощью многоканальной язычковой матрицы.
Рис. 214. Макроструктура трубы из сплава с 0,5% Si; 1% Mg; 0,25% Си; 0,2% Сг;
0,3% Fe. (Стрелки указывают на зоны, образовавшиеся при сварке давлением. Реактив
Тукера. Х2):
а — обычное травление выявило крупнозернистую структуру в центре, некоторое разли-
различие в зеренной структуре в зоне швов; б — глубокое травление показало неоднородность
структуры в зоне шва, о чем свидетельствует его сильное растравливание
Сплавы, предназначенные для широкого применения, особенно в виде
прессованных полуфабрикатов, стоимость которых имеет первостепенное
значение, мало легированы магнием и кремнием и обычно не содержат
марганец, хром и др. [66,68,69,74,269]. Оптимальное содержание железа
составляет около 0,15—0,20,%; при более низком содержании железа про-
происходит рост зерна, а при более высоком ухудшаются отражательная
способность и вид поверхности [270, 271].
Преимущественная ориентировка при холодной прокатке не ярко вы-
выражена; обратное натяжение при прокатке уменьшает ее [272]; перестари-
вание снижает эффект влияния текстуры на свойства прессованных полу-
полуфабрикатов [272 Ь]. Изучали характеристики глубокой вытяжки в различных
состояниях и в процессе старения [273, 274], дефекты в листовых штам-
штамповках [275], в катаных и прессованных полуфабрикатах [32]. Наблюдается
некоторая склонность к появлению следов скольжения от растяжения при
формообразовании, но в меньшей степени, чем в сплавах Al—Mg [276,
276 b]. Исследовали образование рельефа в процессе течения при дефор-
деформации .[276 с].
Рекристаллизационный отжиг проводят в интервале 327—427°С; чем
выше его температура, тем короче выдержка. Однако при повышенных
температурах магний и кремний растворяются и материал размягчается
[277]. Размер зерна определяется в большей степени числом центров
зарождения зерен, а не их ростом; для мелкозернистого материала более
эффективен быстрый нагрев, чем высокие степени деформации [278].
Температура рекристаллизации и происходящее при этом разупрочнение
также зависят от исходного состояния материала: закаленный материал
разупрочняется медленнее и в меньшей степени, чем материал, отожженный
в интервале возврата [279, 280]. Тонкодисперсные выделения снижают
502

скорость рекристаллизации [247, 281]. Марганец, хром, цинк в твердом
растворе (в отличие от присутствия в виде нерастворимых соединений)
повышают температуру рекристаллизации [171, 173, 279, 282]. Обычные ко-
колебания состава в пределах требований спецификации могут изменять
температуру рекристаллизации на 15—20°С [283]. Изменения объема при
отжиге вследствие выделения Mg2Si и релаксации напряжений могут до-
достигать 0,1% [284, 285]. Результаты измерения остаточных напряжений
приведены в работе [286].
Требования к проведению термообработки рассматриваемых сплавов не
очень высокие; температура перехода элементов в твердый раствор во
многих сплавах ниже температуры начала оплавления (рис. 215). В табл. 68
503
эвтектики, появляющиеся в данных сплавах [287]. Температура
закалку находится в интервале 447—577°С [2, 15, 28, 29, 41,
80,99,150,237,288—290], при этом достаточны непродолжитель-
непродолжительно данным работы [256Ь], порядка нескольких секунд).
разрыхление может привести к увеличению размеров
изделия [223]. Повторная термообработка не существенно
свойства [291], хотя имеются данные [291 Ь] о потере магния с
продолжительности термообработки. Исследована миграция
[291с]. Сплавы с низким содержанием Mg2Si не
к скорости охлаждения при закалке, в то же время
содержания магния, кремния, меди, марганца, хрома эта
приведены
нагрева под
48, 55, 74,
ные выдержки
Высокотемпературное
закаливаемого
влияет на
увеличением
магния к поверхности
слишком чувствительны
ло мере роста
Рис 215. Лист сплава с 0,5 Si; \% Mg;
0,25% Си; 0,2% Cr; 0,3% Fe. Нагрев выше
57ГС. Типичные темные розетки оплавив-
оплавившейся эвтектики, серые железистые сос-
составляющие. Без травления, Х1000
Рис. 216. Сплав с 0,06% Mg; 0,5% Мп;
1% Si; 0,26% Fe. Нагрев под закалку при
557 С, 0,5 ч, охлаждение на воздухе, ста-
старение при 197°С, 5 ч. Зоны ГП игольчатой
формы. Вокруг марганцовистых соединений
и по границам зерен наблюдаются широ-
широкие 3. С. В. Частицы Mg3Si2Al,5 способст-
способствуют зарождению Mg2Si (?), на что ука-
указывают комплексы из крупных пластинок
Mg2Si и марганцовистых соединений,
X Ю 000 (Banbury Research Center, Alcan
Int. Ltd.)

чувствительность возрастает [168, 292] (рис. 216). Прессованные полу-
полуфабрикаты, предназначенные для архитектурных целей, и некоторые виды
катаных полуфабрикатов можно закаливать непосредственно после горячей
деформации. При этом после искусственного старения обеспечиваются при-
приемлемые механические свойства [64, 168, 269, 293—296], если температура
деформации превышает 447°С [57]. Изотермическая закалка может быть
более благоприятной, чем закалка в воде [297, 297 Ь]. В целях уменьшения
коробления рекомендуется закалка в жидком азоте [298].
Таблица 68
ВОЗМОЖНЫЕ НИЗКОПЛАВКИЕ ЭВТЕКТИКИ В СПЛАВАХ Al-Mg2Si
Эвтектика
Al-Mg2Si
Al-Si
Al—Mg2Si—Si
Al—Mg2Si—(FeMn KSi2Al16-Si
Al—Mg2Si—FeMg3Si6Al8—Si
Al—Mg2Si—(CrFeLSi4Al13—Si
Al—CuAl2—Mg2Si
Al—Cu2Mg8SieAl5—CuAl2—Si
Al—Mg2Si—Mg6Al*
Al—Mg2Si—MgsAls-FeAlg
Al—Mg2Si—(FeMn)Al6—Mg6Alg
Al— Mg2Si—(FeCr)Al7—Mg6Al*
>атура
ния,
2 ч
с и
Я л
595
577
550
<550
549
<550
514
507
449
-449
-449
-449
Химически!
Cu
—
—
<0,5Mn
—
<0,5 Cr
31,5 Cu
28 Cu
—
—
<0,l Mn
<0,l Cr
Fe
—
—
<0,5
0,15
<0,5
—
—
—
<o,i
<o,i
<0,l
\ состав, %
Mg
8,15
—
5
<5
4,9
<5
3,9
2,2
32
«32
«32
«32
Si
4,75
12,5
13
«12
12,9
«12
2,3
6,0
0,4
«0,4
«0,4
^0,4
* В промышленных условиях Mg8Al8 не появляется, если избыток магния составляет
не менее 2%.
Естественное старение протекает очень медленно [299] и приводит к
небольшому упрочнению, особенно в сплавах без меди. Искусственное ста-
старение в интервале 127—227°С в течение 100—4 ч вызывает максимальное
упрочнение [2, 15,28, 29, 33, 41, 48, 63, 80, 99, 150, 166, 289, 300—302]. Наиболее
распространенный режим старения: 147—177°С, 16—6 ч. Как указывалось
в гл. 2 (см. систему Al—Mg—Si), перерыв между закалкой и искусствен-
искусственным старением может привести к ухудшению свойств. Самый неблагоприят-
неблагоприятный период соответствует 1—20 ч; спустя это время, потеря свойств
является незначительной [303, 304]. Предварительное старение при
177—202°С в течение нескольких минут, проведенное сразу после закалки,
приостанавливает естественное старение и уменьшает влияние перерыва
между закалкой и искусственным старением; это влияние также отсутствует
в сплавах с избытком магния [304—306].
Холодная деформация перед старением [306Ь], между двумя старения-
старениями при повышенной температуре [306 с—306 е] или формообразование в
температурном интервале старения повышают свойства, однако требуется
точный контроль этих процессов [217, 307]. Холодная деформация после
старения также повышает прочность, но при существенной потере пластич-
пластичности. При степени деформации 75% прирост предела прочности может
достигать 40%, предела текучести 60% при снижении удлинения до 80%
[1, 11,18, 27, 40, 58, 164, 171, 289, 308—315].
504

Избыток кремния ускоряет распад твердого раствора и увеличивает
эффект термообработки [44, 52, 63, 305, 316, 317]; избыток магния снижает
восприимчивость к термообработке, особенно при повышенных содержаниях
Mg2Si [57, 63]. Медь снижает влияние перерыва перед старением [291Ь,
318, 319]; железо и цинк не оказывают заметного воздействия в этом от-
отношении [167, 167 Ь]. Марганец и хром уменьшают локальный распад твер-
твердого раствора по границам зерен и соответственно понижают охрупчивание
и чувствительность к межкристаллитной коррозии [166, 316, 320]. Воздей-
Воздействие кадмия и серебра аналогично воздействию этих элементов на сплавы
А1—Си: они задерживают образование зон и соответственно естественное
старение и ускоряют стадию образования промежуточной фазы [321].
Имеются данные, указывающие на отсутствие возврата [322]. Технология
термообработки описывается в работе [322 Ь].
Сплавы данной группы легко свариваются методом плавления и под
давлением, если используются правильная технология и подходящий приса-
присадочный материал [68, 323—330]. Прочность сварного соединения составляет
§0—90% от прочности основного материала в отожженном состоянии, если
сварная конструкция не подвергается закалке. В последнем случае проч-
прочность и предел усталости близки к максимально достигаемым значениям
[ПО, 330—341]. Изменения свойств сварного соединения при низких тем-
температурах подобны изменениям свойств основного металла [342, 343]. По-
Пористость, трещины и включения от флюса существенно понижают прочность
сварного соединения [332, 344, 345], в этом же направлении воздействует
повторная сварка [346]. Улучшенные свойства получаются при быстром
проведении процесса сварки [347, 348]. При сварке давлением шов и основ-
основной металл равнопрочны [349]. Усталостная прочность стыковых соедине-
соединений очень низкая [333, 350].
Коррозионная стойкость сварных соединений близка к стойкости основ-
основного металла [351—354]. Распад по границам зерен, возникающий вслед-
вследствие выделения тепла в процессе сварки, может вызвать охрупчивание
околошовной зоны [355]. Повышенное содержание кремния в шве вслед-
вследствие использования присадочного сплава Al—Si существенно снижает ве-
вероятность трещинообразования [356]. Склонность к трещинообразованию
минимальна у сплавов с 1% Si, l%Mg, 0,2—0,6|% Fe [357], добавки
марганца, хрома и циркония также уменьшают ее [358]. Имеются сведе-
сведения о технологии точечной сварки [359] и о полосах пересыщенного твер-
твердого раствора в зоне шва [359 Ь].
Обрабатываемость резанием рассматриваемых сплавов хорошая, осо-
особенно это относится к сплавам в состаренном состоянии [360—363].
Железо и марганец в обычных количествах оказывают слабо влияние на
обрабатываемость [364], при избытке кремния она несколько ухудшается.
Добавки кадмия, висмута и свинца не так эффективно улучшают обраба-
обрабатываемость резанием, как в сплавах без магния; магний вступает во взаимо-
взаимодействие с ними, образуя твердые соединения, которые измельчают
стружку, но увеличивают износ инструмента [365—367]. Проведено ис-
исследование процесса резания в различных атмосферах [367 Ь].
Данные сплавы широко используют в архитектурных целях и поэтому
часто подвергают светлому травлению или электрополированию и аноди-
анодированию. В связи с этим важное значение приобретают их отражательная
способность и состояние поверхности. Коэффициент отражения промыш-
промышленных сплавов после электрополирования и анодирования может дости-
достигать 75—80%, а при использовании алюминия высокой чистоты 85%
[38, 39]. Дендритная и другие виды ликвации, неравномерное охлаждение,
нерастворимые составляющие и высокое содержание железа приводят к не-
неоднородному блеску, пятнистости поверхности и другим дефектам (рис.217)
[169,229,269,368—378]. Имеет значение также состав сплава; в процессе
анодирования фаза Mg2Si растворяется быстрее, чем алюминий, и не
влияет на цвет анодной пленки; избыточный кремний задерживается
в пленке {189, 379—384] и придает ей серый цвет, оттенки которого за-
зависят от количества и формы присутствия кремния. В результате продол-
505

Рис. 217. Лист толщиной
3 мм из сплава с 0,7% Si;
1% Mg; 0,6% Mn; 0,15%
Fe с разнозернистой
структурой, возникшей,
вероятно, вследствие лик-
ликвации при литье. Трави-
тель — реактив Келлера,
Х20
жительного и высокотемпературного старения образуются темные пленки
[375]. Анодные пленки на сплавах с хромом или марганцем обычно цвет-
цветные, цвет определяется количеством и формой присутствия этих элемен-
элементов [385].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. Неуп, etc., JIM 29, 633.
2. К. Hallmann, JIM 33, 345; 34, 425.
3. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), ЛММА 1, 290.
4. Е. Hirosawa, etc., Met A 4, 210512.
5. D. Herker, etc., Met A 2, 140360.
5b. R. Kovatscheva, etc., Met A 6, 230624.
5c. D. N. Khudokormov, etc. (Д. H. Худокормов и др.), СА 79, 22710q.
6. L. W. Kemp], etc., AIME Tr., 1937, v. 124, p. 287.
7. S. T. Hsu, JIMMA 22, 517
8. D. Rosenthal, etc., JIMMA 24, 247.
9. Aluminium Industrie A. G., JIM 39, 484.
10. Schmitt, JIM 38, 572.
11. E. Dusaugey, JIM 37, 452; 39, 484; 41, 438; 42, 437.
12. H. Bohner, JIM 42, 436; 50, 294, 417.
13. G. Shinoda, JIM 43, 447.
14. L. Potin, JIM 44, 483.
15. G. Grube, etc., Л М53, 294, 343, 695.
16. L. Albert, JIMMA 16, 376.
17. H. B. Grainger, etc., JIMMA 25, 908.
18. V. Komarek, JIMMA 32, 127.
19. T. M. Anka, MA 2, 564; Met A 1, 460001.
20. /. R. Lemyre, etc., MA 2, 403.
21. /. Bonmarin, etc., Met A 3, 140215.
22. C. Cruceru, etc., Met A 5, 520042.
23. R. H. Harrington, etc., JIMMA 16, 265; 22, 521.
24. F. R. Collins, etc., Met A 4, 330449.
25. G. /. Herbert, etc., Met A 4, 330126.
26. M. Singh, etc., MA 1, 254.
27. A. Von Zeerleder, etc., JIM 39, 608.
28. F. A. Borin, etc. (Ф. А. Борин и др.), JIMMA 1, 35.
29. S. Kishino, JIMMA 2, 337, 371.
30. M. Bosshard, etc., JIMMA 6, 211.
31. D. Achenbach, etc., Met A 3, 311744.
32. Anon., Met A 3, 520476.
33. K. L. Meissner, JIM 34, 418; 35, 532; 37, 445.
33b. Y. Baba, Met A 5, 312605.
34. W. Allen, etc., JIMMA 2, 1043.
35. A. Von Zeerleder, etc., С А 24, 1803.
36. F. Rohner, JIMMA 18, 689.
37. P. Brenner, ate, JIMMA 26, 744.
38. R. Hase, JIMMA 2, 2.
39. H. Bettler, JIMMA 22, 1073.
40. A. Fuchs, JIM 38, 409.
41. /. Suhr, JIM 43, 451; 47, 463.
42. /. G. Muzalevsky (Ю. Г. Музалевский), JIM 53, 618.
506

56. Anon., JIMMA 28, 25.
57 S Terai etc JIMMA 28, 859.
ВД Z A Sviderskaya, etc. C. А. Свидерская и др.), JIMMA 28, 715, 717; 32, 74.
59. Af. Paganelli, etc., JIMMA 28, 341, 779.
60 D. W Evans, JIMMA 30, 650.
61" K. W. Gunn, etc., JIMMA 30, 650.
62* /. Mercier, etc., JIMMA 31, 245.
63* 5 Terai, etc., JIMMA 32, 19, 1507; MA 1, 1757.
64* Af. Bauser, JIMMA 32, 1189.
65. P. Baudet, MA 1, 382.
66. H. Zoller, etc., MA 2, 60.
67. V. P. Kozlovskaya, etc. (В. П. Козловская и др.), MA 1, 383.
68. /. Smits, Met A 1, 160020.
69. Anon., Met A 1, 710236.
70. Anon., Met A 2, 710071.
71. 5. Hajas, Met A 2, 311570.
72. W. G. Barry, etc., Met A 1, 460074.
73. A. J. Bryant, etc., Met A 2, 310688.
74. Anon., Met A 2, 710259, 710656; 3, 710287; 6, 710177.
75. H. Hero, etc., Met A 2, 520194.
76. P. Allais, etc., Met A 6, 310582.
77. /. E. Campbell, Met A 5, 311065.
78. K. Takeuchi, etc., Met A 6, 311029.
79. R. Develay, Met A 5, 312258.
80. 5. Daniels, JIM 35, 539; 37, 451, 452.
81. K. L. Meissner, CA 21, 1953.
82. H. I. Fusfeld, etc., JIMMA 18, 390.
83. H. A. Lequear, etc., JIMMA 24, 347.
84. K. G. Hoge, MA 2, 221.
85. В. Af. Butcher, etc., MA 2, 59.
86. R. Mignogna, etc., Met A 3, 311913.
87. U. S. Lindholm, etc., Met A 4, 312057.
87b. A. L. Stevens, etc., Met A 5, 311064.
88. /. A. Bailey, etc., Met A 6, 310901.
89. H. E. McCoy, Jr., etc., MA 2, 846.
89b. R. T. King, etc., WAA 7, 530078.
90. Af. Simura, Met A 2, 311420.
91. O. Schaaber, Met A 4, 210186.
91b. /. Af.. Dowling, etc., Met A 6, 130874.
91c. Af. Slesar, etc., CA 79, 22708b.
92. /. Krystof, JIMMA 12, 170.
93. A. E. Flanigan, etc., JIMMA 13, 115; 14, 5; 15, 99, 265, 268; 16, 776; 17, 566, 775.
94. R. Irmann, /IMMA 8, 184; 9, 237.
95. W. Weleff, MA 2, 1744.
96. Af. G. Fontana, etc., JIMMA 16, 54, 272.
97. Т. Е. Pardue, etc., JIMMA 21, 319.
98. F. Gatto. JIMMA 22, 146.
99. A. Galanty, etc., Met A 1, 520842; 3, 520670; 4, 520113.
100. H. P. Chu, Met A 3, 310854.
101. V. I. Nikitin (В. И. Никитин), Met A 4, 310286.
102. /. G. Kaufman, etc., Met A 5, 310025, 310328; 6, 312155.
102b. R. J. Goode, etc., Met A 6, 310195.
ЮЗ. Н. L. Chang, etc., Met A 5, 312383.
Ю4. E. V. Rajakovics, JIMMA 10, 315; 12, 351.
105. C. Christiansen, JIMMA 14, 434.
106. H. F. Hardrath, etc., JIMMA 22, 294.
107. /. G. Kaufman, etc., JIMMA 31, 816.
108. Z. Pawlowski, etc., JIMMA 32, 716.
109. W. Schutz, Met A 1, 310058, 310745.
HO. 5. N. Kieselev, etc. (С. Н. Киселев и др.), Met A 2, 550399.
HI. G. A. Deryagin, etc. (Г. А. Дерягин и др.), Met A 3, 220762; 4, 311887.
2. О. Foppl, etc., JIMMA 1, 62, 181.
113. F. Boltenrath, etc., JIMMA 11, 115.
507
43. С. Pramaggiore, JIM 50, 687. ?,МЖЯд о -r,n „ oov
44 G G Urasou etc. (Л Г. У разов и др.), JIMMA 3, 749; 4, 237.
45. Deisinger, CA 30, 3379.
46. A. Von Zeerleder, etc., ЛММА 3, 629, 4, 595.
47. H. Rdhrig, etc., JIMMA 14 432.
48. /. A. Nock, Jr., CA 14,3730.
49. A. Benko, JIMMA 20 238.
50. Anon., JIMMA 22, 751.
51. E. Nachtingall,
52. Н. Yamada,
53 D. L. W. Collins,
54.' /. K. McLaughlin,
55. H. Nielsen,
JI MM A 25, 205.
Lieht Metals, Tokyo, 1957, v. 7. № 4, p. 45.
B JIMMA 25, 593.
JIMMA 26, 299, 821, 1022.
JIMMA 27, 554.
114. D. Rosenthal,
П5. /. H. Palm,
П6. T. Wyss.,
117. /. A. Bennett
etc., JIMMA 17, 640; 19, 826; 21, 319.
JIMMA 20, 395.
JIMMA 20, 791.
etc.. JIMMA 22, 1149.

118. N. P. Inglis, etc., JIMMA 22. 447.
119. S. Hukai, etc., JIMMA 29, 119.
120. /0 W. Gunn, etc., JIMMA 32. 374.
121. У A Bennett, JIMMA 32, 797.
122. E. G. Eeles, etc., Met A 2, 310763.
123. G. W. Brown, etc., Met A 4, 310170.
123b. P. R. Arora, etc., С А 79, 44972a.
123c. T. W. Crooker, Met A 7, 310607.
124. K. Takeuchi, etc., Met A 1, 311826; 2, 220131; 4, 310362.
125. /. O. Lyst, Met A 2, 310654.
126. E. V. Qiatsintov, etc. (?. В. Гиацинтов и др.), MA 2, 2008.
127. H. Nordberg, etc., Met A 3, 311255.
128. M. Shimura, etc., Met A 2, 312148, 312149, 312150, 312151.
129. 5. Pearson, Met A 5, 3111872.
129b. F. G. Nelson, etc., WAA 7, 610137.
129c. R. W. Judy, etc., WAA 7, 610138.
130. R. L Moore, etc., Met A 5, 311871.
131. F. Pester, JIM 44, 469; 50, 431.
132. W. Schwinning, JIMMA 2, 422.
133. F. M. Howell, etc., Al. Res. Labs., Rep. 9—47—9, 1947.
134. E. von Burg., JIMMA 26, 513
135 L. Mori, JIMMA 26, 821; 28, 23.
136. E. W. Johnson, JIMMA 28, 779.
137. /. G. Kaufman, etc., JIMMA 31, 147, 816.
138. L. Mori, JIMMA 29, 823.
139. С F. Hickey, Jr., JIMMA 31. 811.
140. К. О. Bogardus, etc., JIMMA 18, 593.
141. Anon., Met A 1, 310683.
142. /. E. Campbell, Met A 1, 310899.
143. /. G. Kaufman, etc., JIMMA, 312008.
144. Anon., Met A 4, 310392.
145. S. /. Gudkov (С. И. Гудков), Met A 5, 311100.
146. A. Vetters, Met A 5, 550641.
147. /. E. Campbell, Met A 5, 311311, 311386; 6, 310230.
148. D. O. Sprowls, etc., Met A 5, 312356.
149. A. Von Zeerleder, etc., CA 28, 4353.
150. A. Von Zeerleder, JIMMA 4, 231.
151. H. Vosskuhler, JIMMA 23, 23.
152. N. P. Inglis, etc., JIMMA 26, 993.
152b. /. Lipkin, etc., Met A 6, 312754.
153. /. Welter, etc., JIMMA 32, 960.
154. H. Bohner, JIM 40, 460.
154b. S. G. Babcock, etc., Met A 6, 313206.
155. G. W. Stickley, etc., JIMMA 24, 347.
155b. R. Irmann, etc., JIMMA 2, 35, 96.
156. W. Mutter, JIMMA 14, 171; 15, 90.
157. /. E Dorn, etc., JIMMA 18, 757.
158. K. Wellinger, etc., JIMMA 20, 817.
159. O. D. Sherby, etc., JIMMA 19, 763; 20, 79; 21, 515.
160. /. D. Lubahan, JIMMA 20, 819.
161. H. A. Sailer, etc., JIMMA 21, 20.
162. K. Takeuchi, etc., Met A 1, 312043.
162b. V. Sklenicka, etc., Met A 6, 313068.
163. K. O. Bogardus, etc., Met A 1, 311946.
164. L. A. Vorontsova, etc. (Л. А. Воронцова и др.), Met A 5, 140197, 330891, 330892.
165. Т. Takahashi, etc., Met A 2, 520585; 3, 520009; 7, 310507.
165b. C. Arcolin, etc., Met A 6, 140457.
166. R. Chadwick, etc., JIMMA 21, 242.
167. A. Kostal, etc., JIMMA 32, 189.
167b. /. Lendvai, etc., CA 78, 46770q.
168. G. Schari, JIMMA 32, 1295.
169. G. D Nelson, etc., JIMMA 32, 1155.
170. A. Guihaudis, MA 1, 106.
170b. B. J. Dunwoody, etc., Met A 6, 313382.
171. С Panseri, etc., JIMMA 14, 433; 18, 699.
172. E. DiRusso, etc., JIMMA 26, 169, 523.
173. W. Rosenkranz, JIMMA 26, 533.
174. A. Niedzwiedzka, Met A 2, 460031.
175. H. J. Seemann, etc., JIMMA 9, 316.
176. H. Hug, JIMMA 8, 193.
177. R. Kawachi, JIMMA 22, 331.
178. T. E. Wright, etc., Met A 1, 350781.
179. E. Wilson, С А 25, 879.
180. E. Zurbrugg, etc., JIM 53, 77.
181. O. Bauer, etc., JIM 53, 242.
182. M. Miethke, etc., JIMMA 1, 586.
183. H. Rohrig, etc., JIMMA 2, 595.
184. R. Sterner — Reiner, JIMMA 3, 535, 668.
185. G. Welter, etc., JIMMA 5, 94.
186. W. Mialki, JIMMA 5, 437.
508

187. H. Bourguin, JIMMA 7, 67.
188. Af. tf. WTirtmor*, etc., J*MMA 6\? л'т
189. Я. №сЛ*г, etc., JIMMA 9.319; 11. 410.
190. W. Mialki, etc., JIMMA 9,199, 280.
191. K. Geier, etc., JIMMA 11. 336.
192. 5. Herenguel, JIMMA, 16. 375.
193. P. Schlapfer, etc., J^MA 17, 355.
194. Л. Domo/i|f. etc., JIMMA 19 779.
195. /. Obinata, etc., Л MM A 22, 1053
196. /. Bollhiger, JIMMA 20, 493 21 351.
97. F. A. Champion, etc, JIMMA 21 41.
198. P. O. Strom, etc., JIMMA 21. 1045.
199. T. E. Wright, etc JIMMA 23 457.
200. 5. Sussman, etc., J MMA22 1055.
201 С J Walton, etc., JIMMA 24, 386.
202* T E Wright etc., JIMMA 25, 797.
203 G J V Raja, etc., JIMMA 30, 466.
204.' 5. Fujino, etc., JIMMA 30, 676.
205 A. Prati, JIMMA 32, 973.
206 G. J. Biefer, MA 1, 1425, 1923.
207 H. P. Godard, etc., MA 2, 275.
208. E. D. Verink, Jr., etc., MA 2, 1636.
209. F. L. McGeary, etc., MA 2, 350193.
210. V. E. Carter, etc., Met A 2, 350187; 7, 350342.
211. M. Manolache, etc., Met A 2, 350301.
212. H. Spindler, Met A 3, 350647.
213. G. Siebel, Met A 2, 350891.
214. M. Hagiwara, etc., Met A 2, 351265, 351268.
215. P. G. Sheasby, Met A 2, 351253.
216. R. E. Groover, etc., Met A 3, 350364.
217. T. Morooka, etc., Met A 3, 140095.
218. W. H. Ailor, Met A 4, 350947.
219. R. A. Legault, etc., Met A 4, 350911.
219b. M. Kawachi, Met A 7, 350327.
220. V. E. Carter, Met A 5, 351118.
221. R. Irmann, etc., JIM 53, 20; JIMMA 4, 629, 718.
222. P. Brenner, etc., JIMMA 6, 222.
223. C. Panseri, etc., JIMMA 13, 6.
224. G. J. Metcalfe, JIMMA 20, 489.
225. E. A. G. Liddiard, etc., JIMMA 28, 885, 979.
226. F. Booth, JIMMA 30, 675.
227. D. O. Sprowls, etc., Met A 3, 350128.
228. H. P. Chu, etc., J. Mater, 1972, v. 7, p. 95.
228b. /. Sonntag, etc., Met A 6, 351793.
229. O. Sverepa, JIMMA 26, 405.
230. E. Di Russo, etc., Met A 2, 350632.
231. F. G. Hammitt, etc., Met A 4, 350185.
232. K. Guler, JIM 53, 669.
233. R. S. Archer, etc., JIM 47, 10, 648.
234. A. Von Zeerleder, etc., JIMMA 2, 177.
235. R. Irmann, JIMMA 3, 507; 6, 141, 546.
236. Anon., Met A 5, 510127.
237. G. Guertler, CA 32, 6213; 33, 2460.
238. /. W. Meier, etc., JIMMA 28, 813; 29, 173.
239. G. Lucas, etc., JIMMA 22, 539.
240. P. H. Jennings, etc., JIMMA 16, 700.
241. G. M. Vorobev, etc. (Г. М. Воробьев и др.), Met A 3, 460019.
242. E. Lay, etc., JIMMA 7, 7.
243. S. Hori, etc., Met A 5, 520345, 520346.
244. P. Vachet, JIMMA 31, 413.
245. R. Akeret, Met A 5, 520474.
246. W. Gruhl, etc., MA 2, 1292; Met A 2, 121407, 520572.
247. R. Horiuchi, etc., Met A 4, 312174, 560025.
248. R. Mallat, etc., JIMMA 30, 755.
249. T Csurbakova, etc., Met A 3, 510662; 4, 560057; 6, 560289.
249b. A. M. Summer, Met A 7, 140098.
249c. E. Heier, Met A 6, 510322.
250. W. Bunk, etc., Met A 2, 460053, 520573.
250b. /. Holze, etc., Met A 6, 510698.
251. H. D. Auvigny, JIM 50, 601.
252. A. Von Zeerleder, etc., JIMMA 2, 724.
253. L. W. Davis, JIMMA 12, 33; 13, 139.
254. R. #. Arnold, etc., JIMMA 27, 417.
255. H Zeiger, Met A 5, 520666.
256. #. /. Seemann, JIMMA 17, 640; 18, 16.
256b. W. Rosenkranz, JIMMA 22 289
509
5. 5. Gorelik, etc.
A. J. Bryant,
R. Akeret, etc.,
W. Timmeroff, etc..
257.
258.
259.
260.
(С. С. Горелик и др.), ЛММА 31, 523, 843.
Met A 5, 312068.
МА 2, 1579.
ЛММА 9, 222; 10, 366.

261. M. Vater, etc., Met A 2, 520571.
262. B. J. Meadows, etc., Met A 3, 520053.
263. D. Achenbach, Met A 4, 520101.
264. M. F. Zakharov, etc. (M. Ф. Захаров и др.), Met A 5, 520383.
265. К. Takeuchi, etc., Met A 5, 520465.
266. R. J. Downer, MA 2, 298.
267. K. Dies, etc., MA 2, 488.
268. H. Unkel, JIMMA 12, 5, 171, 245.
268b. /. Althoff, etc., Met A 5, 312497.
269. H. Richaud, etc., MA 2, 244.
270. F. H. Smith, JIMMA 26, 279.
271. S. S. Gorelik, etc. (С. С. Горелик и др.), JIMMA 32, 419.
272. M. Vater, etc., JIMMA 32, 1295.
272b. /. Althoff, WAA 7, 610106.
273. H. Kupper, Met A 3, 520664.
274. R. W. Rogers, Jr., etc., Met A 5, 311390.
275. R. Schulze, JIMMA 11, 380.
276. V. A. Phillips, JIMMA 21, 1001.
276b. P. R. Cetlin, etc., Met A 6, 311780.
276c. G. Thomas, etc., Met A 6, 312141.
277. H. Borchers, etc. Met A 3, 120776, 121201.
278. /. Herenguel, etc., JIMMA 16, 513.
279. B. J. Meadows, etc., JIMMA 30, 365.
280. H. Borchers, etc., Met A 3, 120290.
281. G. Scharf, etc., Met A 3, 120402.
282. D. Altenpohl, etc., Met A 4, 120595.
283. E. D. Zakharov, etc. (E. Д. Захаров и др.), Met A 3, 110199.
284. M. Haas, etc. JIM 42, 434; 50, 727.
285. L. W. Kempf, etc., JIMMA 3, 73, 648.
286. С. С. Goldsmith, etc., Met A 3, 210560.
287. M. and A. Buckeley, JIMMA 16, 787.
288. R. Akeret, MA 1, 795.
289. W. Mantz, etc., Met A 2, 310198.
290. E. А. В loch, Met A 4, 560267.
291. H. Borchers, etc., JIMMA 13, 158.
291b. D. K. Chatterjee, etc., Met A 6, 140247.
291c. /. A. Smith, etc., WAA 7, 720027.
292. H. Zoller, etc., Met A 5, 460025.
293. /. B. Lowe, etc., Met A 1, 520795.
294. D. S. Thompson, etc., Met A 4, 560101.
295. E. T. Stewart — Jones, Met A 4, 560113.
296. H. Beerens, etc., Met A 5, 560134.
297. R. C. Lemon, etc., JIMMA 17, 252, 912.
297b. C. Sharma, etc., С А 78, 46677q.
298. E. M. Holub, Met A 2, 560510.
299. F. C. Roop, JIMMA 14, 434.
300. L. Haase, etc., JIMMA 9, 305.
301. G. Gurtler, etc., JIMMA 17, 425.
302. B. Vero, Met A 2, 140222.
303. H. Borchers, etc., JIMMA 30, 541.
304. /. Moulin, etc., Met A 3, 140214.
305. S. M. Voronov, etc. (С. М. Воронов и др.), JIMMA 4, 595.
306. /. Т. Lapsey, etc., JIMMA 15, 99.
306b. A. L. Titchener, etc., Met A 6, 313412.
306c. M. M. Shteinberg, WAA 7, 540001.
306d. L. B. Ber, etc., Met A 7, 140132.
306e. V. I. Nikitin (В. И. Никитин), Met A 7, 140136.
307. U. Draugelates, etc., Met A 3, 140466.
308. /. /. Warga, JIMMA 15, 605.
309. G. Wassermann, JIMMA 18, 421.
310. N. N. Buinov (H. H. Буйное), JIMMA 21, 604, 605.
311. A. Ruhenbeck, JIMMA 21, 603.
312. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), JIMMA 28, 25.
313. /. С. Benedyk, Met A 1, 560395.
314. A. L. Sotnichenko, etc. (А. Л. Сотниченко и др.), Met A 2, 310306.
315. R. Kostlin, etc., JIMMA 30, 279.
316. D. Herker, etc., Met A 2, 110386, 140244, 140454, 140472.
317. S. Ceresara, etc., Met A 3, 140371.
318. P. Brenner, etc., JIMMA 6, 211.
319. D. W. Pashley, etc., MA 1, 351.
320. /. R. Harris, etc., JIMMA 21, 774.
321. /. /. Polmear, JIMMA 32, 1013.
322. T. Amitami, JIMMA 27, 717.
322b. Anon., Met A 6, 560118, 560119, 560120.
323. W. R. Applett, Jr., JIMMA 14, 350.
324. Anon., JIMMA 22, 238.
325. Anon., JIMMA 23, 501.
326. D. F. Awams, etc., JIMMA 30, 586.
327. 5. ЛГ. Kiselev, etc. (С. Н. Киселев и др.), МА 2, 1498.
328. F. E. Tretyakov (Ф. Е. Третьяков), Met A 2, 220270.
510

329. Т. W. Me P her son, etc., Met A 1, 550675.
329b. R. E. Fish, Met A 6, 550469.
329c. R. S. Wroth, etc., Met A 6, 550470.
329d. /. E. Hill, Met A 6, 550471.
329e. F. Eichorn, Met A 6. 551319
329f. R. J. Brungraber, etc., Met A 6, 551023.
329g. /. Ruge, etc., Met A 6, 551318.
330 H. E Adkins, etc., Me A 4 550082
ЧЧ1 F С Hartmann, etc., JIMMA 15, 119.
332 D F Adams, JIMMA 26, 634.
333 К W Gunn, etc., JIMMA 28, 26.
334" 8' D. Metzger, Met A 1, 310132.
335 Anon., Met A 2, 550906.
336 K. S. Pospelov, etc. (К. С. Поспелов и др.), Met A 4, 550482.
337. P. Gonner, Met A 4, 310092.
338. R. M. Evans, Met A 5, 550494.
339. R. L. Moore, etc., Met A 4, 550855.
340. N. L. Person, Met A 4, 311719.
341. R. Akeret, Met A 5, 550956.
342. R. Develay, MA 1, 62, 1882.
343. L. Mori, Met A 1, 311797.
344. R. E. Lewis, etc., Met A 1, 312112.
345. 5. Sontea, Met A 3, 550615.
346. 5. Leonard, etc., Met A 2, 220937.
347. W. L. Burch, JIMMA 26, 886.
348. T. Fukui, Mel A 4, 121655, 550075.
349. Af. K. A. Aziz, etc., JIMMA 28, 762.
350. 5. Martenyi, etc., MA 2, 462.
351. L. W. Smith, JIMMA 20, 857.
352. E. Zurbrugg, JIMMA 21, 80.
353. F. F. Booth, etc., JIMMA 30, 865; 31, 505; 32, 133.
354. &. Terai, etc., Met A 3, 350193, 550178.
355. H. Muder, JIMMA 12, 421; 18, 699.
356. W. I. Pumphrey, JIMMA 22, 1112.
357. M. Hollard, JIMMA 17, 867; 18, 314.
358. M. A. Miller, etc, JIMMA 20 , 927.
359. K. Wittke, etc., Met A 1, 550704.
359b. T. Fukui, etc., Met A 6, 311027.
360. M. E. Ну don, Met A 1, 530255.
361. R. H. Eckhouse, Met A 3, 530145.
362. A. Yuki, etc., Met A 5, 530146.
363. S. Muromachi, etc., Met A 3, 530002.
364. R. Couchman, Met A 1, 530145.
365. H. Borchers, etc., JIMMA 10, 301.
366. H. Zoller, etc., Met A 1, 530155, 530286.
367. F. Kutner, etc., Met A 2, 530285; 3, 530060.
367b. A. Yuki, etc., Met A 6, 530196.
368. W. Wetterwald, JIMMA 26, 203.
368b. H. Rohrig, etc., JIMMA 12, 215.
369. F. Busnardo, JIMMA 26, 170.
370. G. E. Gardam, JIMMA 30, 650.
371. E. Di Russo, etc., JIMMA 32, 1296.
372. E. Kursetz., MA 1, 795.
373. A. Teubler, Met A 1, 460073.
374. E. C. Franz, Met A 3, 570369.
375. ?>. Achenbach, Met A 4, 520673; 6, 570434.
376. C. V. Lynch, Met A 5, 520807.
377. Af. Bauser, etc., Met A 5, 520806.
378. G. Scharf, etc., MA 1, 1270.
379. F. Keller, etc., JIMMA 6, 359, 360.
380. A. W. Brace, JIMMA 25, 271.
381. H. Ginsberg, JIMMA 27, 481.
382. N. D. Tomashov, etc. (H. Д. Томашов и др.). Met A 1, 340142.
383. R. D. Guminski, etc., Met A 1, 570375.
384. /. Cote, etc., Met A 3, 570372.
385. 7\ Onishi, etc., CA 79, 69512s.

Глава 6
СПЛАВЫ С МАГНИЕМ И СПЛАВЫ С
МАРГАНЦЕМ
Сплавы с магнием
В промышленных сплавах магний содержится в пределах от 0,5 до
12—13%; сплавы с низким содержанием магния обладают наилучшей
способностью к формообразованию, сплавы с высоким содержанием магния
имеют довольно хорошие литейные свойства и высокую прочность. Для по-
получения максимальной коррозионной стойкости и отражательной способности
эти сплавы приготовляют из повышенных сортов алюминия (99,7% и выше)
[1]; следовательно, количество железа и кремния в них обычно меньше,
чем в других алюминиевых сплавах. Железо и цирконий иногда вводят для
повышения температуры рекристаллизации, кремний — для улучшения
жидкотекучести, марганец или хром —для нейтрализации коррозионного
воздействия железа. Медь добавляют (хотя и редко) с целью уменьшения
питтинговой коррозии за счет усиления общей коррозии; цинк оказывает
небольшое влияние или не влияет совсем на коррозию, но увеличивает
прочность и улучшает литейные свойства. В начальный период вводили
-сурьму и с ее окислами связывали устойчивость сплавов в морской воде
[2—8]; однако последующие эксперименты не подтвердили эффективность
действия сурьмы. Титан или титан с бором часто добавляют для измель-
измельчения зерна, бериллий и иногда литий — для снижения окисляемости магния
при повышенных температурах и особенно в расплавленном состоянии
Свинец вводят в целях улучшения обрабатываемости резанием, вероятно,
без потери прочности и коррозионной стойкости [9]. Составы промышленных
сплавов имеют следующие пределы: 0,5—13% Mg: до 2,0% Si; до 0,8% Fe;
до 2% Мп; до 0,5% Сг; до 0,2% Си; до 0,5% Ni; доЗ% Zn; до 0,2% Ti;
до 0,05°/0 В; до 0,01% Be; до 3% Li; до 0,5% Zr.
В промышленных сплавах Al—Mg кристаллизация начинается с выде-
выделения первичных кристаллов алюминия и их роста обычно в виде денд-
ритов, при этом по границам зерен или между ветвями дендритов
наблюдаются скопления других составляющих. В сплавах с содержанием
магния свыше 10% первичными могут быть кристаллы Mg2Si, выпадающие
в кубической или гексагональной форме. При содержании железа или же-
железа и марганца, или железа и хрома свыше 1—2% (в зависимости от
количества присутствующего магния) первичными могут быть кристаллы
FeAl3, (FeMn)Ale, (FeMnKSi2Al15, (FeCr)Al7 или (FeSrLSi4Ali3 (рис. 218).
Эти кристачлы не оказывают существенного воздействия на прочность, но
заметно влияют на усталость, способность к формообразованию и отделку
поверхности [10—12]. Утверждение [13], что добавки магния уменьшают
размер первичных кристаллов FeAl3 и Со2А16, вызывает сомнение.
В промышленных сплавах растворимость магниг в твердом состоянии
составляет 2% при комнатной температуре и повышается до 14—15% при
447°С; большая часть магния находится в твердом растворе и только в не-
неравновесных условиях и при отжиге образуется фаза Mg5Al8 в виде вырож-
вырожденной эвтектики по границам зерен в литых сплавах и в виде глобулей в
отожженном или состаренном материале. Кремний обычно образует фазу
Mg2Si, в большинстве случаев нерастворимую, особенно в сплавах с со-
содержанием магния свыше 3—4%. Железо может образовать следующие
фазы: Fe2SiAl8 — при низком содержании магния и высоком кремния;
FeAl3 — в отсутствие хрома и марганца; (FeMn)Al6 или (FeMnKSi2Ali5— в
присутствии марганца; (FeCr)Al7 или (FeCrLSi4Ali3 —в присутствии хрома
[4, и—24]. Медь обнаружена в виде соединений CuMgAl2 или Cii2FeAl7
[25]. Цинк редко выпадает из раствора и образует фазу Mg3Zn3Al2; титан,
бор и бериллий в основном входят в твердый раствор. На рис. 219—222
512

Рис. 218. Сплав с 10% Mg; 0,3% Si; 0,6% Fe.
Литье в песчаную форму; крупный крис-
кристалл FeAl3, темные скопления фазы Mg2Si,
окисные пленки и пористость по границам
зерен. Травитель с HF, X250
показаны типичные микроструктуры,
а в табл. 69 приведены фазовые со-
составы сплавав. Литая <^РУктУРа по"
казана также в работах |2Ь, и\.
В большинстве промышленных
сплавов остальные элементы присутст-
присутствуют только в небольших количествах
и их влияние ча физические свойсгва
перекрываются влиянием магния. По-
Поэтому свойства этих сплавов с по-
погрешностью , не превышающей ошиб-
ошибки испытаний, соответствуют свойст-
свойствам бинарных сплавов (см. систему
А1—Mg). Имеются сведения о специ-
специальных свойства промышленных спла-
сплавов: параметре решетки [28], плотно-
плотности [29—33], коэффициенте линейно-
линейного расширения [34—39], усадке
[40—44], теплопроводности [45—62},
удельном электросопротивлении и тем-
температурном коэффициенте электросо-
электросопротивления [45, 47, 51, 53—61],
электродвижущей силе i[53], отража-
отражательной способности [62—68]-. Единст-
Единственное исключение составляют сплавы
с 4—5% Mg и 1—3% Ц с плотностью
порядка 2,5 г/см3 и менее [33] и спла-
сплавы с Мп, магнитная восприимчивость
которых зависит главным образом от
содержания марганца [69]-.
Магний определяет уровень меха-
механических свойств, все другие элементы
вносят также свой вклад. В табл. 70 приведены свойства сплавов Al—Mg
в зависимости от состава [3,4,21,31,56,58,59,70—125]. Термообработка не
вызывает существенного повышения прочности, особенно фасонных отливок,
но закалка с последующим естественным старением может повысить удли-
удлинение более чем в два раза [14,36,84,99,112,120,126—136]. Прочность
деформируемых полуфабрикатов мало зависит от размера зерна [137]. Их
свойства зависят до некоторой степени от качества слитка; это особенно
относится к массивным плитам и полосам, изготовленным из тонких литых
?аготовок [138, 139]. Свойства отливок, полученных под высоким давлением,
приближаются к свойствам деформируемых полуфабрикатов [140—143].
Указывается [144], что термомеханическая обработка может увеличить
предел прочности до 100%.
Сплавы, содержащие магний свыше 5%, редко применяют в нагартован-
ном состоянии, так как они могут обладать склонностью к коррозии под
напряжением. Используют стабилизирующую (снимающую напряжения)
обработку, которая мало влияет на свойства (иногда она может их увели-
увеличить), но значительно снижает чувствительность к коррозионному растрес-
растрескиванию [21,56,87,112,117,127,129,145—154]. Размер и форма испыты-
испытываемого образца оказывают небольшое влияние на свойства [155]. Испы-
Испытание при динамических нагрузках повышает свойства [156—161].
Наблюдаются пониженные свойства (особенно пластичности) тонкой фольги
[162], но здесь более ощутимо деформационное упрочнение [ 162 Ь]. Обра-
Обработка ультразвуком повышает прочность поверхности, но уменьшает ее в
присутствии коррозионной среды [163]. Нейтронное облучение вызывает
упрочнение, которое снимается только после отжига при температуре выше
227°С [164]. В литийсодержащих сплавах облучение приводит к выделению
пузырьков гелия, снижающих свойства *[165].
Прочность при сжатии приблизительно равна прочности при растяже-
растяжении; сопротивление срезу составляет 70—-в0»% от предела прочности
17 Зак. 218 513

Рис. 221. Сплав с 10% Mg; 0,3% Si; 0,3% Fe. Травитель с HF, X250:
а —литье в песчаную форму, фаза Mg2Si темная, фаза FeAl3 серая, Mg5Al8 светлая; б —
литье в металлическую форму, те же интерметаллические соединения, но в более дис-
дисперсной форме, и большее количество фазы Mg5Al8
514
Рис. 219. Сплав с 1% Mg; 1,2% Мп; 0,7% Si:
0,5% Fe. Слиток; фаза Mg2Si темная, фаза
(FeMnKSi2Ali5 светлая. Без травления,
Х250
Рис. 220. Сплав с 4,5% Mg; 0,7% Мп;
0,35 Fe; 0,25% Сг; 0,3% Si. Слиток непре-
непрерывного литья; крупные кристаллы соеди-
соединений Мп, Сг и темная фаза Mg2Si. Без
травления, Х250

Таблица 69
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ Al-Mg
Соотношение и содержание элементов и образующиеся фазы
си
си
Mg<2o/O . Mg>2o/O . Si>0,05<>/0 Cu>O,2o/o
В твердом растворе Mg5Al8 Mg2Si CuMg4Al6
Mg
Fe<0,3% . Fe>0,3%; Mg<2o/O . Fe>0,3%; Mg«2o/O; Mn или Сг>1%
Mg2Si ' Fe2SiAl8 (FeMnKSi2Al15 или (CrFeLSi4Al13
Si
Si<0 3%; Si>0,3%; Si>0,3%; Mg«2o/O; Si<O,3o/o; Si>0,3o/o; Si<0,3%; Si<2°/0;
fe>2% Mg<2% . Mn>0,l% . Mg>2o/O; Mn>Fe.Mg«2o/0;Cr>0,l%. Mg>296; Fe>0,3%;
FeAl3 ' Fe2SiAl8 ' (FeMnKSi2Al15 (FeMn)Al6 (CrFeLSi4Al13 ^^ ; Г0^
(CrFe)Ai7 Cu2reAl7
Fe
Si<Mg Si>2 Mg . Si<Mg . Si>2 Mg
(FeMn)Al6 ' (FeMnKSi2Al15 (CrFe)Al7 (CrFeLSi4Al13
Mn;
Cr
Fe<Cu Fe>Cu, Mg<2o/O . Zn<2o/O Zn>2<>/0
CuMg4Al6 ' Cu2FeAl7 В твердом растворе Mg3ZnAl2
Си;
Zn
515
17* Зак. 218

Рис. 222. Сплав с 7% Mg; 1,5% Si; 0,2% Mn,
0,3% Fe. Литье в песчаную форму; фаза
Mg2Si темная, фаза FeAl3 серая, Mg5Al8
светлая. Без травления, Х250
[132, 166—169]. Сопротивление удару
по Шарли находится в интервале от
5-Ю4 Н/м2 (для литейных сплавов)
до 35—45-104 Н/м2 (для отожженных
деформируемых полуфабрикатов из
сплавов, мало легированных магнием)
[4, 167, 170—172]. Вязкость в надре-
надрезе также минимальная для ли-
литого материала, особенно вьюокомаг-
мибвого литья в песчаные формы, и
наивысшая для деформируемых спла-
сплавов с низким содержанием магния
[173—178]. Применение оплавов для
броневых плит описано в работе [179].
Модуль упругости понижается от до-
добавок магния и растет от добавок
большинства других элементов; полу-
получаемый эффект — суммарный. В ре-
результате этого модуль сплавав с 5—
Таблица 70
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРОМЫШЛЕННЫХ СПЛАВОВ Al — Mg*
Сплав
0,5—
1,5% Mg
1% Mg,
1% Mn
2—3% Mg,
0—2% Zn
5-7% Mg
8—12% Mg
Состояние
Отожженное
Нагартованное
Отожженное
Нагартованное
Литье в песчаную фор-
форму
Литье под давлением
Отожженное
Нагартованное и стаби-
ттлл qit т\ г\хх а тли/ло
Л Но г1 р U о d. п. пис
Литье в песчаную фор-
форму
Литье под давлением
Отожженное
Нагартованное и стаби-
стабилизированное
Литье в песчаную фор-
форму
Литье под давлением
Отожженное
Нагартованное и стаби-
стабилизированное
Термически упрочненное
HV, МН/м2
250—350
600—800
35,0—500
650—900,
500^-600
500—700
400—550
650—900
500—600
600—800
600—800
800—1000
700—900
750—950
800—1000
900—1100
1200—1400
V
МН/м2
100—150
200—300
150—200
250—350
150—200
170—220
150—250
250-350
150—200
200—300
250—350
400—500
150—300
200—350
350—500
450—600
400—500
МН/м»
40—80
150—250
50—100
200—300
50—100
70—150
80—150
200—300
70—150
100—200
120—250
250—350
100—200
100—250
150—300
300—400
250—350
о, %
20—40
5—15
20—30
5-8
3-7
3—8
25—35
6—15
4—10
5—12
20—30
10—15
3-8
5-10
10—25
5—15
20-25
* Свойства сплавов с 4—5% Mg и 1—3% Li после термообработки соответствуют
свойствам сплавов с 5—7% Mg после нагартовки [34, 145, 146].
516

6% Mg мало отличается от модуля чистого алюминия и имеет несколько
пониженные значения для сплавов, в большей степени легированных магнием
[172, 180—182]. Модуль сплава с 4,7% Mg и 2% Li составляет 75 ГН/м2 [33].
Предел усталости растет пропорционально прочности по мере роста
содержания магния; для литейных сплавов он составляет порядка
60—100 МН/м2, а для деформируемых сплавов с 4—6% Mg 130—140 МН/м2
[59, 183—206]. Изучались скорости распространения трещины [207—218].
Как и в случае других алюминиевых сплавов, сопротивление усталости
сплавов Al—Mg сильно зависит от метода испытания, гетерогенности сплава,
надрезов, отверстий, качества поверхности, коррозионных поражений
образца и среды испытания [219—235]. Испытание в условиях давления
увеличивает сопротивление усталости [235 Ь]. Усталостная прочность выше,
а чувствительность к надрезам ниже у высокочистых сплавов [236]; размер
зерна оказывает небольшое влияние [236 Ь], но регулирует расстояние
между бороздками в изломе [236 с]. Приводятся данные о движении дис-
дислокаций в процессе испытания на усталость [2371.
С понижением температуры прочность и сопротивление усталости де-
деформируемых сплавов растут, а пластичность и вязкость надрезанных об-
образцов уменьшаются или остаются без изменения [103, 115, 171, 238—271].
Для литейных сплавов с более или менее непрерывными хрупкими фазами
по границам зерен пластичность и вязкость надрезанных образцов (невысо-
(невысокие в исходном состоянии) заметно снижаются при низких температурах
[272—274].
С ростом температуры падение прочности, модуля упругости и уста-
усталостной прочности происходит менее интенсивно, чем для большинства
других алюминиевых сплавов [82, 100, 103, ИЗ, 137, 166, 180,246,275—295]
(см. рис. 179). В силу этого предпринимались попытки (хотя и мало ус-
успешные) использовать сплавы Al—Mg для автомобильных поршней
[296—298]. Длительный нагрев и термоциклирование вызывают разупрочне-
разупрочнение [166, 299, 299Ь]. Изменение размеров в процессе отжига — см. [3U0].
Сопротивление ползучести сплавов высокое [96, 103, 200, 285, 293,
301—334], но зависит в существенной степени от распределения легирующих
элементов. Когда они находятся в твердом растворе или в виде дисперсных
выделений, сопротивление ползучести высокое; грубые частицы выделений
не улучшают это свойство [285, 323, 325, 332]. Повторное нагружение
увеличивает скорость ползучести [335]. Порошковые сплавы обладают ис-
исключительно высоким сопротивлением ползучести [336], но главным обра-
образом благодаря присутствию А12О3. Соотношение между статическими и ус-
усталостными свойствами освещается в работах [337, 338], механизм ползу-
ползучести—в работе [338 Ь]. Свойства при комнатной и повышенной темпера-
температурах сплавов, полученных направленной кристаллизацией, даны в работе
[339]. Трение и износ уменьшаются по мере увеличения концентрации
магния.
Кремний в количествах, обычно присутствующих в сплавах (<0,2%),
несколько уменьшает пластичность и вязкость надрезанных образцов без
увеличения прочности. Большие количества кремния улучшают литейные
свойства, но существенно понижают пластичность [15,43,86,91,99,103,126,
147,332,340—344]. Кремний не оказывает заметного влияния на ползу-
ползучесть [332].
Железо вызывает небольшое упрочнение сплавов с низким магнием
(<2%); в высокомагниевых сплавах оно присутствует в виде довольно
грубых кристаллов, снижающих пластичность, сопротивление ползучести и
усталости [99, 285, 341, 343 b — 345]. Марганец и хром также упрочняют
(при уменьшении пластичности) малолегированные сплавы, так как эти
элементы могут растворяться в матрице, но с ростом содержания магния
растворимость марганца и хрома снижается, а размер их частиц растет.
Уменьшается количество магния, которое связывается в первичные соеди-
соединения. Оба элемента несколько увеличивают свойства при низких темпера-
Т$*х и сопротивление ползучести [15, 84, 130, 147, 255, 285, 340, 341, 344,
«34b ,349|. Медь в количествах, обычных для этих сплавов, почти не влияет
517

Рис. 223. Лист из сплава с 5% Mg; 0,8% Мп;
0,2% Fe; 0,15% Si; 0,10% Cr:
227°C, тонкодисперсные выделения Mg5Al8. Травитель с
после холодной прокатки при 12ГС, 2 ч, наблюдаются
цепочки частично растворившейся фазы Mg5Al« Тоави
растворилась. Травитель с Н3РО4, Х500; з - межкри?т"ал
518
а — окончательная прокатка сляба при
прокатка при 427°С со стабилизацией
травления. ХЮО; д — закалка с 327°С,
с 527°С. большая часть фазы Mg5Al8

Н3РО4, Х500; б —небольшая
непрерывные цепочки выделении,
тель с Н3РО4, Х600; е — сильная
литная коррозия. Травитель с Н3РО4, ХЮО
519
питтинговая коррозия.
Травитель с Н3РО4,
питтинговая коррозия.
Без травления, ХЮО; в — окончательная
Х600- г — расслаивающая коррозия. Без
Травитель с Н3РО4, Х'Ю0: ж - яякалка

на механические свойства [16, 147]. Цинк при содержании до 1,5—2%
несколько повышает прочность без заметного влияния на ползучесть [126,
332, 340, 344, 350, 350 Ь]. Церий, титан, молибден, ванадий, цирконий не-
непосредственно не вызывают упрочняющий эффект, однако возможно
некоторое упрочнение и повышение сопротивления ползучести в результате
вызываемого ими измельчения зерна и увеличения температуры рекристал-
рекристаллизации [126, 285, 351—356]. Бериллий, кальций, серебро, сурьма сущест-
существенно не влияют на механические свойства [2—4, 7, 8; 126, 147, 332, 351,
352, 354, 357—361]; натрий понижает пластичность, особенно при повы-
повышенных температурах {344, 362]. Сплавы, содержащие 1—2% Li, терми-
термически упрочняемы; после прессования, закалки и искусственного старения
предел прочности может достигать 450—500 МН/м2, предел текучести
300—350 МН/ма при удлинении 5—10% [33, 363]. Справочные данные
о свойствах русских промышленных сплавов даны в работе [364].
Электродные потенциалы промышленных сплавов такие же, как у вы-
высокочистых сплавов. Цинк увеличивает потенциал, медь уменьшает его;
другие элементы не оказывают заметного влияния [365]. Коррозионная
стойкость промышленных сплавов также близка к стойкости бинарных
сплавов; примеси, ухудшающие стойкость, обычно присутствуют в ограни-
ограниченных количествах и поэтому влияют несущественно. Таким образом,
сплавы обладают хорошим сопротивлением коррозии в течение обычной
выдержки [31, 77, 89, 354, 366—390], а также в воде или паре [391—394],
в морской воде или атмосфере [2—8, 80, 126, 132, 357, 371, 373, 383,
395—418] и во многих химических веществах [79, 80, 357, 368, 419—446].
В продуктах коррозии сплава с Д% Mg обнаружена главным образом
А12О3 с небольшой примесью магния ([447, 448].
Промышленным сплавам также присуща склонность к межкристаллит-
ной коррозии и коррозии под напряжением /[123, 126, 449—473], которая,
несомненно, зависит от типа структуры (рис. 223). Старение или обработка
с целью релаксации напряжений в течение нескольких часов при 127—227°С
[86, 126—128, 474—481], а также выдержка при температурах, характер-
характерных для тропиков, или длительное хранение при комнатной температуре
[482—486 Ь] вызывают склонность к коррозии. Однако термообработка при
127—177Х в течение 24 ч или при 227—277°С в течение 10—20 мин делают
сплавы нечувствительными к этим видам коррозии [487, 488]'.
Медь, никель и в меньшей степени железо и кремний способствуют
питтинговой коррозии {126, 340, 341, 441, 489—492]. Цинк, сурьма, титан
и ванадий оказывают незначительное влияние [130, 403, 491, 493]; марганец,
хром и цирконий уменьшают коррозию [130,341,348,349,380,403,440,489,
491, 494—496]. Сопротивление межкристаллитной коррозии и коррозии под
напряжением повышается прежде всего от добавок хрома, марганца, а так-
также циркония, молибдена, кремния, меди, бериллия, сурьмы, цинка, кальция
и титана {126, 347, 350, 355 с, 475, 491, 497—502]. Однако имеются сведения
о том, что цинк и кремний не оказывают влияния [451, 491, 503], а по
данным работы [504], фаза Mg2Si вызывает межкристаллитную коррозию.
Висмут, церий, натрий, калий, рубидий, стронций увеличивают сопротивле-
сопротивление коррозии [504 Ь, 504 с, 505]; данные о воздействии железа, ртути и меди
различны — от нейтрального до отрицательного поведения [451, 498, 502,
504 Ь]. Ванадий существенно уменьшает коррозионную стойкость под на-
напряжением [353].
Внутренняя пористость ускоряет коррозию, когда в процессе механиче-
механической обработки или удаления литейной корки в поры попадает коррозион-
коррозионная среда [506, 507]. Коррозионное растрескивание усиливается в присутст-
присутствии надрезов и зависит от природы среды [508, 509], но не зависит от
приложенного давления и размера зерна [465, 476]. Как упоминалось в
разделе «Система Al—Mg», кратковременные или низкотемпературные
отжиги и сильная нагартовка значительно повышают чувствительность
к коррозии, в то время как правильный отжиг или небольшие степени
деформации могут снизить ее до безопасных пределов. Деформация пуль-
сирующими магнитными полями оказывает такой же эффект, что и дефор-
520

мация, выполняемая традиционными методами [509 Ь]. Возможность рацио-
рационального конструирования с целью избежания коррозии под напряжением
обсуждается в работе [510]. Контактная коррозия сплавов с менее электро-
электроотрицательными материалами (сталью, бронзой и др.) очень интенсивна
[7, 405, 511—514 Ь], как и следовало ожидать из анализа величины по-
потенциалов.
Термомеханическая обработка сплавов была разработана в целях по-
получения однородной структуры, не чувствительной к коррозии под напря-
напряжением [515—517]. Она вызывает распад твердого раствора в зонах,
обедненных вакансиями, которые окружают зоны, обедненные магнием и
располагающиеся по границам зерен и плоскостям скольжения. Подобный
распад можно также получить, регулируя технологию горячей прокатки
таким образом, чтобы при температуре окончательной прокатки выделялись
и коагулировали частицы фазы MgsAl8, создавая структуру, показанную на
рис. 223, а, д. Плакирование цинксодержащими сплавами [518], а также
напыление цинком обеспечивают защиту от коррозии [519].
Литейные свойства сплавов с низким содержанием магния B—4|%)
плохие и несколько улучшаются с увеличением его содержания G—12%)
[85, 91, 133, 299, 520—530]. Количество присутствующей эвтектики сравни-
сравнительно небольшое даже в высокомагниевых сплавах [531, 532], наблюдает-
наблюдается значительная горячеломкость, особенно сплавов с низким содержанием
магния i[118, 533—535]. Но образование трещин при непрерывном литье
наиболее характерно для высокомагниевых сплавов [535 Ь]. Добавки циика
[344, 350] или кремния ;[43? 80, 91, 103, 341] увеличивают количества
эвтектики и жидкотекучесть. Кремний наиболее эффективен в этом отно-
отношении, но он вызывает сильное охрупчивание.
Интенсивное взаимодействие магния с огнеупорами и его окисляемость
могут привести к загрязнению расплава включениями разной степени дисг
персности, что уменьшает жидкотекучесть и отрицательно сказывается на
свойствах [536]. Для уменьшения окисляемости используют серные атмос^
феры, покрывающие расплав соединением Mg2SO4 [537, 538], а также
добавки ингибиторов в землю [539] и особенно небольшие присадки берил-
бериллия или лития @,02% Be или менее) [133, 341, 358—361, 540—546]; имеют-
имеются данные, что бериллий укрупняет зерно [133, 352, 547]. Исследована
воспламеняемость сплавов [547 Ь].
Магний практически не влияет на размер зерна технического алюминия
и, как следует из данных табл. 70, механические свойства фасонных от-
отливок чувствительны к размеру зерна, определяемому температурой литья
и видом литейной формы [133, 352, 530, 548—559]. Свойства деформируе-
деформируемых полуфабрикатов также зависят от размера зерна: чем мельче зерно
в слитке, тем выше прочность и пластичность готового полуфабриката [560].
Следовательно, добавки таких модификаторов, как титан, титан и бор,
молибден, тантал, цирконий и др., благоприятны [19, 112, 119, 561—571].
Пористость также оказывает существенное воздействие на механические
свойства [103, 547, 550, 567, 572—580], но при высоком содержании во-
водорода снижается горячеломкость [581].
Двойниковые кристаллы, образующиеся при непрерывном литье, растут
от плоскостей A11) [582]. Центробежная заливка не влияет на структуру
и свойства [583].
Несмотря на относительно широкий интервал кристаллизации сплавов,
ликвация магния сравнительно небольшая. Заметная дендритная ликвация
может привести к появлению фазы MgsAl8 даже в сплавах, мало легирован-
легированных магнием C—4%). Но прямая ликвация не изменяет состав более чем
на 10%, а зона обратной ликвации укладывается в пределы литейной корки
слитков непрерывного литья [486, 573, 584—589]. Если эту ликвационную
зону не удалить, может появиться зональная коррозия [590]. Гомогениза-
Гомогенизация может уменьшить дендритную ликвацию, хотя диффузия магния
аЖМИНИИ при темпеРатУРах ниже температуры эвтектики А1—Mg5Al8
DDU С) протекает медленно. Пластическая деформация ускоряет гомоге-
гомогенизацию [590 Ь]. Таким образом, влияние ликвации магния на свойства
несущественно.
521

Ликвация кремния, железа, марганца и хрома, хотя и происходит
реже, может привести к выделению крупных первичных кристаллов Mg2Si
или хромистых, железистых и марганцовистых соединений, уменьшающих
сопротивление усталости и пластичность (рис. 224). Коробление фасонных
отливок вследствие внутренних растягивающих напряжений можно умень-
уменьшить обработкой холодом [591] или другими видами обработки, снижаю-
снижающими напряжения [592, 593]. Взаимосвязь литой структуры и свойств осве-
освещена в работе [593 Ь].
Рис. 224. Сплав с 5% Mg; 0,8% Мп; 0.2%
Fe; 0,1% Si; 0,2% Сг. Катаная плита из
слитка непрерывного литья, при прокатке
крупные первичные кристаллы раздроби-
раздробились и образовались полости внутри фраг-
фрагментов. Травитель с Н3РО4, Х250
Рис. 225. Линии Людерса в листе спла-
сплава с 2,5% Mg; 0,2% Сг; 0,2% Fe; 0,15%
Si. Полный отжиг перед растяжением,
XI (по данным Ф. М. Крилла, Kaiser —
Aluminium Co)
Обрабатываемость давлением в горячем состоянии сплавов в сильной
степени зависит от содержания магния: она достаточно хорошая при
низком магнии (<1%), но затем быстро ухудшается; при 12—14% Mg пла-
пластическая деформация затрудняется и требует больших усилий [158, 594—
598]. Одна из причин этого явления состоит в том, что допускаемая темпе-
температура горячей деформации на 50— 100°С ниже, чем для других алюминиевых
сплавов, ввиду низкой температуры плавления эвтектики А1—Mg5Al8 D50°C)
[89, 131, 136, 599—601]. Скорость деформации мало сказывается на обра-
обрабатываемости давлением сплавов А1—Mg [602, 603]. Приводятся данные
о структуре и свойствах после гидростатического прессования [604] и прес-
прессования взрывом [605]. Изучено деформационное разупрочнение [606].
На основании исследования механических свойств отожженного мате-
материала показано, что требуются высокие усилия для проведения холодной
деформации даже низкомагниевых сплавов, хотя их пластичность хорошая
[495, 601, 602, 607-622]. Склонность сплавов тормозить течение металла
(см. систему А1—Mg) приводит к появлению линий Людерса [325, 623—629"]
(рис. 225). Электромагнитная штамповка освещена в работе [630]. Пред-
Предлагается метод определения состояния сплава как функции энергии дефор-
522

мации [631]. Анизотропия свойств — небольшая [632]. Степень глубокой
вытяжки уменьшается по мере легирования магнием [632 Ь, 632 с] и увели-
увеличивается от добавок меди в количестве до 0,2% [632 bj.
Обрабатываемость давлением в холодном и горячем состояниях сущест-
существенно снижается от добавок кремния. Марганец, хром и железо оказывают
малое влияние, если они не образуют грубые избыточные кристаллы; цинк
и медь несколько ухудшают обрабатываемость. Эффект от натрия отрица-
отрицательный: даже в количествах около 0,001;% он может явиться причиной
трещин при горячей и холодной деформации [19, 344, 345, 362, 495,
633—634]. Висмут сглаживает эффект от добавок натрия [635]. Водород
способствует трещинообразованию {636]. Повышенные содержания мар-
марганца и (или) хрома приводят к образованию крупнокристаллического
ободка в прессованных изделиях [637].
Низкоплавкие эвтектики в сплавах А1—Mg точно не установлены.
Бинарная эвтектика А1—Mg5Ale имеет точку плавления 450°С Тройная
эвтектика Al—MgsAls—MgoSi плавится при 449°С, четверная эвтектика
А1—Mg5Al8—FeAl3—MgoSi—при 448°С. В присутствии марганца и хрома
фаза FeAl3 в эвтектиках заменяется соединениями FeMn или СгМп. Ве-
Вероятно, эти эвтектики близки к бинарной Al—MgsAl8 по составу и точке
плавления. Таким образом, самая низкая точка плавления этих сплавов
лежит в интервале 445—450°С. В сплавах с содержанием магния мейее 3,%
фаза Mg5Al8 присутствует в очень ограниченных количествах. Поэтому го-
гомогенизацию можно проводить безопасно вплоть до 547°С, Особенно это
относится к слиткам, предназначенным для деформируемых полуфабрика-
полуфабрикатов, в которых небольшая пористость, образовавшаяся вследствие оплав-
оплавления эвтектики, легко заваривается в процессе деформации. Для зысоко-
магниевых сплавов и особенно для фасонных отливок из этих сплавов
температура гомогенизации не должна превышать 445°С, требуются также
продолжительные отжиги [86, 130, 135, 587, 638—640].
Окисление магния может оказаться ощутимым, вызывая обеднение
поверхностного слоя и его обесцвечивание '[641, 642]. Присадки бериллия
в количестве около 0,05% уменьшают [359, 544, 643], а добавки лантана
ниобия [644] увеличивают окисляемость. В присутствии водяных паров на
поверхности при высокой температуре происходит диффузия водорода
в металл [645]. Сплавы Al—Mg также очень склонны к аномальному росту
зерна [646, 647]. В процессе термообработки газ, растворенный в фасонных
отливках, выделяется и увеличивает пористость [648]. I
Как и в бинарных сплавах, коррозионная стойкость очень зависит от
скорости охлаждения при закалке. Быстрая закалка способствует образо-
образованию приграничных зон, обедненных вакансиями; медленная закалка
уменьшает или снимает полностью чувствительность сплавов к межкристал-
литной коррозии и коррозии под напряжением без существенной потери ме-
механических свойств [474, 479, 488, 503, 648Ь—651]. Отмечается, что после
медленной закалки и искусственного старения свойства литийсодержащих
сплавов улучшаются [146].
Упрочнение при старении промышленных сплавов почти такое же, как
у двойных сплавов (см. систему Al—Mg). Железо и хром существенного
влияния на упрочнение не оказывают. Кремний снижает эффективное со-
содержание магния незначительно: его ограничивают в сплавах, воспринима-
воспринимающих старение, с целью избежания охрупчивания [342] и потерь магния
в виде нерастворимой фазы Mg2Si. Марганец, цинк, серебро и кадмий спо-
способствуют зарождению зон ГП при старении и таким образом увеличивают
упрочнение при комнатной температуре, хотя и в небольшой степени t[28,
516, 652—655]. Как и в бинарных сплавах, холодная деформация менее
20% перед процессом старения или после него благоприятна в отношении
распределении выделений по телу зерна, вызывая прирост прочности
и уменьшение межкристаллитной коррозии. Однако большие степени дефор-
деформации концентрируют выделения по плоскостям скольжения и делают мате-
Р?ал чувствительным к локальной коррозии [90, 95, 117, 122, 126, 409, 479,
480, о 16, 533, 649, 651, 655 Ь-663].
523

Минимальная деформация, вызывающая рекристаллизацию, равна при-
примерно 1—3%; при меньшей деформации происходит только возврат. Дефор-
Деформация чуть выше указанной величины приводит к сильному росту зерна.
Размер зерна минимален в случае протекания рекристаллизации при
327—427°С; ниже этого интервала зерна зарождаются слишком медленно,
а выше растут очень быстро [89, 148, 581, 641, 664—676]. Возврат, пред-
предшествующий рекристаллизации (например, при медленном нагреве или при
обработке давлением), уменьшает скорость рекристаллизации и склонность
к росту зерна [599, 677, 678]. Влияние магния на температуру рекристал-
рекристаллизации зависит от формы, в которой он присутствует: эффект от грубых
крупных частиц Mg5Al8 незначителен; дисперсные выделения Mg5Al8 несу-
несущественно воздействуют на температуру рекристаллизации, но измельчают
зерно; магний в твердом растворе поднимает температуру и снижает
скорость рекристаллизации, а также уменьшает размер зерна [639, 641,
664, 666—668, 670, 672, 676, 679—682]. Этот эффект усиливается при по-
понижении температуры и росте содержания магния [680, 681, 683], хотя, по
данным работ [657, 684], он максимален при 1,5% Mg. Железо, марганец,
хром, циркон-ий, литий, ванадий и цинк повышают температуру рекристал-
рекристаллизации [353, 647, 664, 685—688].
Возврат происходит в интервале 127—227°С и используется как средст-
средство создания частично нагартованных состояний, при этом сначала материал
нагартовывается, а затем размягчается до уровня требуемых свойств [669,
671, 674, 677, 689]. Для катаного материала характерно многообразие текстур.
Могут быть обычные текстуры деформации и рекристаллизации, свойствен-
свойственные алюминию, но, например, при прокатке слитков непрерывного литья с
заметными двойниками возможно появление спектра текстур [647, 690—
693]. О влиянии текстуры на способность к вытяжке сообщается в рабо-
работе {694].
Сплавы Al—Mg широко применяются при изготовлении сварных кон-
конструкций в качестве присадочного материала, так как ограниченное количе-
количество эвтектики в них и относительны высокая прочность в отожженном
состоянии позволяют получать сравнительно прочные швы [87, 695—716].
В структуре сварного соединения, полученного при сварке плавлением, на-
наблюдаются обычные зоны: центральная зона шва, окруженная зоной тер-
термического влияния (последняя включает в себя частично оплавившиеся, а
также отожженные и состаренные участки). В зоне шва преобладают
столбчатые кристаллы и двойники и имеются полосы с крупными и мелки-
мелкими дендритными расстояниями. Наблюдаются заметная ликвация легирующих
компонентов между ветвями дендритов и грубые междендритные зоны
низкой прочности [717—721].
Прочность сварных соединений составляет порядка 80—90% от проч-
прочности основного материала в отожженном состоянии. Она возрастает по
мере понижения температуры (несколько в меньшей степени, чем прочность
основного материала) при небольшом снижении пластичности [245, 247, 249,
261, 267, 443, 708, 711, 722—738]. Холодная деформация величиной до 25'%
увеличивает прочность, дальнейший рост деформации малоэффективен
[739]. Сопротивление усталости бездефектного шва чуть ниже, чем у ос-
основного материала [205, 236, 255, 710, 726, 733, 736, 740—749]; надрезы,
трещины, сильная ликвация, пористость и включения сильно ослабляют
швы, особенно при низких температурах [696, 702, 705, 750—753]. Покры-
Покрытие сварной зоны полимерными пленками может повысить усталостную
прочность [754]. Прочность при высокой температуре и сопротивление
ползучести сварных соединений несколько ниже значений этих характери-
характеристик для основного металла '[754 Ь]. Сопротивление коррозии сварных из-
изделий также хорошее; имеется незначительная склонность к межкристал-
литной коррозии и коррозии под напряжением, если сварные соединения не
подвергаются закалке [383, 406, 407, 432, 443—445, 471, 500, 755—758].
О сварке сплавов Al—Mg со сталью сообщается в работах [721, 759, 760],
а об остаточных напряжениях при сварке — в работах [761—762].
Элементы, способствующие внутридендритной ликвации, увеличивают
524

хрупкость шва и склонность к трещинообразованию [633, 763—765]. Мак-
Максимальная склонность соответствует примерно сплавам с 2% Mg [765 b];
повышение содержания магния в свариваемом металле или в присадочной
проволоке уменьшает трещинообразование, пористость и повышает проч-.
ность [766—768]. Железо, марганец, хром, титан и цирконий улучшают
свариваемость за счет снижения горячеломкости; помимо этого, марганец
и хром уменьшают чувствительность к коррозии под напряжением [495, 500,
769—771]. Титан более чем цирконий эффективен как модификатор сварных
швов [772]. Медь способствует образованию трещин [769, 770]. Аналогично
меди действует кремний, особенно при низком отношении Fe : Si [343, 343 b,
346, 467, 764, 770—773]. Водород и кислород приводят к образованию пу-
пузырей, пористости и окисных включений; с целью уменьшения окисляемости
используют гелий, аргон и азот [103, 690, 707, 757, 770, 774—776]. Литий,
бор, стронций и кальций уменьшают пористость сварных соединений /[766],
а натрий снижает прочность [633]. Бериллий понижает окисляемость при
сварке, так же, как при литье [359, 545, 740].
Обрабатываемость резанием рассматриваемых сплавов хорошая, осо-
особенно при повышенных содержаниях магния [777—789]. Хром, кремний
и медь мало улучшают обрабатываемость [777], свинец вызывает некоторое
улучшение ее, но в меньшей степени, чем в сплавах без магния ;[9, 790,
791]. В атмосфере кислорода и СО2 достигается лучшая отделка поверх-
поверхности, чем в атмосфере азота [791Ь]; химическое фрезерование может
ухудшить ее ,[792].
Данные сплавы широко используют для архитектурных целей; методом
травления или электрополирования получают поверхности с высокой отра-
отражательной способностью, в основном сохраняющейся после анодирования
[6]. Примеси уменьшают глянец поверхности, поэтому сплавы для рефлек-
рефлекторов приготовляют из чистого алюминия (99,99%) (рис. 226) [354, 793,
Рис. 226. Сплав с 1,2% Mg, приготовлен-
ный из 99,99% А1. Только в случае неболь-
шого количества мелких нерастворимых
интерметаллидов достигается хорошая от-
Х500ЛЬНаЯ способность- Без травления,
Рис. 227. Лист из сплава с 2,5% Mg; 0,2%
Сг; 0,1% Si; 0,2% Fe, плакированный тем
же сплавом в целях улучшения распреде-
распределения нерастворимых интерметаллидов на
поверхности. Без травления, Х250
525

794]. Используют также плакирование для измельчения структурных со-
составляющих на поверхности (рис. 227). Вид структуры влияет на глянец
поверхности; если легирующие элементы полностью растворены или присут-
присутствуют в виде тонкодисперсных выделений, отражательная способность
повышается [795—799]. Крупное зерно или преимущественная ориентиров-
ориентировка ухудшают эту характеристику [798, 800, 801]. Ликвация магния приводит
к поверхностной ряби [792]. При сернокислотном или щавелевокислотном
анодировании магний растворяется быстрее окисной пленки, поэтому рас-
распределение магния мало влияет на глянец поверхности [802—807]. Анодные
пленки темнеют от добавок кремния и даже возможно появление полосча-
полосчатости, если он не входит в твердый раствор [808—810]. Железо и медь не
сильно влияют на отражательную способность [811]. Титан способствует
ее ухудшению, особенно после анодирования [354, 810]. Марганец и хром
придают золотистый или бронзовый оттенок анодной пленке, если эти эле-
элементы находятся в твердом растворе; если же они присутствуют в виде са-
самостоятельных фаз, анодная пленка темнеет [812].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Tandberg, JIMMA 17, 179.
2. D. Schultz, JIM 37, 487.
3. С. Commentz, JIM 37, 648.
4. R. Sterner — Reiner, JIM 38r 409; 47, 19.
5. Anon., JIM 43, 495.
6. A. Black, CA 24, 5267.
7. E. K. Schmidt, JIM 40, 304; 53, 77.
8. E. Siegmund, JIM 53, 675.
9. H. Bauer, JIMMA 7, 1940.
10. M. Montieelli - Papania, JIMMA 19, 648.
11. A. Domony, etc., JIMMA 27, 55.
12. N. /. Korneev, etc. (H. И. Корнеев и др.), Met A 2, 310307.
13. A. Ruhenbeck, JIMMA 19, 177.
14. S. Daniels, JIM 34, 419; 35, 539; 37, 451, 452.
15. E. Herzog, etc., 53, 499.
16. E. Mdckel, JIMMA 4, 508.
17. Af. V. Ardenne, etc., JIMMA 12, 281.
18. V. O. Gagen — Torn, С А 44, 26.
19. L. Kubichek, etc., JIMMA 28, 173, 753.
20. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков и др.), Met A 2, 120844.
21. V. M. Koltsov, etc. (В. Af. Кольцов и др.), Met A 4, 311102.
22. V. V. Teleshov, etc. (В. В. Телешов и др.), Met A 5, 120173.
23. V. V. Istomin — Kastrovsky, etc. (В. В. Истомин — Костровский и др.), 7, Met A 5,
120287.
24. М. Conservam, etc., Met A 6, 120568.
25. R. F. Lynch, etc., Met A 2, 110579.
26. Anon., ЛММА 24, 158.
27. V. Panchanathan, etc., MA 1, 1125.
28. A. R. Weill, JIMMA 19, 715; 20, 159.
29. Anon., JIM 20, 331.
30. Anon., JIMMA 3, 507.
31. G. Siebel, JIMMA 17, 641.
32. D. E. Kunkle, etc., MA 1, 1895.
33. Af. I. Paretski, etc. (Af. И. Парецкий и др.), Met A 1, 310966.
34. W. Claus, etc., JIM 47, 336.
35. H. Ebert, JIMMA 5, 250.
36. Anon., JIMMA 19, 825.
37. B. L. Rhodes, etc., JIMMA 31, 157.
38. A. I. Zakharov, etc. (А. И. Захаров и др.), Met A 4, 32012G.
39. E. Peizel, JIMMA 7, 153.
40. A. A. Bochvar, etc. (А. А. Бочвар и др.), JIMMA 13, 319.
41. R. Urmann, JIMMA, 19, 708.
42. H. Arbenz, JIMMA 30, 620.
43. M. Drouzy, etc., .JIMMA 32, 741.
44. S. Engel, etc., Met A 4, 510217.
45. L. Af. Kempf, etc., JIMMA 4, 84, 378.
46. Af. Elffein, etc., JIMMA 4, 493.
47. R. Hase, etc., JIMMA 9, 65.
48. R. W. Powell, etc., JIMMA 17, 424.
49. /. E. Evans, Jr., JIMMA 21, 870.
50. R. L. Powell, etc., JIMMA 28, 194.
51. A. V. Logunov, etc. (А. В. Логунов и др.), Met A 2, 320294.
52. G. M. Zlobintsev, etc. (Г. М. Злобинцев и др.), Met A 4, 320872.
53. E. F. Northrup, JIM 17, 324.
54. /?. F. Mehl, JIM 32, 526.
526

55. И. Vosskuhler, JIMMA 2, 462.
56. H. Vosskuhler, JIMMA 7, 56.
57. F. Rohner, JIMMA 18, 689.
58. H. W. Adams, JIMMA 26, 823.
59. K. R. Vassel, JIMMA 31, 567.
60. W. R. Stowell, etc., Met A 3, 120557.
61. A. F. Clark, etc., Met A 3, 332046.
62 R G Waltenberg, etc., JIM 23, 617; 26, 517.
63* R'. Hase, JIMMA 2, 2.
64 Y A. Tsenter, JIMMA 13, 46.
65* В P. Artamov, etc. (В. П. Артамов и др.), JIMMA 8, 122.
66* H. Bettler, JIMMA 22, 1073.
67. Anon., JIMMA 21, 773.
68. W. Helling, etc., JIMMA 20, 297; 21, 351; 22, 1105.
69. H. Sehmidt — Glemewinkel, JIMMA 7, 104.
70. E. H. Dix, etc., JIM 41, 438; 42, 435.
71. Anon., JIM 47, 479.
72. K. Schraivogel, JIM 53, 70, 121.
73. T. W. Bossert, etc., JIM 50, 151.
74. D. B. Hobbs, JIM 50, 536.
75. Anon., JIM 50, 76, 223; 294, 661.
76. E. R. Thews, JIM 53, 549.
77. Anon., JIM 53, 121, 618, 675.
78. W. Schultze, JIM 53, 616, 696.
79. E. Drouilly, JIMMA 2, 231.
80. P. Spitaler, JIMMA 3, 171, 413, 708.
81. /. Igarashi, JIMMA 3, 148, 654.
82. F. M. Howell, etc., JIMMA 5, 771; CA 28, 6413.
83. H. Rogez, JIMMA 3, 198.
84. G. Chaudron, etc., JIMMA 2, 280, 462.
85. P. Spitaler, JIMMA 3, 708.
86. N. D. Bobonikov (H. Д. Бобовников), JIMMA 3, 649.
87. /. Herenguel, JIMMA 5, 85; 7, 432.
88. T. Morinaga, JIMMA 6, 45; 7, 469.
89. Y. P. Poliakova (Ю. П. Полякова), JIMMA 6, 399.
90. K. Bunghardt, JIMMA 5, 659.
91. F. Giolitti, JIMMA 5, 87.
92. H. Schick, etc., JIMMA 5, 525.
93. F. Hohne, JIMMA 6, 352.
94. A. Koppenhofer, JIMMA 7, 375.
95. W. Lott, JIMMA 13, 76.
96. V. Christiansen, JIMMA 14, 434.
97. /. Morgan, JIMMA 12, 144; 13, 432.
98. E. Carrington, JIMMA 12, 229.
99. R. T. Parker, etc., JIMMA 15, 435.
100. E. M. Savitzky, etc. (E. M. Савицкий и др.), JIMMA 17, 253; 20, 81.
101. /. /. Bowman, etc., JIMMA 17, 801.
102 Anon., JIMMA 18, 349.
103. H. Vosskuhler, JIMMA 17, 799; 18, 698; 19, 578; 20, 619.
104. M. Renouard, JIMMA 18, 164.
105. A. P. Culyaev, etc. (А. П. Гуляев и др.), СА 44, 9207.
106. D. Т. Ross, JIMMA 19, 641.
107 D. Gualandi, etc., JIMMA 22, 145.
108. R. J. Durham, etc., JIMMA 23, 279.
109. /. R. Young, JIMMA 22, 175.
110 F. Gatto, etc., JIMMA 25, 11.
111. V. A. Pavlov, etc. (В. А. Павлов и др.), JIMMA 26, 521.
112. L. J. C. VanEwijk, JIMMA 23, 414; 26, 1023; 27, 404.
113. N. P. Inglis, etc., JIMMA 26, 993.
114. K. Takeuchi, etc., JIMMA 31, 77.
115. L. P. Rice, etc., JIMMA 31, 77.
116. B. Stengel, JIMMA 32, 273.
117. N. N. Belousov, etc. (H. H. Белоусов и др.), MA 2, 543; Met A 1, 310435.
118. A. P. Bates, etc., MA 1, 1125.
119. M. F. Nikitina (M. Ф. Никитина), MA 2, 1401.
120. W. Burgmann, Jr., Met A 2, 560493.
121. P. F. Koshelev (П. Ф. Кошелев), Met A 3, 310445.
122. M. F. Komarova, etc. (Af. Ф. Комарова и др.), Met A 2, 210659.
123. С. L. Brooks, Met A 4, 610049.
123b. G. Parisio, Met A 6, 460015.
123c. E. Machigall, Met A 6, 310991.
123d. Anon., Met A 6, 710213, 710220, 710287.
123e. K. I. Vasu, Met A 6, 710283.
124. H. M. Tensi, etc., Met A 7, 140034.
125. L. S. Vatrushin (Л. С. Ватрушин), Met A 5, 310441.
126. G. Siebel, JIMMA 3, 8, 534.
127. P. Vachet, JIMMA 3, 73, 246.
128- P-Lacombe, etc., JIMMA 3, 450; 4, 594; 6, 44, 450; 11, 284, 291; 12, 310, 349; 14, 312,
«3oo.
129. W. Brawniewski, etc., JIMMA 4, 620; 5, 85, 770; 6, 507.
527

130. L. N. Sergeev, etc. (Л. Н. Сергеев и др.), JIMMA 10, 105.
131. 5. Af. Voronov, etc. (С. М. Воронов и др.), JIMMA 10, 266.
132. Anon., JIMMA ), 495.
133. L. Grand, JIMMA 17, 104.
134. W. Martin, JIMMA 21, 813.
135. Nielsen, JIMMA 26, 751.
136. Y. Af. Vainblat, etc. (Ю. М. Вайнблат и др.), MA 1, 892.
137. H. Borchers, etc., Met A 2, 310199.
138. H. Rohrig, JIMMA 12, 396; 14, 201.
138b. A. N. Turner, etc., Met A 1, 310090.
139. G. Moritz, etc., Met A 6, 510048.
140. E. Meyer — Rassler, JIMMA 17, 801.
141. K. Wellinger, etc., JIMMA 18, 677.
142. Ziegler, JIMMA 18, 475.
143. E. K. Holz, Met A 3, 510058.
144. /. G. Morris, Met A 5, 312404.
145. /. B. Benedyk, Met A 3, 710288.
146. A. Y. Chernyak, etc. (А. Ю. Черняк и др.), Met A 5, 560219, 560229; 6, 312003.
147. D. A. Petrov (Д. А. Петров), JIMMA 4, 493, 594.
148. Af. P. Markovetz (M. П. Марковец), JIMMA 5, 145.
149. F. King, etc., JIMMA, 21, 731.
150. W. A. Pollard, JIMMA 26, 157.
151. H. Gamier, etc., JIMMA 27, 205.
152. P. Brenner, JIMMA 29, 559.
153. N. 1. Varich, etc. (И. И. Варич и др.), JIMMA 28, 859; 29, 211.
154. M. Z. Ermanok, etc. (M. 3. Ерманок и др.), JIMMA 32, 19.
»155. S. Sato, Met A 4, 220996, 220997.
156. /. D. Campbell, JIMMA 20, 791.
157. S. Sakui, etc., JIMMA 32, 1231.
158. M. Z. Ermanok, etc. (Af. 3. Ерманок и др.), МА 2, 1859, 2007.
159. U. S. Lindholm, etc., Met A 4, 312057.
160. K. Tanaka, etc., Met A 4, 312497.
160b. V. G. Kudryashov, etc. (В. Г. Кудряшов и др.), Met A 6, 312684.
160c. V. K. Afanasev, etc. {В. К. Афанасьев и др.), СА 79, 22747g.
161. В. Y. Mazurovsky, etc. (В. #. Мазуровский и др.), Met A 5, 311757.
162. E. S. Kadaner, etc. C. С. Каданер и др.), Met A 1, 310967.
162b. M. E. Drita, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 6, 312169.
163. P. V. Panchenko, etc. (Я. В. Панченко и др.), Met A 5, 140192.
164. К. Shiraishi, Met A 4, 160176.
165. A. Boltax, JIMMA 30, 851.
166. R. Irmann, JIMMA 8, 184; 9, 237.
167. F. Gatto, JIMMA 22, 146.
168. G. A. Pagonis, The Light Metals Handbook, Van Nostrand, 1954.
169. L. Mori, JIMMA 30, 397.
170. Я. Rohrig, etc., JIMMA 5, 4.
171. L. Mori, JIMMA 30. 649.
172. A. Latkowski, etc., Met A 5, 312502.
173. Я. Vosskuhler, JIMMA 5, 252.
174. /. P. Doan, etc., JIMMA 16, 780.
175. Т. Е. Pardue, etc., JIMMA 21, 319.
176. A. V. Panin (А. В. Панин), Met A 2, 311355.
177. H. P. Chu, Met A 3, 310854.
177b. E. K. Zenkova, etc. (E. К. Зенкова и др.), Met A 6, 220606.
177c. D. Broek, etc., Met A 6, 310945.
177d. /. G. Kaufman, etc., Met A 6, 312155.
178. R. J. Goode, etc., Met A 6, 310195.
179. Anon., Met A 3, 610299.
180. W. Koster, etc., Z. Metallkunde, 1940, Bd. 32, S. 282; JIMMA 16, 324.
181. V. A. Pavlov, etc. (В. А. Павлов и др.), JIMMA 25, 11.
182. G. Mascre, etc., JIMMA 26, 1021.
183. W. Saran, JIM 50, 285, 726; 53, 233.
184. R. L. Templin, JIM 53, 489; JIMMA 6, 449.
185. H. Frankenberg, CA 28, 4354.
186. F. M. Howell, etc., CA 32, 4491.
187. H. Westhoff, JIMMA 5, 657.
188. G. Gurtler, JIMMA 7, 264.
189. E. V. Rajakovics, JIMMA 10, 315; 12, 351.
190. R. L. Templin, etc., JIMMA 7, 341.
191. R. L. Hermite, etc., JIMMA 13, 455.
192. R. F. Hanstock, etc., JIMMA 15, 329.
193. /. W. Riches, etc., JIMMA 19, 765, 825.
194 D. G. Sopwith, JIMMA 24, 615, 619.
195. G. Forrest, JIMMA 26, 27.
196. К. Е. Mann, JIMMA 31, 355.
197. G. W. Waldron, MA 1, 20.
198. L. Mori, etc., MA 1, 717.
199. E. A. Shapiro, etc. (E. А. Шапиро и др.), Met A 1, 310039.
200. W. Schutz, Met A 1, 310058, 310745.
201. T. Yamada etc., Met A 1, 311576.
202. G. S. Krivonosov, etc. (Г. С. Кривоносое и др.), Met A 1, 310964.
528

203. /. Coupry, Met A 1, 311558, 311976.
204. P. F. Kulbashnyi, Met A 3, 310316.
205. E. Buray — Mihalyi, Met A 2, 550637; 3, 220312.
206. N. 1. Grinchenko, etc. {H. И. Гринченко и др.), Met A 5, 310437.
207. У. Я. Fridman, etc. (Я. Б. Фридман и др.), Met A 1, 310120.
208 W Blazewicz, Met A 1, 310849.
209 5. Pearson, Met A 2, 312174.
210 W G. Clark, Jr., Met A 2, 312269.
21Г H Nordberg, etc., Met A 3, 311255.
212* D Broek, Met A 3, 310268.
213* M. A. Wilkins, etc., Met A 3, 311820; 4, 130209, 312089.
214.' W. Elber, Met A 3, 311975.
215. /. E. Campbell, Met A 5, 311065.
216. 5. Pearson, Met A 5, 311872.
217. R. L. Moore, etc., Met A 5, 311871.
217b. H. P. Chu, WAA 7, 610127.
217c. R. W. Judy, etc., WAA 7, 610138.
217d. F. G. Nelson, etc., WAA 7, 610137.
218. K. Ramaraju, etc., Met A 5, 130914.
219. F. Bollenrath, etc., JIMMA 5, 685; 6, 507; 11, 115.
220. R. Sterner — Reiner, etc., JIMMA 12, 113.
221. G. H. Found, JIMMA 16, 395.
222. С. Е. Phillips, etc., JIMMA 20, 334.
223. С Panseri, JIMMA 22, 201.
224. A. V. Shreider, etc., JIMMA 26, 299.
225. N. Shiota, etc., JIMMA 28, 451.
226. E. J. McEvily, etc., JIMMA 31, 702.
227. L. Mori, MA 1, 383, 717.
228. C. Panseri, etc., MA 1, 1923.
229. E. G. Eeles, etc., MA 2, 704.
230. /. Coupry, Met A 1, 310908, 311181; 2, 311483.
231. K. Takeuchi, etc., Met A 1, 311826; 2, 220131; 4, 310362.
232. P. F. Kulbashny, etc., Met A 5, 310304, 310446, 312132.
233. O. F. Devereux, etc., Met A 5, 310505.
234. /. Coupry, etc., Met A 5, 350467.
234b. T. W. Crooker, Met A 7, 310607.
235. P. F. Kulbashny, Met A 5, 321540.
235b. K. Ohji, etc., Met A 6, 311655.
236. E. Buray — Mihalyi, etc., Met A 4, 550005.
236b. L. P. Karjalainen, Met A 6, 311828.
236c. G. Vidal, Met A 6, 312817.
237. G. Mima, etc., Met A 2, 130820.
238. /. B. Johnson, etc., JIM 53, 295, 553.
239. H. Mader, JIMMA 10, 314.
240. F. M. Howell, etc., Alcoa Res. Labs. Rep. 9—47—9, 1947.
241. K. Wellinger, etc., JIMMA 16, 667.
242. К. О. Bogardus, etc., JIMMA 18, 593.
243. /. E. Dorn, etc., JIMMA 18, 455; 19, 175.
244. O. D. Sherby, etc., JIMMA 19, 356, 825.
245. H. Mader, JIMMA 19, 1.
246. E. von Burg, JIMMA 26, 513.
247. #. E. Lismer, JIMMA 26, 589.
248. R. J. Durham, JIMMA 26, 589.
249. J. Sawkill, etc., JIMMA 26, 589.
250. L. Mori, JIMMA 26, 821; 28, 23.
251. E. W. Johnson, JIMMA 28, 779.
252. /. G. Kaufman, etc., JIMMA 31, 147, 816.
253. L. F. Rice, etc., JIMMA 29, 874; 31, 77.
254. L. Mori, JIMMA 29, 823.
255. /. Mercier, JIMMA 30, 177.
256. C. F. Hickey, Jr., JIMA 31, 811.
257. R. J. Durham, JIMMA 30, 586.
258. R. S. Walters, etc., JIMMA 31, 812.
259. D. N. Williams, etc., JIMMA 32, 147.
260 C. Panseri, etc., JIMMA 32, 1365.
261. R. Develey, MA 1, 62, 1882.
262. H. L. Martin, etc., MA 1, 539.
263. /. N. Fridlyander, etc. (И. Н. Фридляндер и др.), Met A 1, 310079; 2, 310823
264. /. G. Kaufman, etc., Met A 1, 310594, 312008; 3, 310058.
265. Anon., Met A 1, 310683.
266. /. E. Campbell, Met A 1, 310899; 6, 311477.
267. F. G. Nelson, etc., Met A 3, 312346.
268. P. F. Koshelev, etc. (Я. Ф. Кошелев и др.), Met A 4, 310305.
269. V. P. Podkuiko, etc., Met A 4, 311262.
270. D. A. Wegley, Met A 5, 720108.
270b. L. P. Andreev, etc. (Л. П. Андреев и др.), Met A 5, 310928.
271. N. V. Novikov, etc. (H. В. Новиков и др.), Met A 6, 312924.
272. У. В. Fridman, etc. (Я. Б. Фридман и др.), JIMMA 11, 72.
273. /. М. Coursen, etc., MA 2, 1775.
274. М. F. Nikitina, etc. (Af. Ф. Никитина и др.), Met A 4, 310330, 311828.
529

275. N. Parravano, etc., JIM 34, 416.
276. R. L. Templin, etc., JIM, 41, 440; 42, 433; 44, 483.
277. A. von Zeerleder, etc., JIMMA 4, 326.
278. G. Gurtler, etc., JIMMA 6, 376.
279. H. Decker, etc., JIMMA 8, 322.
280. G. Gurtler, etc., JIMMA 11, 72.
281. E. Siebel, etc., JIMMA 10, 124; 13, 291.
282. E. von Rajakovics, etc., JIMMA 10, 241.
283. A. E. Flanigan, etc., JIMMA 15, 268; 16, 776; 17, 775.
284. /. /. Kornilov (И. И. Корнилов и др.), JIMMA 18, 297.
285. К. Grube, etc., JIMMA 19, 516, 575, 826.
286. P. L. Thorpe, etc., JIMMA 17, 912.
287. H. Vosskuhler, JIMMA 23, 23.
288. P. H. Frith, JIMMA 25, 829; 26, 27.
289. Y. Murakami, etc., JIMMA 31, 707.
290. R. Develay, JIMMA 30, 585.
291. /. Welter, etc., JIMMA 32, 960.
292. /. Herenguel, etc., MA 2, 33.
293. T. Aramaki, etc., Met A 2, 311829.
294. M. Renouard, Met A 4, 311789.
294b F. Jeglic, etc., Met A 7, 310627.
295. Y. I. Yagn, etc., Met A 5, 312538.
296. E. Meyer — Rassler, JIMMA 11, 204.
297. M. Kulm, etc., JIMMA 12, 172.
298. P. Riekert, etc., JIMMA 19, 202.
299. A. von Zeerleder, etc., JIMMA 3, 52, 215 707; 5, 837.
299b. G. A. Stepanov. etc. (Г. А. Степанов и др.), Met A 6, 313592.
300. L. W. Kempf, etc., JIMMA 3,73,648.
301. R. R. Kennedy, JIMMA 2, 336, 671.
302. W. Mutter, JIMMA 14, 171; 15, 90.
303. F. Bollenrath, etc., JIMMA 12, 244, 317.
304. K. Wellinger, etc., JIMMA 12, 259.
304b. 5. Dushman, etc., CA 38, 1993.
305. H. Vosskuhler, JIMMA 16, 476; 18, 698.
306. R. Chevigny, etc., JIMMA 17, 334; 18, 93; 19, 641.
307. /. E. Dorn, etc., JIMMA 18, 757.
308. K. Wellinger, etc., JIMMA 19, 578; 20, 817.
309. O. D. Sherby, JIMMA 19, 515.
310. E. V. Burg, JIMMA 20, 561.
311. A. T. Robinson, etc., JIMMA 19, 764, 825.
312. H. A. Sailer, etc., JIMMA 21, 20.
313. /. /. Kornilov, etc. (Я. И. Корнилов и др.), JIMMA 23, 21, 1088.
314. D. MsLean, etc., JIMMA 22, 117.
315. A. W. Mullendore, etc., JIMMA 22, 427, 1150.
316. /. Weertman, JIMMA 24, 142.
317. /. E. Dorn, JIMMA 23, 397, 961.
318. M F. Gaidukov, etc. (Af. Ф. Гайдуков и др.), JIMMA 27, 237.
319. R. Doldon, JIMMA 30, 434.
320. H. Unkel, JIMMA 32, 629, 631.
321. A. W. Mullendore, etc., JIMMA 31, 701.
322. K. Wellinger, etc., JIMMA 32, 109.
323. S. N. Zhurkov, etc. (С. Н. Журков и др.), JIMMA 32, 367.
324. D. S. Bogoyavlensky (Д. С. Богоявленский), MA 1, 1196.
325. R. Horiuchi, etc., MA 1, 227, 1079; Met A 4, 312485; 6, 311706.
326. /. Vergnol etc., MA 2, 192.
327. T. Endo, etc., Met A 2, 311427; 3, 310375, 312311.
328. K. O. Boragdus, etc., Met A 1, 311946.
329. K. Takeuchi, etc., Met A 1, 312043.
330. E. Keil, etc., Met A 3, 310552.
331. H. Nielsen, Met A 2, 312001; 3, 311970.
332. T. Endo, etc., Met A 3, 312311.
333. O. V. Sosnin (О. В. Соснин), Met A 4, 310968.
334. /. Vergnol, etc., Met A 4, 311048.
335. V. A. Strizhalo, etc., Met A 6, 311746.
336. G. H. Rexnolds, etc., Met A 5, 410501.
337. M. Holt, etc., Met A 2, 311935.
338. P. N. Atanmo, etc., Met A 7, 310629.
338b. F. Mohamed, WAA 7, 610031.
339. /. R. Cahoon, etc., Met A 3, 310041, 310042.
340. W. Bonsack, JIMMA 10, 45; 12, 4, 144.
341. M. Kato, etc., JIMMA 25, 47.
342. N. Yasuji, Light Metals Tokyo, 1958, v. 8, p. 15.
343. M. S. Orysh, etc., JIMMA 28, 692.
343b. T. Fukui, etc., Met A 6, 312370.
344. L. Grand, JIMMA 32, 725.
345. Af. Paganelli, etc., JIMMA 28, 341, 779.
346. H. Mader, JIMMA 18, 699.
347. H. Nishimura, etc., JIMMA 20, 705.
348. R. Kawaki, Light Metals Tokyo, 1958, v. 8, p. 34.
349. A. A. Ped, etc., Met A 5, 311936.
530

350. И. С. Rutenmiller, JIMMA 26, 1092.
350b. M. Otsuka, etc., Met A 6, 140280, 313483.
351. G. Komovski, etc., JIMMA 4, 231.
352. G. G. Gauthler, JIMMA 6, 171.
353. W. Patterson, JIMMA 12, 276.
354. R. Schnell, JIMMA 17, 481.
355 R Sharan, etc., JIMMA 32, 1196.
355b M F. Nikitina, etc. (Af. Ф. Никитина и др.), Met A 6, 140516.
355c' A ' P KUmko, etc. (А. П. Климко и др.), Met A 6, 140298, 313536.
?3S E N Petrova, etc. (E. H. Петрова и др.), Met A 4, 312136; 5, 310880.
357" J.' Cournot, etc., JIMMA 1, 129.
358* A. L. Mincher, JIMMA 18, 94.
359. M. R. Seshadri, etc., JIMMA 28, 814.
360. L. Grand, JIMMA 28, 623.
361. P. Seartabelli, etc., JIMMA 30, 365.
362. С. Е. Ransley, etc., JIMMA 27, 303.
363. V. G. Kovrizhnykh, etc. (В. Г. Коврижных и др.), Met A 2, 310951
364. 5. /. Gudkov (С. И. Гудков), Met A 5, 311100.
365. W H. Ailor, Met A 3, 350976; 4, 350947.
366. E. Hermann, JIM 53, 616.
367. V. O. Kroenig, etc., JIMMA 2, 428; 10, 323; 13, 210.
368. W. Dullenkopf, JIMMA 5, 783.
369. A. von Zeerleder, etc., JIMMA 5, 461, 565; 7, 164.
370. W. Mialki, JIMMA 5, 437.
371. G. Schikorr, JIMMA 5, 593.
372. E. Kuhnrich, JIMMA 5, 277, 486.
373. /. O. Hitchcock, JIMMA 5, 158.
374. G. O. Taylor, JIMMA 6, 125.
375. H. Bourquin, JIIMA 7, 67.
376. E. H. Dix, etc., JIMMA 16, 65.
377. G. R. Cohn, etc., JIMMA 16, 799.
378. A. Hartmann, JIMMA 20, 175.
379. G. Missier, JIMMA 19, 625.
380. P. M. Aziz, etc., JIMMA 21, 262.
381. G. /. Walton, etc., JIMMA 22, 879; 24, 386.
382. L. H. Adam, etc., JIMMA 23, 456.
383. F. F. Booth, etc., JIMMA 30, 865; 31, 505; 32, 133.
384. H. P. Godard, etc., MA 2, 275.
385. Anon., Met A 1, 350621.
386. F. L. McGeary, etc., MA 2, 1830; Met A 2, 350193.
387. E. D. Verink, Jr., etc., MA 2, 1636.
388. V. E. Carter, etc., Met A 2, 350187.
389. M. Manolache, etc., Met A 2, 350301.
389b. G. M. Budov (Г. М. Будов), WAA 6, 640161.
390. G. Siebel, Met A 2, 350891.
391. P. O. Storn, etc., JIMMA 21, 1045.
392. O. Sverepa, JIMMA 26, 405.
393. M. Kawasaki, etc., JIMMA 29, 159, 236.
394. K. A. Aliev, etc. (К. А. Алиев и др.), Met A 5, 350532.
395. К. L. Meissner, 21, 1953.
396. Anon., JIM 47, 293.
397. Anon., JIM 47, 649; 50, 349, 375.
398. W. O. Kroenig (В. О. Крениг), JIM 47, 579.
399. G. Goldbach, JIM 53, 77.
400. P. Brenner, JIMMA 1, 582.
401. H. Rohrig, etc., JIMMA 2, 595.
402. G. Welter, etc., JIMMA 5, 94.
403. H. Nishimura, JIMMA 4, 243; 5, 224.
404. A. Faravelli, JIMMA 10, 242.
405. A. Guilhaudis, JIMMA 20, 489, 777.
406. W. H. Ailor, etc., JIMMA 29, 580.
407. L. A. Harasimowicz, etc., JIMMA 32, 657.
408. /. T. Reding, MA 2, 1636.
409. Т. К. Ryozhskaya, etc., Met A 2, 310824.
410. W. H. Ailor, Jr., Met A 2, 350641; 6, 351637.
411. H. Hagiwara, Met A 2, 351265; 351268.
412. /. 5. Muraoka, Met A 3, 350632.
413. R. E. Groover, etc., Met A 3, 350364.
414. E. D. Verink, Jr., Met A 3, 350980.
415. /. Mafflard, Met A 4, 350029.
416. R. A. Legault, etc., Met A 4, 350911.
417. G. N. Znamensky, etc. (Г. Н. Знаменский и др.), Met A 5, 340274.
417b. E. J. Czyryca, etc., Met A 6, 350549.
417c. T. Takahashi, Met A 5, 312608.
417d. G. L. Cherapakhava, etc. (Г. Л. Черепахова и др.), Met A 6, 351271.
417e. H. Willert, WAA 7, 640048.
Ill *t' Kawachi> Met A 7, 350327.
i!S* ?no,?" Met A 6, 350758.
Ion w г?ЧГ' etc' JIM 53' 242.
420. W. Geller, JIMMA 3 397
531

421. H. Vosskuhler, JIMMA 5, 541; 6, 361.
422. R. В. Mears, etc., JIMMA 8, 270; 9, 247.
423. Z. A. Slepukhina, C. И. Слепухина), JIMMA 10, 396.
424. H. Vosskuhler, JIMMA 17, 175.
425. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 17, 439.
426. /. Duport, etc., JIMMA 18, 115.
427. /. M. Bryan, JIMMA 20, 637.
428. /. Obinata, etc., JIMMA 22, 1053.
429. A. /. Swain, JIMMA 19, 295.
430. W. Wiederholt, JIMMA 21, 1046.
431. H. Kessler, JIMMA 21, 627.
432. W. Bleicher, etc., JIMMA 21, 1045.
433. Т. E. Wright, etc., JIMMA 23, 457.
434. W. Katz, JIMMA 22, 202.
435. Y. С Cheng, etc., JIMMA 22, 332.
436. G. Ito, JIMMA 27, 105.
437. /. D. Minford, etc., JIMMA 26, 942.
438. 5. Fujino, etc., JIMMA 30, 676.
439. O. P. Aurora, etc., JIMMA 30, 465.
440. A. Guilhaudis, JIMMA 32, 133.
441. E. I. Storchai, etc. (E. И. Сторчай и др.), JIMMA 32, 1151.
442. /. С. Hines, MA 1, 770.
443. S. G. Vedenkin, etc. (С. Г. Веденкин и др.), Met A 1, 310630.
444. W. Trub, Met A 2, 350508.
445. A. Matting, etc., Met A 3, 550610.
445b. A. V. Neechaev, etc. (А. В. Нечаев и др.), Met A 6, 350061.
445c. B. Glowiak, etc., CA 78. 61418z.
445d. T. A. Buraya, etc., Met A 7, 351241.
446. /. M. Richtie, etc., Met A 4, 350910.
447. K. Dies, JIMMA 13, 243.
448. A. R. Weill, JIMMA 26, 73.
449. P. Brenner, etc., JIMMA 5, 158.
450. R. Sterner — Reiner, JIMMA 5, 155.
451. A. Beerwald, etc., JIMMA 9, 73.
452. E. H. Dix, Jr., JIMMA 7, 400.
453. P. Menzen, JIMMA 12, 252.
454. F. Todt, JIMMA 12, 112.
455. P. A. Jacquei, etc., JIMMA 19, 389; 20, 1017.
456. G. Edeleanu, JIMMA 19, 389.
457. G. Schikorr, etc., JIMMA 17, 441.
458. E. L. Jones, JIMMA 21, 795.
459. H. K. Farmery, JIMMA 23, 1109.
460. P. Brenner, JIMMA 25, 719.
461. W. J. Vance, JIMMA 25, 863.
462. V. I. Elagin, etc. (В. И. Елагин и др.), JIMMA 27, 739; 29, 843.
463. W. A. Bell, etc., JIMMA 29, 53, 54.
464. F. F. Booth, etc., JIMMA 31, 741.
465. F. M. Reinhart, MA 1, 937.
466. H. L. Graig, etc., Met A 1, 350298; 7, 350091.
467. K. Wittke, etc., Met A 1, 550704.
468. G. Ogiermann, Met A 2, 350728.
469. A. Prati, Met A 1, 350862.
470. E. Mohr, Met A 2, 351071.
471. /. Muller, Met A 3, 350227.
472 A. F. Beck, etc., Met A 3, 350127.
472b. Anon., Met A 6, 351318.
472c. E. B. Lichtenbergerne, Met A 6, 351201.
472d. R. Chandrashekar, etc., WAA 7, 640012, 640067.
472e. T. P. Hoar, etc., Met A 6, 313417, 340883.
472f. D. O. Sprowis, etc., WAA 7, 640081.
473. Anon., Met A 5, 350984.
474. F. Bollenrath, JIMMA 5, 593, 791; 6, 463.
475. G. Kitihara, JIMMA 8, 60; 11, 150.
476. F. Bollenrath, etc., JIMMA 8, 302.
477. P. A. Jacquet, JIMMA 19, 389, 451; 20, 159.
478. E. H. Dix, Jr., etc., JIMMA 27, 41.
479. /. Amosse, JIMMA 31, 102.
480. T. N. Smirnova, etc. (Т. Н. Смирнова и др.), Met A 2, 350305.
480b. T. M. Sigalovskaya, etc. (Т. М. Сигаловская и др.), Met A 2, 350184; 3, 350876.
481. V. P. Kassyura, Met A 6, 350780.
482. G. /. Metcalfe, JIMMA 14, 258, 259.
483. D. Gualandi, etc., JIMMA 24, 148.
484. L. Mori, JIMMA 29, 15.
485. Y. A. Volkov, etc. (В. А. Волков и др.), Met A 4, 310708.
486. V. К. Afanacev (В. К. Афанасьев), Met A 5, 120174.
486b. T. Morinaga, etc., Met A 6, 140259.
487. G. Siebel, etc., JIMMA 11, 81; 16, 392.
488. A. Guihaudis, JIMMA 23, 1109.
489. R. Sterner — Reiner, JIMMA 9, 315.
490 H. J. -Seemann, etc., JIMMA 9, 316.
532

491. Г. Сапас, etc., С А 44, 8847.
492 Н. G. Petri. etc., JIMMA 20, 263.
493. Е. Hugony, JIMMA 20, 417.
494. M. О г man, JIMMA 26, 73
495. A. Guihaudis, etc., JIMMA 25, 11.
496. Т. Morinaga, etc., Met A 5, 351072.
497 W Mulfinger, JIMMA 8, 302.
497b G Siebel, etc., JIMMA 8, 303; 9, 306.
498 F' С Althof, etc., JIMMA 28, 55.
499 м V Zakharov, etc. (M. Ф. Захаров), JIMMA 31, 831.
500' R. B. Niederberger, etc., MA 1, 1758.
500b. O. Caloni, Met A 6, 350613.
501. M. F. Nikitina, etc. (M. Ф. Никитина и др.), Met A 3, 350660.
501b. Y. Baba, Met A 6, 350619; 7, 350352.
502. T. Morinaga, etc., Met A 4, 312817.
503. A. Muhlenbruch, etc., JIMMA 7, 20.
504. A. Saulnier, JIMMA 23, 981; 24, 147.
504b. F. С Althof, etc., JIMMA 28, 55.
504c. Y. Baba, etc., Met A 6, 350196, 350921, 350922; 7, 350274.
505. M. N. Rozov, etc. (M. H. Розов и др.), JIMMA 10, 144.
506. У. A. Klyachko G0. А. Клячко), СА 44, 7742.
507. H. Kostron, JIMMA 20, 706.
508. T. M. Sigalovskaya, etc. (Т. M. Сигаловская и др.), MA 2, 1831; 1, 350186, 351060; 3,351189.
509. H. Spindler, Met A 3, 350647.
509b. T. N. Smirnova, etc. (Т. H. Смирнова и др.), Met A 6. 350403.
510. /. /. Waller, Met A 2, 351171.
511. M. R. Whithmore, etc., JIMMA 6, 364, 523.
512. E. I. Shmayenok, JIMMA 12, 112.
513. E. Zurbrugg, JIMMA 25, 523.
513b. A. V. Shreider, etc., Met A 6. 351268.
514. K. Yanagida, etc., Met A 2, 351269.
514b. T. J. Lennox, etc., Met A 6, 351015.
515. E. Mohr, JIMMA 17, 160.
516. M. F. Komarova, etc. (M. Ф. Комарова и др.), МА 2, 326.
516b. M. Conserva, Met A 7, 520033.
517. V. S. Sinyavsky, etc. (В. С. Синявский и др.), Met A 1, 350966.
518. P. Brenner, JIMMA 6, 154.
519. V. E. Carter, etc., Met A 3. 350483.
520. H. K., JIM 30, 666.
521. M. Dumas, CA 29, 5048.
522. /. Vero, JIMMA 3, 146.
523. L. Montupet, JIMMA 3, 573.
524. G. Welter, etc., JIMMA 6, 21, 116.
525. L. W. Eastwood, etc., JIMMA 7, 393.
526. F. de Thierry, JIMMA 23, 411.
527. S. Feho, etc., JIMMA 30, 331; MA 2, 769.
528. Af. N. Slinivasan, etc., Met A 2, 510207.
529. Anon., Met A 1, 510446.
530. Anon., Met A 3, 510642.
531. V. S. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский и др.), JIMMA 29, 79.
532. W. A. Pollard, JIMMA 32, 1225.
533. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 16, 702.
534. E. Powowarkyi, etc., JIMMA 22, 291.
535. M. Tszya — Tszi, etc., JIMMA 31, 761.
535b. T. Laar, Met A 6, 510579.
536. W. Ruegg, JIMMA 30, 620.
537. Я. F. James, JIMMA 11, 346.
538. D. L. Beliskus, Met A 5, 350180.
539. M. Whitaker, etc., JIMMA 23, 1041.
540. H. A. Knight, JIMMA 15, 201.
541. /. Calvet, etc., JIMMA 20, 707.
542. M. Whitaker, JIMMA 21, 349, 477, 959.
543. S. Matsuo, etc., JIMMA 24, 794.
544. T. Ushioda, etc., Light Metals Tokyo, 1957, v. 7, № 6, p. 29.
545. 5. Balicki, JIMMA 26, 541.
546. /. N. Fridlyander, etc. (Я. Н. Фридляндер и др.), Met A 2, 350446.
547. Y. P. Poruchikov, etc. (Я. П. Поручиков и др.). Met A 5, 460005
547b. E. I. Popov (E. И. Попов), Met A 6, 350944.
548. H. W. Gillett, JIM 10, 402.
549. H. С Hall JIMMA 4, 325.
550. N. N. Belousov, etc. (H. H. Белоусов и др.), «Новое в теории и практике литей-
литейного производства», М. — Л., Машгиз 1956 177.
591. С. Mascre, etc., JIMMA 26, 969.
552. /. W. Meier, etc., JIMMA 28, 813; 29, 173.
353. T. S. Plaskett, etc., JIMMA 27, 95.
o54. W. A. Pollard, MA 2, 1661.
-il' Г; M°rinaga, etc., JIMMA 30, 585.
2™. M. Billing, JIMMA 32, 313.
rS« i> °iUfl' ,etc- JIMMA 32, 367.
ooo. v. ъ. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский и др.), Met A 5, 310410.
533

559. P. A. Parkhutik, etc. (Я. А. Пархутик и др.), Met A 5, 312295.
560. Т. Laar, etc., Met A 1, 310082.
561. H. G. Bowen, Jr., etc., JIMMA 16, 11.
562. W. Thury, JIMMA 23, 930.
563. H. Kessler, JIMMA 26, 279, 561, 969.
564. K. Schneider, JIMMA 28, 525.
565. F. Lihl, etc., JIMMA 29, 140.
566. S. Terai, JIMMA 30, 399.
567. S. Wintergest, etc., JIMMA 32, 1289.
568. P. Marcu, etc., MA 2, 449.
569. N. I. Varich, etc. (Я. И. Варич и др.), Met A 4, 120734.
570. G. F. Boiling, Met A 5, 120815.
571. K. Biedron, Met A 5, 120.
572. W. A. Baker, JIMMA 12, 203.
573. R. Jay, etc., JIMMA 25, 202.
574. С Mascre, etc., JIMMA 29, 265.
575. W. A. Pollard, MA 1, 961; 2, 60.
576. H. Ginsberg, etc., MA 2, 1290.
577. /. Campbell, Met A 3, 120120.
578. E. M. Mielnik, etc., Met A 4, 510309.
579. P. Junghanns, etc.. Met A 4, 510049.
580. N. S. Mahandevan, etc., Met A 4, 510684.
581. F. Erdmann — Jesnitzer, JIMMA 27, 593.
582. S. Watanabe, etc., Met A 3, 120199, 120200; 4, 120041, 120042.
583. A. Couture, MA 2, 2083.
584. E. Meyer — Rassler, etc., JIMMA 13, 159, 348.
585. /. Ruf, JIMMA 13, 207.
586. K. Yasuda, JIMMA 26, 200.
587. N. N. Belousov, etc. (H. H. Белоусов и др.), JIMMA 32, 148.
588. U. S. Zolatorevsky, etc. (Ю. С. Золотаревский и др.), JIMMA 32, 827.
588b. H. M. Tensi, Met A 6, 120332.
589. S. Skowronck, etc., Met A 1, 510263.
590. F. Bollenrath, etc., JIMMA 10, 112.
590b. W. Witzel, etc., Met A 7, 130112.
591. R. S. Jamison, JIMMA 22, 596.
592. A. G. Ingram, etc., Met A 2, 310884.
593. K. Kimura, etc., Met A 5, 560032, 560033.
593b. L. N. Altunina, etc. (Л. H. Алтунина и др.), Met A 6, 210072.
594. A. Portevin, etc., JIMMA 3, 347; 11, 287.
595. R. R. Arnold, etc., JIMMA 27, 417.
596. Anon., Met A 3, 710055.
597. B. Y. Mazurovsky (В. Н. Мазуровский и др.), Met A 3, 520434.
598. G. Scharf, etc., Met A 3, 520592.
599. W. Rosenkranz, JIMMA 24, 287.
600. E. Kursetz, MA 1, 795.
601. L. B. Zlotin, etc. (Л. Б. Злотин и др.), Met A 5, 520364, 520365.
602. H. Buhler, etc., Met A 4, 311791; 5, 311565.
603. /. G. Morris, etc., Met A 4, 140481.
604. H. Hero, etc., Met A 2, 520194.
605. P. Dettin, JIMMA 3, 520891; 2, 520059.
606. R. Grimes, etc., Met A 1, 520522.
607. A .Schaal, JIMMA 12, 295.
608. D. M. Finch, etc., JIMMA 13, 405.
609. L. V. Omelka, etc., JIMMA 19, 273.
610. M. Water, etc., JIMMA 32, 1295.
611. T. N. Chanbrasekhar, MA 1, 861.
612. L. K. Raitbara, etc., MA 1. 969. 1713.
613. W. D. France, etc., MA 2, 704.
614. C. Belvedere, MA 2, 129.
615. F. Erdmann —Jesnitzer, etc., MA 2, 299.
616. E. T. Wanderer, Met A 1, 710471.
617. W. Made, etc., Met A 2, 221065.
618. /. Moulin, etc., Met A 2, 520612.
619. R. Akeret, Met A 3, 311983.
620. D. N. Williams, Met A 4, 710314.
621. N. Sudo, Met A 5, 312606.
622. L. K. Raytbarg, etc., Met A 5, 520374.
623. G. A. Knight, etc., JIMMA 14, 135.
624. V. I. Syutkina, etc. (В. И. Сюткина и др.), JIMMA 26, 301, № J.
625. R. E. Meringer, etc., JIMMA 24, 79.
626. G. Morris, Met A 2, 310436, 312115; 3, 311244, 311245.
627. T. Endo, etc., Met A 2, 130186.
628. K. Mukherjee, etc., Met A 3, 120916.
629. R. B. Clough, etc., Met A 4, 140289.
630. D. N. Lysenko, etc. (Д. Н. Лысенко), Met A 3, 520549.
631. D. Lenz, etc., Met A 4, 310470, 710188.
632. H. Unkel, JIMMA 12, 5, 171, 245.
632b. K. Aoki, etc., Met A 6, 311632, 311636.
632c. R. Pearce, etc., Met A 6, 310252.
633. W. G. Hull, etc., JIMMA 21, 292.
534

033b. Y. Chien, WAA 7, 410014.
634. V. A. Zasypkin, etc. (В. А. Зйсыпкин и др.), Met A 2, 310821.
635. Я. Gravemann, JIMMA 30, 335.
636. К. О. Hornung, Met A 3, 430185.
637. D. Achenbach, Met A 4, 520673.
638 M Renouatd, JIMMA 18, 399.
639 V S Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский и др.), Met A 3, 560429.
639b. V. K. Afanasev, etc. (В. К. Афанасьев и др.), СА 79, 10729f.
640 V К Romashov, etc. (В. К- Ромашов и др.), Met A 4, 311883.
641* H Vosskuhler, JIMMA 11, 327; 12, 351.
642' W. W. Smeltzer, JIMMA 25, 683.
G43. M. F. Nikitina, etc. (M. Ф. Никитина и др.), Met A 4, 351038, 351388.
644. G. B. Stuchinsky (Г. В. Стучинский), JIMMA 31, 891.
645. /. /. Polmear, JIMMA 25, 267.
646. /. Calver, JIMMA 20, 251.
647. K. Shimizu, etc., Met A 3, 120015, 120588; 4, 120074, 120541.
648. /. N. Vasileva, etc. (И. H. Васильева и др.), Met A 5, 560228.
648b. H. Vosskuhler, etc., JIMMA 8, 302, 303.
649. P. Brenner, etc., JIMMA 16, 700.
650. F. M. Reinhart, etc., JIMMA 30, 743.
651. P. Brenner, Met A 5, 350125.
652. /. /. Trillat, etc., JIMMA 5, 474.
653. V. I. Arkarov, etc. (В. И. Архаров и др.), JIMMA 26, 313.
654. /. /. Polmear, JIMMA 32, 1013.
655. F. J. Kievits, etc. (Ф. #. Кивиц и др.), MA 1, 351; Met A 1, 140242; 4. UOI52.
655b. F. С Althof, JIMMA 16, 391.
656. W. Roth, JIMMA 4, 93.
656b. P. Brenner, etc., JIMMA 20, 416.
657. E. С Perryman, etc., JIMMA 16, 197; 17, 936; 18, 23, 35.
C58. S. Matsuo, JIMMA 29, 339.
659. H. Nichols, etc., JIMMA 32, 797.
660. V. A. Pavlov, etc. (В. А. Павлов и др.), Met A 1, 140073.
660b. H. Borchers, etc., Met A 2, 310199.
661. A. Giarda, etc., Met A 2, 121075, 130880, 351082; 4, 120212.
662. H. Boswinkel, Met A 2, 350569.
GR3. /. Guillot, etc., Met A 5, 311377.
664. W. Bunghardt, etc., JIMMA 5, 109, 429; 6, 450.
665. H. Bohner, etc., JIMMA 7, 199.
666. S. Ishida, etc., CA 42, 2219.
667. H. Chossat, etc., JIMMA 16, 193; 18, 1.
668. R. H. Harrington, JIMMA 16, 265.
669. G. H. Boss, JIMMA 18, 349; 19, 108.
670. N. Kawashima, etc., JIMMA 20, 406; 22, 1165.
671. /. Herenguel, JIMMA 21, 939.
672. /. С Blade, JIMMA 25, 513; 26, 921; 27, 559; 28, 499.
673. A. V. Grin, etc., JIMMA 31, 959.
674. S. Ceresara, etc., JIMMA 32, 624.
675. A. F. Polesya, JIMMA 32, 866; Met A 1, 121167.
676. V. K. Lindroos, Met A 1, 130789.
677. A. Berghezan, etc., JIMMA 23, 109, 817.
678. /. R. Cotner, etc., Met A 2, 310711.
679. R. Michaud, etc., JIMMA 4, 238.
680. H. Borchers, etc., JIMMA 6, 141, 340, 457; 7, 198.
680b. E. D. Zakharov, etc. (E. Д. Захаров и др.), Met A 3, 110199.
681. L. J. Demer, etc., JIMMA 16, 134.
682. C. Frois, etc., JIMMA 29, 337; 30, 21.
683. F. Bollenrath, etc., JIMMA 6, 302.
684. M. Paganelli, JIMMA 25, 602.
685. R. Chadwick, etc., JIMMA 17, 814.
686. M. Nakamura, etc., JIMMA 24, 812.
687. 5. Terai, etc., JIMMA 29, 140.
688. G. Scharf, etc., Met A 3, 520255.
689. P. W. Boone, etc., JIMMA 15, 60.
690. B. S. Subramanya, Sheet Metal Ind., 1969, p. 898.
691. M. Sato, etc., Met A 3, 121017.
692. K. Brown, Met A 5, 120332.
693. S. C. Dexter, etc., Met A 4, 130611.
694. R. W. Rogers, Jr., etc., Met A 5, 311390.
695. ?. /. Ridder, JIMMA 6, 273; 7, 332.
696. T. Ricken, etc., С А 38, 5789.
697. D. C. Martin, etc., JIMMA 19, 888.
698. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 22, 485.
699. L. A. Cook, etc., JIMMA 22, 995.
700. Anon., JIMMA 23, 501.
701. W. I. Pumphrey, JIMMA 23, 698.
702. S. 5. White, etc., JIMMA 28, 213.
703. Z. A. Yusufova, etc. C. А. Юсуфова и др.), JIMMA 32, 1318.
704. /. M. Terentev, etc. (Я. М. Терентьев и др.), МА 1, 12979.
705. D. M. Rabkin, etc. (Д. М. Рабкин и др.), МА 2, 2090.
?06. G. A. Slavin, etc. (Г. А. Славин и др.), МА 2, 2090.
535

707. G. D. Nikiforov (Г. Д. Никифоров и др.), МА 2, 948.
708. F. E Tretyakov (Ф. E. Третьяков), Met A 2. 220270.
709. Anon., Met A 2, 220210.
710. Anon., Met A 2, 550906.
711. C. Baker, etc., Met A 3, 312344.
712. T. Fukui, Met A 4, 121655, 550075.
713. H. E. Adkins, etc., Met A 4, 550082.
714. A. Welters, Met A 5, 550641.
714b. Eichhorn, Met A 6, 551319.
715. A. Y. Ishchenko, etc. (А. Ю. Ищеяко и др.), Met A 5, 550650.
715b. V. P. Makarov, etc. (В. П. Макаров и др.), Met A 6, 551240.
716. Anon., Met A 5, 710233.
717. P. Brenner, JIMMA 8, 83.
718. H. Hug, JIMMA 13, 415.
719. M. F. Jordan, etc., Met A 2, 120623.
720. T. Fukui, etc., Met A 4, 550274, 550275; 5, 310708, 550544; 6, 211027, 550911
720b. /. H. Roger son, Met A 6, 550894.
720c. G. D. Nikiforov, etc. (Л Д. Никифоров и др.), Met A 6, 551228.
720d. M. Kolago, Met A 6, 121155.
720e. T. Senda, С А 78, 33215n.
721. D. M. Rabkin, etc. (Д. M. Рабкин и др.), Met A 5, 551128.
722. W. R. Applett, etc., JIMMA 20, 52.
723. /. E. Tomlinson, etc., JIMMA 26, 634.
724. R. D. Olleman, etc., JIMMA 27, 759.
725. P. Vachet, JIMMA 32, 281.
726. A. Neumann, etc., JIMMA 32, 591; MA 2, 1304, 1305.
727. E. F. Chirkov, etc. (E. Ф. Чирков и др.), МА 2, 2090.
728. N. I. Lopatin, etc. (H. И. Лопатин и др.), МА 2, 2090.
729. E. G. Nelson, etc., MA 1, 1968.
730. R. A. Ulyanov, etc. (P. А. Ульянов и др.), МА 2, 1580.
731. L. Mori, Met A 1, 311797.
732. E. Wauschkuhn, etc., Met A 2, 550289.
733. M. Schmidt, Met A 2, 550277.
734. R. L. Lake, etc., Met A 1, 312007.
735. G. E. Kainova, etc., Met A 2, 550464.
736. /. Martelee, Met A 3, 550518.
737. F. G. Nelson, etc., Met A 3, 310146.
737b. P. Gonner, Met A 4, 310092.
737c. L. M. Chertov, etc. (Л. М. Чертов и др.), Met A 6, 550283.
737d. Y. Sygiyama, etc., Met A 6, 550564.
737e. G. D. Nikiforov, etc. (Г. Д. Никифоров и др.), Met A 6, 550804.
737f. T. Kobayashi, etc., Met A 6, 550909.
737g. H. Czajkowski, etc., Met A 6, 551293.
738. B. S. Cassie, etc., Met A 6, 550948.
739. V. R. Boiko, MA 1, 980.
740. R. Debelay, JIMMA 27, 344; 28, 213.
741. A. V. Silvestrov (А. В. Силивестров), JIMMA 28, 692.
742. K. W. Gunn, etc., JIMMA 28, 26.
743. H. Mindlin, JIMMA 31, 572.
744. K. W. Gunn, etc., JIMMA 32, 374.
745. B. D. Orlov, etc. (В. Д. Орлов и Др.), МА 2, 2091.
746. S. Martenyi, etc., MA 2, 462.
747. K. Takeuchi, etc., Met A 2, 550992; 6, 551148.
748. N. L. Person, Met A 4, 311719.
748b. R. H. Luers, etc., Met A 6, 551266.
749. R. M. Evans, Met A 5, 550494.
750. R. LeGrand, JIMMA 32, 275.
751. /. G. Moiseenko, etc. (И. Г. Моисеенко и др.), Met A 2, 550407.
752. A. P. Myskova, etc. (А. П. Мыскова и др.), Met A 4, 550069.
753. V. N. Kryukosky, etc. (В. Н. Крюковский и др.), Met A 4, 550813.
754. V. N. Shavyrin, (В. Н. Шавырин), Met A 3, 550618.
754b. F. G. Nelson, etc., Met A 1, 311313, 311810.
755. F. Meunier, etc., JIMMA 6, 462.
756. E. V. Rajakovics, JIMMA 10, 13; 11, 115, 180.
757. S. Terai, etc., Met A 3, 350193, 550178.
758. R. V. Blewett etc., JIMMA 32, 1391.
759. /. G. Gorin (И. Г. Горин), МА 1, 1968.
760. R. M. Sizova, etc. (P. M. Сизова и др.), МА 2, 1322.
761. К. Takeuchi, etc., Met A 4, 550074; 5, 350822.
761b. L. Johnson, Met A 6, 312993.
762. L. A. Nikolsky, etc. (Л. А. Никольский и др.), Met A 5, 130564.
763. W. Bulian, JIMMA 14, 514; 18, 226.
764. H. Mader, JIMMA 12, 421; 13, 342; 14, 514.
765. N. N. Prokhorov, etc. (H. H. Прохоров и др.), JIMMA 26, 27.
765b. G. Gramatica, etc., Met A 6, 550906.
766. /. Pendleton, JIMMA 18, 562.
767. D. С Moore, JIMMA 19, 888. д | tnro
768. /. V. Dovbishenko, etc. (И. В. Довбишенко и др.), МА 1, 1968.
769. M. Hollard, JIMMA 17, 867; 18, 314.
770. H. Granjon, JIMMA 20, 927.
536

771. R. Chevigny, etc., JIMMA 32, 989.
772. A. A. Abov, etc., JIMMA 27, 410.
773. А. У. Ishchenko, etc. (А. Ю. Ищенко и др.), Met A 3, 550432.
774. Я„ Vosskuhler, JIMMA 14, 514.
775. F. Santini, etc., JIMMA 14, 31, 142.
775b. V. I. Oboturov (В. И. Оботуров), MA 2, 2090.
776 G Gramatica, etc., Met A 6, 550756.
777. H. Bohner, JIMMA 3, 450; 4, 464.
778 // H Richardson, JIMMA 5, 661.
778b Snon., JIMMA 14, 227.
779 ' A. Wallichs, etc., JIMMA 4, 206.
780* A. J. Murphy, JIMMA 15, 366.
781 N. A. Pleteneva, etc. (Я. А. Плетенева и др.), JIMMA 20, 599, 600.
782. /. M. Mahajan, etc., Met A 1, 530239.
783. S. Zaima, etc., MA 2, 1493.
784. W. /. Sully, Met A 1, 530256.
785. M. E. Hydron, Met A 1, 530255.
786. Y. Saito, etc., Met A 4, 530127.
787. 5. Muromachi, etc., Met A 3, 530002.
788. S. Zaima, etc., Met A 4, 530278; 5, 530299.
788b. K. Sato, etc., Met A 6, 530197.
789. A. Yuki, etc., Met A 5, 530146.
790. H. Kastner, JIMMA 4, 138, 464.
791. H. Zoller, etc., Met A 1, 530155; 2, 530286.
791b. A. Yuki, etc., Met A 6, 530196.
792. /. Herenguel, etc., JIMMA 16, 775; 17, 14, 273, 701.
793. /. Herenguel, JIMMA 23, 1013.
794. W. Wetterwald, JIMMA 26, 203.
795. P. Brenner, etc., JIMMA 4, 11; 6, 366.
796. E. Nitzsche, JIMMA 5, 441.
797. P. Lacombe, etc., JIMMA 12, 350; 13, 53.
798. /. Herenguel, etc., JIMMA 19, 186, 374, 533; 20, 158, 1043; 21, 29, 30.
799. W. E. Cooke, etc., JIMMA 32, 1059.
800. F. Canac, etc., JIMMA 6, 463.
801. G. С Wood, etc, JIMMA 32, 261.
802. F. Keller, etc., JIMMA 6, 359, 360.
803. H. Fischer, etc., JIMMA 9, 319.
804. A. W. Brace, JIMMA 25, 271.
805. N. D. Tomashov, etc. (Я. Д. Томашов и др.), Met A 1, 340142.
806. R. D. Guminski, etc., Met A 1, 570375.
807. /. Cote, etc., Met A 3, 570372.
808. H. Rohrig, etc., JIMMA 6, 225.
809. /. Herenguel, etc., JIMMA 15, 12.
810. A. Buckeley, JIMMA 29, 79.
811. H. Richaud, etc., MA 2, 244.
812. S. Terai, etc., MA 1, 473.
Сплавы с марганцем
Состав данных сплавов имеет очень узкие пределы: 1 —1,7|% Мп;
0,05—0,20% Си; медь добавляют в целях уменьшения питтинговой коррозии.
Допускается до 0,6—0,7|% Fe и до 0,6—0,7% Si, что приводит к некоторо-
некоторому упрочнению сплавов без существенной потери сопротивления коррозии;
ограничения по другим примесям имеют второстепенное значение. В на-
начальный период находили применение литейные сплавы с 5—6|% Мп ;[1 — 4],
но в настоящее время они не используются. Отмечается полезное действие
добавок тория [5].
В равновесных условиях в сплавах присутствуют фазы (FeMn)sSiAli5
и (FeMn)Al6; в неравновесных условиях, например при непрерывном литье,
часть матрицы пересыщена, марганцем, остальной марганец связывается в
фазу (FeMn)Al6, присутствующую вместе с кремнием [6—8]. Обычно пер-
первичным язляется алюминиевый твердый раствор, а марганцовистые фазы
концентрируются в междендритных пространствах в виде вырожденной
эвтектики (рис. 228,а). Быстрая кристаллизация несколько изменяет струк-
структуру (рис. 228,6). При медленном охлаждении сильно легированного сплава
первичными могут быть соединения марганца [9]. «Светлые зоны» вокруг
марганцовистых соединений являются следствием обеднения матрицы мар-
марганцем [10, 10Ь] (рис. 229).
Физические свойства промышленных сплавов не отличаются сущест-
существенно от свойств бинарных сплавов; параметр решетки зависит от содер-
содержания марганца в твердом растворе, медь и кремний заметного влияния не
537

Рис. 228. Сплав с 1,2% Мп; 0,5% Fe; 0,3% Si:
а —крупный слиток непрерывного литья, грубые частицы фазы (FeMnKSi2Ali5; б — сли-
слиток, отлитый при более быстром охлаждении, структурные составляющие в дисперсном
виде. Без травления, Х250
оказывают. Железо увеличивает плот-
плотность примерно в той же степени, что
и марганец; влияние кремния и других
элементов несущественное. Таким об-
образом, промышленный сплав с ~0,5%
Fe имеет плотность 2,7—2,75 г/см3.
Тепловое расширение несколько
уменьшается от добавок железа и
кремния; в интервале 27—127°С коэф-
коэффициент линейного расширения про-
промышленных сплавов составляет 23—
23,3- 10~в [11—A3]. Усадка при кри-
кристаллизации чуть меньше, чем у чис-
чистого алюминия: удельная теплоем-
теплоемкость такая же; теплопроводность при
комнатной температуре составляет по-
порядка 2,2—2,3-10 Вт/(м-К), для
литых слябов дается величина поряд-
порядка 0,7—1,2-10-2 Вт/(м-К) [13Ь].
Марганец, входящий в состав
твердого раствора, уменьшает элект-
электропроводность, однако в промышлен-
промышленных сплавах в присутствии железа и
кремния его растворимость понижает-
понижается и удельное электросопротивление
составляет примерно 4—5-10—8 Ом-м
D0% IACS) для отожженного и на-
гартованного материала и 5—5,5-
• Ю-8 Ом-м C0% IACS) для мате-
материала, закаленного с высокой темпе-
Рис. 229. Слиток из сплава с 1,2% Мп;
0,8% Fe+Si. Гомогенизация при 577°С, 4 ч,
с дальнейшим охлаждением с печью до
473°С со скоростью 15°/ч. Скопления вы-
выделений марганцовистых фаз и светлые
зоны вокруг крупных нерастворенных час-
частиц вследствие диффузии к ним марганца.
Травитель HF, X500
538

ратуры [8, 14—18]. Температурный коэффициент электросопротивления со-
составляет около 4-Ю2 Ом-м/К т. е. аналогичен другим алюминиевым спла-
сплавам [17]. Магнитная восприимчивость, число Лоренца и термоэлектрические
свойства такие же, как у бинарных сплавов; остальные легирующие компо-
компоненты не оказывают заметного влияния [19]. Ниже приведены механические
свойства сплавов с марганцем [6, 18, 20—25].
Состояние сплава:
отожженное . .
полунагартованное
нагартованное
ав, мн/м2
100—120
140—170
180—210
ао,2. МН/м2
40—60
120—140
160—190
б, %
30—40
8—10*
4—8
HV, МН/м2
260—300
350—400
520—580
* Нагартовка до состояния 1/2 Н; при нагартовке до состояния Н с после-
последующим отжигом до состояния 1/2 Н 6 = 124-16%.
При понижении температуры (прочность быстро растет. Так, при темпера-
температурах (—203)-4-(+ 193°С) предел прочности удваивается, предел текучести
возрастает на 50%; удлинение повышается слабо [26]. Вязкость надрезанных
образцов не уменьшается при низких температурах [26Ь]. При повышении
температуры происходит соответствующее разупрочнение: при 227°С предел
прочности составляет порядка 50—60 МН/м2, а удлинение возрастает до 50—
70% [27—31]. Нагревы до температур 127—177°С >в течение нескольких ме-
месяцев или лет мало сказываются на свойствах; при более высоких температу-
температурах наступает размягчение [32]. Предел
усталости и ползучести выше, чем у алю-
алюминия технической чистоты, но не более
чем на ?0—25.% [23, 33—40]. Модуль уп-
упругости практически одинаков с модулем
алюминия технической чистоты. Коэффи-
Коэффициент Пуассона, как и для других алю-
алюминиевых сплавов, составляет ~0,3, но
он в некоторой степени чувствителен к
типу текстуры [41].
Как упоминалось выше (см. систему
А1—Мп), марганцовистые соединения
обладают потенциалом, подобным потен-
потенциалу алюминия. Поэтому, когда желе-
железо абсорбируется в них, питтинги, вызы-
вызываемые фазой FeAl3, исчезают, и сопро-
сопротивлению коррозии заметно возрастает
[42—45]. Данные о сопротивлении кор-
коррозии приведены в работах [3, 6, 11, 16,
20, 22, 23, 45—56].
Литейные свойства сплавов данной
группы плохие ввиду узкого интервала
кристаллизации и низкой жидкотекуче-
сти, несмотря на несколько меньшую
усадку, чем у чистого алюминия. Склон-
Склонность к ликвации небольшая [57], хотя
в слитках непрерывного литья заметна
склонность к появлению на поверхности
первичных кристаллов, что может приве-
привести к поверхностным дефектам в дефор-
деформируемых полуфабрикатах (рис. 230).
Отмечается измельчение зеренной струк-
структуры при ультразвуковой обработке
от присадок титана и бора
539
Рис. 230. Лист из сплава с 1,2% Мл
0,8% Fe+Si, полученный из слитка не
прерывного литья. В процессе литья
поверхности возникли скопления круп
ных частиц марганцовистых соедине
ний, которые разрушились при про
катке и привели к надрезам, снижаю
щнм сопротивление усталости и спо
собность к формообразованию. Бе
травления, Х250
[58], а также
E9].

Рис. 231. Лист из сплава с 1,2% Мп; 0,8% Fe+Si. Электролитическое травление, XW0:
а — полностью нагартованное состояние; б — отжиг при 177°С, 4 ч, произошел возврат;
в — отжиг при 227°С, 30 мин, начальная стадия рекристаллизации; г — отжиг при 277°С,
4 ч, полная рекристаллизация
54С

Слитки, отлитые в неподвижную изложницу, можно подвергать горячей
и холодной прокатке без гомогенизации, при этом получается достаточно ка-
качественный лист с небольшой преимущественной ориентировкой. Слитки не-
непрерывного литья, © процеасе которого значительное количество марганца
остается в алюминиевом твердом растворе, необходимо подвергать термооб-
термообработке с целью 'выделения максимально возможного количества марганца из
раствора и коагуляции выделений. Это понижает стелень влияния марганца на
рекристаллизацию и фестонообразование в листах [60—65]. Гомогенизация
наиболее эффективна при температурах, близких к точке плавления E77—
627°С), с последующим медленным охлаждением A0—20°С/ч) до 377—42ТС
или выдержкой металла в течение нескольких часов при 327—427° [66—70].
Перегрев расплава перад литьем может уменьшить количество растворенного
марганца [71]; при высоком содержании железа наблюдается тот же эффект,
а также ускорение последующего распада твердого раствора [72]. Выделение
марганца из раствора уменьшает зависимость напряжения течения от скоро-
скорости деформации и склонность к возникновению линий Людерса [73, 74]. Го-
Гомогенизация улучшает также обрабатываемость при прессовании [75].
Обратываемость давлением в холодном и горячем состояниях почти та-
такая же, как у технического алюминия '[76], вследствие того, что марганец
присутствует в довольно дисперсном виде; избыточные гаристаллы отрицатель-
отрицательно сказываются на формуемости [76Ь].
Термическая обработка сплавов А1—Мп ограничивается отжигами в це-
целях рекристаллизации или частичными отжигами в целях создания промежу-
промежуточных состояний (рис. 231). Температура рекристаллизации составляет по-
порядка 327—377°С [18, 77—80]. Добавки кремния щонижают температуру рек-
рекристаллизации сплавов, в которых марганец не входит в состав твердого ра-
раствора, и поднимают температуру, когда марганец присутствует в растворен-
растворенном виде [81].
Размер зерна определяется не только действием1 таких известных факторов,
как время, температура, степень деформации, скорость нагрева и др., «о и
сильно зависит от формы присутствия марганца, создаваемой предыдущими
обработками; тонкодисперсные выделения препятствуют росту зерна, раст-
растворенный марганец или марганец в виде грубых частиц способствуют обра-
образованию крупнозернистой структуры |[60, 62, 63, 66, 68, 77—79, 82—88]. При
повышенных содержаниях железа и марганца и небольших количествах меди
также происходит измельчение зерна [9, 68, 72, 81, 82, 89—9.1]. Температуры
неполного отжига находятся в интервале 127—177°С при выдержках от не-
нескольких минут до 15—20 ч в зависимости ( как в случае алюминия техни-
технической чистоты) от ^необходимой степени разупрочнения и предварительного
состояния материала [92, 93]. Ввиду заметного уменьшения растворимости
марганца в твердом состоянии с
температурой сплавы рассматрива-
рассматриваемой группы могут подвергаться
упрочняющему старению, однако
из-за незначительного изменения
свойств эта обработка не находит
промышленного применения. Из-
Изменение размеров также мини-
минимально [94]-. Сообщается [95], что
в результате термомеханической
обработки прочность может удво-
удвоиться.
Сварка, а также пайка спла-
сплавов не вызывают затруднений, так
же как в случае технического алю-
алюминия [20, 96—98Ь]. (рис. 232).
Ударная вязкость шва снижается
ПО мере роста содержания марган-
ца, железа и кремния Г991 Изуче-
ны прочность и характеристики
Рис- 232. Лист из сплава с 1,2% Мп; 0 8%
FefS[> сваРенный деформацией при комнат-
™? Т"*"™" Травитель"реактив Келле"
541

Рис. 233. Лист из сплава с 1,2% Мп; 0,8% Fe+Si, плакированный с одной стороны при-
припоем с 7% Si:
л —типичная структура перед пайкой; б —структура после пайки; плакировка распла-
расплавилась, создав литую оболочку. Без травления, Х250
вязкости разрушения при отрицательных температурах [100]. Широко исполь-
используются материалы, плакированные припоями А1 — Si (рис. 233). Обрабатыва-
Обрабатываемость резанием и способность подвергаться анодированию сплавов данной
группы близки к подобным характеристикам для технического алюминия
{101, 102].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. F. A. Livermore, JIM 28, 826.
2. Т. Tambe, JIM 38, 411; 43, 445.
3. S. D. Daniels, JIM 35, 539.
4. W. Haas, JIM 36, 435.
5. W. Guertler, JIMMA 10, 175.
6. H. Fournier, JIMMA 13, 453; 14, 312.
7. P. R. Sperry, JIMMA 22, 924, 1150.
8. E. Hirosawa, etc., Met A 4, 110025, 110117.
9. S. Art. Voronov, etc. (С. М. Воронов), JIMMA 13, 411.
10. A. Robillard, etc., JIMMA 22, 187.
10b. O. A. Setyukov, etc., Met A 6, 110339 (О. А. Сетюков).
П. U. S. Nat. Bur. Stds., Circular 346, 1927.
12. L. W. Kempf, JIMMA 3, 181.
13. L. A. Willey, etc., JIMMA 16, 357.
13b. E. Hirosawa, etc., Met A 6, 320572.
14. W. Fraenkel, JIM 53, 694.
15. H. Bohner, JIMMA 1, 168.
16. T. Matsuda, etc., JIMMA 3, 650.
17. /. N. Fridlyander, etc. (И. Н. Фридляндер), JIMMA 26, 522.
18. M. V. Zakharov, etc. (M. В. Захаров), MA 1, 254.
19. H. Schmidt — Glenewinkel, JIMMA 7, 104.
20. H. Wolf, JIM 50, 346.
21. M. Bosshard, JIM 53, 10, 233.
22. E. R. Thews, JIM 53, 549.
23. V. Christiansen, JIMMA 14, 434.
24. O. L. Michell, JIMMA 13, 76; 16, 330.
24b. Anon.. WAA 7, 650004.
25. G. Emod., JIMMA 19, 765.
542

26. E. W. Johnson, JIMMA 28, 779.
26b. /. G. Kaufman, etc., Met A 1, 312008.
27. F. Af. How ell, etc., JIMMA 5, 771.
28. A. von Zeerleder, etc., JIMMA 4, 326.
29. A. E. Flanigan, etc., JIMMA 16, 776.
30. R. J. Durham, etc., JIMMA 23, 279.
31 N P Inglis, etc., JIMMA 26, 993.
Ц- f IZX?№!wmk 2737393; 8, 157; 13, 97.
34 Ё. V. Rajakovics, JIMMA 10, 315; 12, 351.
35 R- H. Harrington, JIMMA 16, 265, 775.
Зб! /. E. Dorn, etc., JIMMA 18, 757.
37. P. Laurent, JIMMA 24, 616.
38. L. D. Khantonova G7. Д. Хантонова), JIMMA 28, 232.
39. D. M. R. Taptin, etc., JIMMA 32, 188.
40. M. Renouard, Met A 4, 311789.
41. A. 7. McEvily, etc., JIMMA 22, 941.
42. T. Morinaga, JIMMA 6, 45.
43. M. E. Straumanis, etc., JIMMA 17, 439.
44. P. M. Aziz, etc., JIMMA 21, 262.
45. M. Kawasaki, etc., JIMMA 29, 159, 236.
46. W. O. Kroenig (В. О. Крениг), JIM 4, 579.
47. W. Helling, JIMMA 3, 534.
48. Anon., JIMMA 5, 87.
49. A. von Zeerleder, etc., JIMMA 5, 461.
50. 7. О. Hitchcock, JIMMA 5, 158.
51. /. M. Bryant, JIMMA 20, 637.
52. Af. Leoni, etc., JIMMA 30, 385.
53. /. S. Muraoka, Met A 3, 350632.
54. M. Kagiwara, Met A 2, 351265; 351268.
55. M. N. Desai, etc., Met A 3, 350961.
55b. R. K. Shah, etc., WAA 7, 640064.
55c. S. C. Makwana, etc., WAA 7, 640065.
55d. Af. Kawachi, Met A 7, 350327.
56. E. D. Verink, Jr., Met A 3, 350980.
57. G. Mix, Met A 3, 120183.
58. G. I. Eskin, etc. (Г. И. Эскин), JIMMA 31, 452.
59. K. Biedron, Met A 5, 120159.
60. W. Bungardt, etc.. JIMMA 8, 330.
61. H. Asada, etc., JIMMA 25, 853, 915.
62. P. R. Sperry, JIMMA 25, 766; 26, 157.
63. /. Herenguel, etc., JIMMA 28, 431.
64. T. Lach, etc., Met A 4, 560126.
65. Af. Sugiyama, etc., Met A 5, 312615.
66. F. A. Borin (Ф. А. Зорин), JIMMA 11, 72.
67. L. 7. Barker, JIMMA 17, 259.
68. H. Hug, JIMMA 23, 415.
69. Af. Firth, etc., Met A 3, 560332.
70. 7. Szymanski, etc., Met A 4, 560514.
71. V. S. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский), JIMMA 32, 827.
72. /. K. Vanvoda, etc., JIMMA 32, 827.
73. W. H. L. Hooper, JIMMA 20, 831.
74. С P. Hinesley, etc., Met A 3, 312140.
75. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин), Met A 5, 520381.
76. L. K. Raitbarg, etc., MA 1, 969, 1713.
76b. /. Odo, etc., Met A 6, 311305.
77. R. Chadwick, etc., JIMMA 17, 814.
78. G. Marchaud, JIMMA 21, 30.
79. W. Rosenkranz, JIMMA 23, 889.
80. M. Paganelli, JIMMA 27, 312.
81. H. Yamada, etc., Met A 5, 121160; 6, 120694.
82. M. Brzobohaty, JIMMA 26, 629.
83. T. J Koppenaal, etc., JIMMA 28, 43.
84. JIMMA 30, 365.
85. 5. 5. Gorelik (С. С. Горелик), MA 1, 295.
86. /. G. Morris, MA 2, 1161.
87. G. Bassi, etc., Met A 4, 120864.
88. /. A. Pero — Sanz Florz., Met A 4, 560512.
89. Af. К. В. Day, JIMMA 27, 312.
90. /. Moissan, etc., JIMMA 32, 956.
91. F. Gatto, etc., Met A 1, 140300.
92. P. W. Boone, etc., JIMMA 15, 60.
93. A. Saulnier, etc., JIMMA 31, 73.
94. T. Morinaga, etc., Light Metals Tokyo, 1957, v. 7, № 5, p. 42- 1958 v. 8, № 5,
p. 3?.
95. /. G. Morris, Met A 5, 312404.
96. 7. M. Terentev, etc. (И. М. Терентьее), MA 1, 1279.
97. Я. Е. Adkins, etc., Met A 4, 550082.
oak * F- Yabushin, etc. (В. Ф. Якушин), Met A 6, 550791.
98b. Anon, Met A 6, 720061.
543

99. N. G. Geinkrikhsdorf, Met A 2, 550388.
100. F. G. Nelson, etc., MA 1, 1968; Met A 3, 310146; 6, 551023.
101. H. Rohrig, etc., JIMMA 12, 215.
102. 5. Zaima, etc., Met A 3, 530212.
Глава 7
СПЛАВЫ С ЦИНКОМ
Сплавы А1 — Zn — Си
Сплавы А1—Zn были одними из первых промышленных сплавов на ос-
основе алюминия. Вплоть до начала XX в двойные сплавы использовали для
производства фасонных отливок и деформируемых полуфабрикатов [1—5].
Однако, вероятно, из-за присутствия небольших примесей свинца и олова
@,005—0,01%) сплавы были склонны к растрескиванию [6, 7]. В свою оче-
очередь была найдена 'полезной так называемая «добавка века» — .медь, и спла-
сплавы А1—Zn—Си получили рирокое распространение, но в настоящее время их
практически не применяют. В 40-х годах предпринимались безуспешные по-
попытки создать сплавы с высоким содержанием циика [8—10]. Двойные опла-
вы А1—Zn не применяются давно1 и 'не будут здесь обсуждаться. Информация
о этих сплавах дана в разделе «Система Al—Zn».
Вначале создавалось много сплавов с содержанием цинка 5—50% в соче-
сочетании со многими другими добавками [11—35]. Из них изготавливали и де-
деформируемые полуфабрикаты, и фасонные отливки [11], по в конечном итоге
аоновяую часть сплавов стали использовать для производства отливок и со-
состав стабилизировался в следующих пределах: 10—15% Zn, 2—3% Си и не-
небольшие добавки других элементов.
В сплавах данной группы цинк является основным компонентом, обеспе-
обеспечивающим прочность. Медь также 'вводят для упрочнения, но в ооновиом она
уменьшает горячеломкость, улучшает литейные свойства и коррозионную
стойкость под напряжением [36, 37]. Кремний увеличивает жидкотекучесть
и соответственно технологичность литья, >но уменьшает пластичность [25, 28].
Железо, церий никель, хром и марганец снижают горячеломкость; последние
два элемента способствуют еще улучшению коррозионной стойкости под на-
напряжением [38—40]. Магний увеличивает прочность, но существенно снижа-
снижает пластичность [11, 41]. Литий добавляют в сплавы склерон2 [17, 42—44],
по-видимому, в качестве раскислителя, но вероятнее всего по патентным сооб-
соображениям. Кадмий, свинец и олово вводят для улучшения литейных характе-
характеристик, обрабатываемости резанием и антифрикционных свойств [13, 27, 34,
45].
Структура сплавов данной группы относительно простая: большая часть
цинка и .меди входит в твердый раствор; остальная часть может образовать
соединение AlCuZn, располагающееся обычно по границам зерен в виде вы-
вырожденной эвтектики. При содержании меди более чем 2% и кремния более
чем 0,5% может появиться тройная эвтектика Al—CuAl2—Si (рис. 234). Од-
Однако (гла1в,ные составляющие содержат железо, кремнии и марганец: в отсут-
отсутствие марганца — это фаза Fe2SiAl8, в присутствии марганца — фаза
(FeMnKSi2Ali5 (рис. 235). Никель обычно взаимодействует с медью и при-
присутствует в виде соединений AlCuNi или AlFeCuNi. Магний прежде всего об-
образует соединение Mg2Si, а остальное количество растворяется в твердом
алюминии; при сильной ликвации может появиться соединение Mg2Znn.
1 Сказанное относится к сплавам, богатым алюминием. Сплавы, содержащие 20—
30% А1, сверхпластичны и в настоящее время интенсивно исследуются. Вероятно, в
ближайшем будущем они станут промышленно важными сплавами. Сплавы с 4—5% А1
широко применяют в производстве литья под давлением.
2 Состав склерона, %: 3 Си; 0,6 Мп; до 0,5 Fe; до 0,6 Si; 0,08 Li. (Прим. перев.)
544

Рис. 234. Сплав с 12% Zn; 3,5% Си; 0,5%
Fe; 1% Si. Литье в песчаную форму. Тем-
Темная фаза Fe2SiAl8 и эвтектика А1—СиА12—
Si. Травитель с H2SO4, X250
Рис. 235. Сплав с 11% Zn; 3% Си; 3% Si;
1,25% Fe. Литье в металлическую форму.
Фаза СиА12 темного цвета и сильная лик-
ликвация соединения Fe2SiAl8 с образовани-
образованием первичных кристаллов. Травитель с
Fe(NO3K, X250
Свойства сплавов изменяются с изменением содержания цинка. Ниже при-
приведены физические и механические свойства сплавов, содержащих 10—
14% Zn, 2—3% Си, ^0,75% Мп, ^1,5% Fe,^0,10% Li, 0—0,5% Mg [11, 12,
17, 18, 20—24, 29—30, 32, 38, 42, 46—58].
Физические свойства
Плотность, г/см3 2,9—3,0
Коэффициент линейного расширениях
Xl0~e, м/(м-К), в интервале темпера-
температур, °С:
27—127 24
27—227 26
27-327 28
Теплопроводность, Вт/(м-К) .... 1,2—1,4-10
Электропроводность, % IACS:
литое и естественно состаренное
состояние 15 30
отожженное состояние 30—35
Механические свойства
ав, МН/м* сго,2, МН/м2 б, % HV, МПа/м*
Литье в песчаную форму 110—250 60—180 1—5 500—700
Литье в кокиль .... 150,—200 80—200, 2—6 800—1000
Деформированное состоя-
состояние 200—400 100—250 10-20 800—1200
Деформированное и тер-
термически упрочненное со-
состояние ' 300—5,00 200—400 5—15 1000—1500
Примечание. Предел усталости отлитых в песчаную форму сплавов со-
составляет 40—60 МН/м2, модуль упругости 70 ГН/м2. Формуемость (проба Эриксе-
на, лист 1 мм) деформированных сплавов составляет 5—7 мм.
18 Зак. 21,8 глг
545

Прочность увеличивается с понижением температуры и при —203°С она
на 20—30% превышает прочность при комнатной температуре. Выше 77—
127°С 'наступает резкое -разупрочнение. Модуль упругости изменяется анало-
аналогично 'прочности [59]. Если в сплавах отсутствует олово [39], то сопротивле-
сопротивление удару увеличивается с ростом температуры [60]. Сплавы естественно ста-
старятся, что приводит к приросту твердости ,и предела прочности на 15—20 %„
предела текучести — до 25% при уменьшении удлинения [26, 61]. Удельное
электросопротивление сначала растет по мере старения, а затем снижается
[62]; изменения размеров непостоянны [63].
Сопротивление коррозии сплавов очень низкое. Хотя сплавы с 10—12% Zn
не слишком чувствительны к межкристаллитной коррозии и коррозионному
растрескиванию под напряжением (при отсутствии в них свинца или олова)г
они очень быстро окисляются и покрываются питтингами з любой коррозион-
коррозионной среде [37, 40, 66] с лотерей сопротивления усталости до 80% [67]. Меж-
кристаллитная коррозия и коррозионное растрескивание усиливаются при даль-
дальнейшем легировании сплавов цинком [64, 65]. Имеются данные [26, 68] о
хорошей коррозионной стойкости сплавов, содержащих 8—14% Zn, до 9% Si
и небольшие .количества хрома и кальция, а также сплавов, обработанных
флюсом ВС1з. Однако эти сведения сомнительны. Гомогенизация с последую-
последующей быстрой закалкой заметно снижает чувствительность к межкристаллит-
межкристаллитной коррозии [64].
Литейные свойства сплавов плохие — низкая жидкотекучесть [69] и
сильная склонность к образованию горячих трещин [70]. Свойства сплавов
также зависят от размера зерна [71—73]: с увеличением толщины фасонных
отливок от 2,5 до 60 мм прочность снижается почти наполовину [46]; моди-
модифицирование титаном увеличивает предел усталости ,на 40% [58]. В целях
улучшения свойств литейных сплавов, особенно сплавов с малым содержани-
содержанием магния @,2—0,3%), рекомендуется термообработка [74] по следующему
режиму: нагрев при 487°С, 1—2 ч с дальнейшей закалкой в воде и естествен-
ньш старением в течение 3—4 .недель [23]. Как и следовало ожидать, такая
кратковременная гомогенизация оказывает небольшое влияние на свойства,
особенно литья в песчаные формы: предел прочности возрастает на 20—
25 МН/м2, предел текучести — иа 50—60 МН/м2.
Обрабатываемость резанием сплавов хорошая и лучше, чем сплава с
8% Си [75]; свариваемость также достаточно хорошая [76].
Сплавы А1 — Zn — Mg
Практически все промышленные сплавы данной группы содержат больше
цинка, чем магния. Имеется несколько промышленных композиций с отноше-
отношенном Zn:Mg<l, но они были рассмотрены в разделе о сплавах Al—Mg, к ко-
которым они ближе по поведению и структуре. Химический -состав сплавов про-
промышленного значения имеет следующие пределы: 2—8% Zn; 0,5—4% Mg; 0—
3% Си; 0,1—0,8% Fe; 0,05—0,3/% Si; 0—0,5% Cr; 0—1,5% Mn; 0—0,5% Ti: 0—
0,05% B; 0—0,25 Zr; 0—1,0% Ag; 0—0,10% Be, другие элементы <0,О5%
каждого. Указанные сплавы можно использовать для производства фасон-
фасонных отливок и деформируемых полуфабрикатов, но из-за плохих литейных
характеристик их, как (правило, применяют в деформированном виде.
Цинк и магний — главные легирующие элементы; высокие отношения
Zn:Mg обеспечивают наивысшую прочность и восприимчивость к термообра-
термообработке, но при этом наблюдается максимальная склонность к коррозионному
растрескиванию под напряжением. Низкие отношения приводят к превосход-
превосходной свариваемости и малой чувствительности к охлаждению при закалке.
Медь дает небольшой эффект упрочнения и несколько уменьшает склонность
к коррозионному растрескиванию, а понижая потенциал сплава, позволя-
позволяет использовать в качестве анодной защиты сплавы А1—Zn. Количество приме-
примесей (желез.а и кремния) стремятся ограничить. Хром, -марганец, 'цирконий вы-
вызывают некоторое упрочнение, но их главная роль состоит в повышении кор-
коррозионной стойкости под напряжением. Титан и бор являются модификато-
модификаторами.
546

Суммарное содержание цинка» магния и меди определяет свойства и со
ответственно применение сплавов. Когда оно выше 9%№ первостепенное зна-
значение имеет прочность, а сопротивление коррозии, формуемость, сваривае-
свариваемость имеют подчиненное значение. Когда сумма составляет 6—8%, прочность
сплавов еще высокая, но формуемость и свариваемость намного улучшаются.
При сумме 5 6% наблюдается наилучшая технологичность и практически
отсутствует склонность к коррозии под напряжением.
Как и в случае других алюминиевых сплавов, матрицей является твер-
твердый раствор на" основе алюминия, в котором распределены остальные фазы.
В спла-вах, подвергнутых правильной гомогенизации, большая часть цинка,
меди и магния растворяется в твердом алюминии, а количество фаз, содер-
содержащих эти элементы, незначительное; основная часть присутствующих фаз
относится к фазам с железом, кремнием, хромом и цирконием. Однако в ли-
литых и отожженных сплавах могут присутствовать фазы с 'цинком, магнием
и медью, количество и распределение их зависит от скорости охлаждения и от
содержания других элементов [76Ь]. На рис. 236—238 показана микрострук-
микроструктура некоторых сплавов данной группы. Отношение Zn : Mg управляет со-
составом цинкосодержащих фаз: при отношении больше 2 образуется фаза
MgZn2, а при меньшем отношении — фаза Mg3Zn3Al2. Медь в соотноше-
соотношении концентраций ведет себя аналогично цинку; основное количество ее ра-
растворяется в этих двух соединениях. Исключение составляют фазы CuMgAl2,
CuFe или CuMn. В табл. 71 представлены наиболее вероятные фазовые соста-
составы сплавов [77—85]. Данные о распределении нерастворимых соединений в
деформируемых полуфабрикатах имеются в работе [85Ь].
Параметр решетки определяется главными легирующими элементами, вхо-
входящими в состав твердого раствора: цинком, магнием, медью. Марганец, же-
железо, кремний, »хром и другие элементы мало растворимы и поэтому незначи-
незначительно влияют на параметр. Таким образом, данные о параметрах сплавов
А1—Mg—Zn и А1—Си—Mg—Zn можно распространить и на промышленные
композиции сплавов. Плотность уменьшается от введения магния и увеличи-
увеличивается от добавок всех других элементов; для промышленных сплавов она на-
находится в пределах i2,74—2,83 г/см3, чаще ~ 2,8 г/см3 [86—912].
Коэффициент линейного расширения данных сплавав несколько выше, чем
у чистого алюминия. В интервале 27—127°С он составляет 23—24,7 -10~6 м/
/(м-К) и имеет несколько меньшие значения для термически упрочненных
сплавов, которые подвержены усадке в процессе старения. В интервале 27—
427°С коэффициент равен 26,7—27,3-Ю м/((м-К), с более высокими значе-
значениями для отожженного материала, который расширяется в результате ра-
растворения легирующих добавок в твердом растворе [90—96]. Уменьшение
объема при распаде пересыщенного твердого раствора вплоть до достижения
полностью состаренного или отожженного состояния составляет порядка 1—
3% в зависимости от состава сплава и температуры старения ,[91, 97—102].
Сплавы с медью расширяются при старении, вероятно, вследствие выделения
фаз Mg3Al2 (?) или СиА12 (?) [103]. По данным работы [104], усадка при
плавлении равна ~4°/(Ь но, по-видимому, эта цифра занижена, более вероят-
вероятно, что усадка составляет около 6%. Удельная теплоемкость при (—271,6)-=-
-т-(—269°С) исследована в работе [105].
Теплопроводность сплавов находится в пределах 1,Д—1,4• 10—2 Вт/(м-К)
в зависимости от состава и особенно в зависимости от термической обработ-
обработки. Она повышается для отожженного материала [90—95, 105Ь,106]. Изучена из-
лучательная способность [106Ь]; голубой оттенок обнаружен на анодиров1ан-
ных прессованных изделиях [106с]. Удельное электросопротивление составля-
составляет порядка 5—5,5-10~8 Ом-м для закаленных и порядка 3,7—4,3-10~8 Ом-м
для отожженных сплавов [90—92, 94, 95, 106—108]. Взаимосвязь электропро-
электропроводности термообработки и прочности описана в работах [108b, 108с]. Элект-
Электросопротивление уменьшается с понижением температуры, оно составляет
примерно 2,0-Ю-8 Ом-м при —223°С, а затем остается на одном уровне,
число Лоренцу имеет минимальное значение [приблизительно 2,2 Вт/(Ом-м-
•i\ ) при 173°С. я ппн —о^ъ°г и комнатной температуре оно возрастает до
* Зак. 218

Рис. 236. Сплав с 4.5% Zn; 1,5% Mg; 0,2% Рис. 237. Сплав с 8% Zn; 4% Mg; 0,2%
Fe; 0,15% Si. Непрерывное литье. Фаза Ag; 0,1% Си; 0,3% Мп; 0,1% Zr; 0,1% Сг-
FeAl3 игольчатой формы, фаза Fe2SiAl8 се- Слиток под прессование. Фаза MgZn2 свет-
рого, а фаза Mg2Si темного цвета. Без лая, соединения с марганцем, хромом и
травления, Х500 цирконием серого цвета и эвтектика А1—
MgcZn3Al2. Травитель с HF, ;<500
Рис. 238. Сплав с 5,6% Zn; 2,4% Mg; 1,7% Си; 0,25% Сг; 0,1% Zr; 0,25% Fe; 0,1% Si:
а — литое состояние, темные крупные частицы фазы Mg2Si, светлые соединения FeCrZr
и темные соединения MgZn2; б — гомогенизация при 477°С, 12 ч, охлаждение с печью,
большинство растворимых соединений исчезло, оставшиеся соединения приняли сфери-
сферическую форму и коагулировали, при охлаждении частично возникли выделения, обра-
образовав видманштеттову структуру. Травитель — реактив Келлера, Х500
548

Таблица 71
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ А1—Zn-Mg
Соотношение и содержание элементов и образующиеся фазы
<1% Mg m Zn:Mg<l m Zn:Mg=l—2 t Zn:Mg>2,2 . с Si t Cu>Mg . Cr>Mg # Mn>Mg
В твердом раст- Mg6Al8 Mg3Zn3Al2 MgZn2 Mg2Si CuMgAl2 Cr2Mg3Alle (MgMnKAlie
воре
Mg
<3% Zn m >3% Zn; Zn:Mg<2,2 t >3% Zn; Zn:Mg>2 # Mn>Zn
В твердом растворе Mg3Zn3Al2 MgZnt Mg3ZnAl2i
Zn
<1% Cu . >1% Cu . Cu>Mg . Cu^Mg . Fe>Cu p Fe+Mn>l,5% Mn>l%; Fe<0,2%
В твердом растворе Растворяется в MgZn2 CuMgAlj CuAl, CutFeAl7 (CuFeMn)Ale ' Cu2Mn3Al20
или Mg3Zn3Alt
Cu
Fe>Si Fe<3 Si Si<Fe, SKFe, Si>Fe, Mn>»/, Fe Si>Fe, Cr>Vt Fe Fe>Cu; Si, Mn,
FeAl. ' Fe,SiAle ' Mn^/. Fe Ог^Чш ** . (FeMn)8sUAl16 ' (CrFeLSi4All3 ' Cr<V. Fe
(FeMn)Ale (FeCr)Al7 Cu2FeAl7
Fe
— m Zn>5%, Si>3 Fe, Mg>3 Zn . Si>Fe, Mg<3 Zn, Mn>1/, Fe # Si>Fe, Mg<3 Zn, Cr>l/« pe
Mg.Si Fe,SiAl8 (FeMn),Si2Al16 (CrFehS^Alu
Si
Si^Mn m Si^Mn, Mn>Cu, Fe<Mn Si>Mn, Zn>5% # Cr==Mn, Fe<Mn # Mn>Mg, Zn<2 Mg t Mn>Zn
(FeMn)Ale ' Cu2Mn3Alt0 ' (FeMnKSi,Al1§ ' (CrMn)Al12 ' (MgMn),Al10 ' Mn6ZnAl,4
Mn
Si<Cr . Mn=Cr, Fe<Mn
(CrFe)Al7 (CrMn)Al12
Cr
Без Сг, Mn Mn>Zr . Cr>Zr
ZrAl, Растворяется в МпА1в Растворяется в СгА1т
Zt
549

Таблица 72
СВОЙСТВА СПЛАВОВ Al-Zn—Mg
Состояние
Деформируемый
Отожженное или литое .
Естественно состаренное
Искусственно состаренное
Деформируемый
Отожженное или литое .
Естественно состаренное
Искусственно состаренное
ав, мн/м2
(Т0,2, МН/М2
6, %
HV, МН/м2
высокопрочный сплав (Zn+Mg-\-Cu^lO%)
250—350
450—550
550—650
100—200
300—400
500—550
10—20
10—15
5—10
500—600
1200—1300
1500—1700
среднепрочный сплав (Zn+Mg+Cu 7-^-9%)
200—300
400—500
450—550
80—150
250—350
300—400
15—25
15—20
8—15
400—500
900—1100
1200—1400
Деформируемый малопрочный сплав (Zn-{-Mg-\-Cu^6%)
Отожженное или литое .
Естественно состаренное
Искусственно состаренное
Отожженное или литое .
Естественно состаренное
Искусственно состаренное
150—250
300—400
400—500
60—120
200—300
300—400
Литейный сплав
100—150
150—200
180—250
50—100
80—150
120—200
20—30
20-25
10—20
300—400
700—900
900—1200
1—3
2-5
0-2
500—700
500—800
800—1200
Б табл. 72 приведены типичные пределы значений твердости, прочности
и удлинения сплавов [11, 40, 77, 86-^88, 90—94, 98, 101, 104, 109—203]. Не-
Некоторый прирост прочности сплавов первой группы можно получить путем
старения на максимальную прочность. Но в этом состоянии сплавы очень
чувствительны к коррозионному растрескиванию под 'Напряжением [184, 204—
207]. Повышение прочности 'можно достичь с помощью метода ударного уп-
упрочнения [208]. Изменение размеров в (Процессе растяжения или сжатия опи-
описано в работе [208Ь]. Как и в случае других алюминиевых сплавов, прочность
возрастает на ~10% при высокой скорости испытания [209, 210]. Размер и
форма образца также влияют на свойства [210Ь]; фольга показывает более
высокую прочность, чем лист [210с].
Для сплавов во всех состояниях с суммарным содержанием магния и цин-
цинка менее 4% твердость по Виккерсу составляет менее 300—400 МН/м2 [134,
138], а искусственно состаренных сплавов с 8—10% Zn, 3—5% Mg,, 1% Mn
2300 МН/м2 [141, 175, 211—213]. Но в настоящее время имеются -сплавы с
более высокой твердостью. По данным работы [141], отношение твердости
по Виккерсу к пределу прочности равно 0,37. Прочность порошковых сплавов,
которые обычно сильно легированы, достигает более высоких значений при
одновременном понижении пластичности и устойчивости против коррозии под
напряжением. Так, сообщается о пределе прочности до 900 МН/м2 и пределе
текучести до 850 МН/м2 при удлинении ,не более 1% [214, 215]. Подобные
свойства менее легированных сплавов можно получить при сверхбыстром ох-
охлаждении порошков [216,.217].
Отожженные и естественно состаренные деформируемые сплавы обладают
максимальным сопротивлением удару, составляющим 30—40-Ю4 Н/м в доле-
долевом и 5—10-104 Н/м в поперечном направлениях. Оно ниже у сплавов з искус-
искусственно состаренном состоянии и самое низкое в литом состоянии (порядка
3—5-Ю4 Н/м) [86, 90, 92, 165, 21в—224]. Изучена корреляция между резуль-
результатами испытания образцов европейских и американских типов [225]. Сопро-
Сопротивление срезу высокопрочных искусственно состаренных сплавов составляет
порядка 300—400 МН/м2 [86, 218, 220, 226—228], а сопротивление смятию
600—850 МН/м2 [86, 218, 226, 229—231]. Облучение не влияет на прочность
при смятии даже при низких температурах [232]. Предел прочности при сжа-
сжатии равен 500—650 МН/м2 [86, 165, 218, 219, 231, 233—237]. Модуль упру-
550

гости находится в пределах 70—75 ГН/м2 [86, 92, 93, 219, 236—242]. Модуль
сдвига составлят порядка 25 ГН/м2, коэффициент Пуассона 0,33 [86, 243].
Наблюдается увеличение на несколько процентов модуля упругости при макси-
максимальной твердости [244, 244Ь]. Исследована взаимосвязь результатов стати-
статических испытаний, усталости и ползучести [245, 245Ь]. Изучена вязкость раз-
разрушения [199, 246—257], анизотропия свойств [258], трехосные и более слож-
сложные напряженные состояния [258Ь, 263], остаточные напряжения [264]. Сооб-
Сообщается, что высокопрочные сплавы обладают хорошим сопротивлением износу
[265—266].
Предел усталости на базе 106—108 циклов равен примерно 50—80 МН/м2
для фасонных отливок, около 100—120 МН/м2 для низкопрочных сплавов и
до 250—260 МН/м2 для высокопрочных сплавов. Эти значения относятся к
термически упрочненному состоянию, в литом и отожженном состояниях они.
ниже на 10—20% [90—95, 98, 141, 147, 164, 177, 191, 267—289]. Усталостная
прочность плакированных материалов снижается за счет наличия плакировки
[290, 291]. Как и для всех сплавов на основе алюминия, не достигается истин-
истинный предел усталости и по мере продолжения испытаний значения предела
понижаются. Кроме того, на сопротивление усталости оказывают влияние ме-
метод испытания, состояние поверхности образца, частота цикла, напряженное
состояние, надрезы, коррозионные поражения образца [92, 94, 252, 267, 271Г
272, 292—348]. Таким образом, имеющиеся данные об усталостных характери-
характеристиках следует рассматривать только как типичные.
Лучшей выносливостью обладают сплавы с низким отношением Zn:Mg
[277, 280] и сплавы с пониженным содержанием примесей [254, 349] (рис.
239); некоторое влияние оказывает размер зерна [349Ь]. Выносливость по-
повышается по мере степени дегазации металла, а также при испытании в ва-
вакууме и в инертных атмосферах [333, 344, 350—355]. Изучены зарождение
и рост усталостных трещин [350—354, 356—366], а также влияние включений
на эти характеристики [366b, 366d]. Образование полос скольжения, в кото-
которых выделения заново растворяются и затем выпадают в виде грубых частиц,
предшествует усталостному разрушению i[367, 367b]. Дислокационная струй-
струйный г2о3п* °2ЛаВ С 5'7% Zn; 2'5% Mg; 1M% Cu; °'25% Сг- Лист толщиной 2 мм, получен-
полученный горячей и холодной прокатками:
соста'вляющих °'12°/о Si' ^~ Fe+Si<0,l%, меньшие количество и размер нерастворимых
551

тура и распределение выделений у вершины усталостных трещин исследова-
исследовались в работах [368—372]. Исследована усталость болтовых и заклепочных
соединений [373, 373Ь], а также фреттииговая усталость [373 с].
При низких температурах происходит прирост .прочности при некотором
¦снижении удлинения. Прочность при растяжении, сжатии, предел усталости
и модуль упругости 'При —203°С на 20—50% превышают значения, соответст-
соответствующие комнатной температуре; удлинение, сужение и ударная вязкость при
этом уменьшаются [59, 219—221, 238, 243,, 279, 302,374—389]. Ниже —203°С
увеличение прочности мало заметно, однако удлинение резко падает: так, при
—271,6°С оно может быть равным 1% (8% при комнатной температуре) [390].
Чувствительность к надрезам — очень важное свойство при низких тем-
температурах, в (последнее время его интенсивно исследовали [198, 203, 252,
256—258, 328, 366d, 380—384, 387, 389, 391—405]. Вязкость разрушения мак-
максимальна в состоянии предвыделений промежуточной фазы [405Ь]. Повыше-
Повышение чистоты по примесям увеличивает вязкость надрезанных образцов (см.
рис. 284) [406, 406Ь], а волокнистая структура уменьшает, ее [252]. Изуча-
Изучалось разрушение сосудов высокого давления при низких температурах [407].
Фрактография разрушений после испытания на усталость, вязкость разруше-
разрушения и коррозию (под напряжением, а также связь микроструктуры и вязкости
описаны в работах [407b—407h].
С повышением температуры твердость,, прочность, сопротивление устало-
усталости и модули уменьшаются, а пластичность и ударная вязкость растут. Ра-
Разупрочнению наиболее подвержены высокопрочные сплавы (см. рис. 224), при
температурах выше 227°С сплавы Al—Zn—Mg наименее прочны среди других
сплавов [59, 89, 92, 171, 178, 220, 221, 227, 233, 328, 408—417]. Быстрый на-
нагрев может уменьшить свойства [418]. Изменение свойств большинства спла-
сплавов с температурой несколько зависит от времени выдержки, так как упроч-
упрочнение от старения может нейтрализовать в течение некоторого времени 'умень-
'уменьшение свойств. Это особенно относится к естественно состаренным сплавам
я к температурам ниже 177°С; часто наблюдается временное упрочнение [,227,
412, 413, 418Ь—419]. Свойства, определяемые после выдержек при темпера-
температурах, также имеют временную зависимость. Очень короткие выдержки (се-
(секунды, минуты), даже суммарные [421], почти не влияют на свойства [420].
Выдержки средней продолжительности вызывают упрочнение вследствие эф-
эффекта от старения; длительные выдержки приводят к постоянному разупроч-
разупрочнению, наиболее заметному в случае высоких исходных свойств [205, 207,422].
Сопротивление ползучести рассматриваемых сплавов относительно низкое,
особенно высокопрочных сплавов i[211» 1236, 237, 328, 339, 408, 409, 418, 423—
428]. Согласно работе [428], долговечность может возрасти, если материал
периодически разгружается. Остаточные напряжения от обработки резанием
могут уменьшить сопротивление ползучести [429], а также вызвать распад
твердого раствора в процессе ползучести [429Ь]. Предел ползучести повыша-
повышается шрямо пропорционально содержанию MgZn2 в твердом растворе; при
распаде твердого раствора ползучесть зависит главным образом от количе-
количества и распределения выделений [178]. Ниже 27—127°С вытянутая субзерен-
ная структура уменьшает сопротивление ползучести, но она не оказывает
влияние при 427°С, когда основным механизмом ползучести является сколь-
скольжение по границам зерен [430].
Медь оказывает эффект, примерно аналогичный эффекту от добавок та-
такого же количества цинка. Таким образом,, медьсодержащий сплав может
иметь прочность сплава без меди, но с удвоенным количеством цинка. Медь
©водят в количестве до 2,5%, так как выше этого содержания она не раство-
растворяется в матрице или в фазах магний — цинк и образует нерастворимое со-
соединение CuMgAl2 [116, 120, 129, 130, 135, 153, 160, 211, 431—438]. От доба-
добавок меди наблюдается некоторое повышение удлинения [438]. В соответствии
с данными работы [164] введение 0,25% Си вызывает заметное улучшение
сопротивления усталости: от 54—57 до 73—75 МН/м2 для литейного сплава
с 5% Zn; 0,5% Мп; 0,2—0,5% Сг. Однако этот эффект правильнее объяснить
улучшением жидкотекучести и соответственно уменьшением числа и размера
усадочных пор, чем свойствами, присущими самой меди.
552

Железо вызывает небольшое уменьшение прочности, удлинения, вязкости
разрушения деформируемых полуфабрикатов [122, 153, 432, 439—442]. Игло-
Иглообразные частицы FeAl3 вызывают значительное охрупчивание фасонного
литья, и с ростом содержания железа 'происходит сильное уменьшение удли-
удлинения [143, 443, 444]. В случае дисперсной формы железосодержащих фаз,
образующейся, например, при быстром охлаждении отливок, может умень-
уменьшиться горячеломкость и увеличиться сопротивление коррозии под напряже-
напряжением от введения железа до 1,5% [445]. Железо совместно с марганцем мо-
может несколько упрочнить сплав при небольшом снижении удлинения [123, 131,
132, 211, 438, 446]. Влияние присадок кремния зависит от соотношения Mg:
: Zn. Если последнее соответствует образованию фаз Mg3Zn3Al2 или MgZn2,
кремний снижает прочность и особенно пластичность [77, 122, 123, 130, 153,
439—441, 447, 447Ь]. При других соотношениях Mg:Zn уменьшение свойств
может быть мало заметным или даже совсем неощутимым [91, 132, 140, 141,
423,, 432, 438].
Марганец, хром, молибден и цирконий оказывают сильный упрочняющий
эффект с соответствующим снижением удлинения [ИЗ, 116, 120—123, 141, 153,
164, 169, 432, 438—440, 448—454]. Сообщается о повышении предела устало-
усталости с 55—60 до 65 МН/м2 литейного оплава с 5% Zn и 0,5% Mg °т введения
хрома до 0,4% [164] и о некотором увеличении итредела ползучести от введе-
введения марганца [454Ь]. Влияние титана и ванадия на прочность деформируе-
деформируемых сплавов несущественное [122, 432, 440]. В случае литейных сплавов ти-
титан и в некоторой степени ванадий могут улучшить свойства вследствие из-
измельчения зерна [91, 129, 146, 164]. Никель и кобальт оказывают эффект,.
подобный эффекту от суммарной добавки железа и марганца. При 2% N1
наблюдается увеличение прочности на 5% и более значительное понижение
удлинения [130, 160, 206Ь, 440]. Бериллий, известный как модификатор [146}г
нейтрализует охрупчивающий эффект от железа [444], но обладает и отрица-
отрицательными воздействиями [133, 440, 454]. По данным работ [113, 125, 133],
церий и торий могут вызвать небольшое упрочнение при потере удлинения.
В соответствии с данными работы [455] кальций >в количестве более 0,8%
снижает механические свойства, особенно удлинение. Водород существенно
ухудшает свойства высокопрочных сплавов [222].
Добавки сурьмы в литейные сплавы снижают предел прочности [456].
Присадки кадмия около 0,05% почти не влияют на свойства сплавов без ме-
меди или при ее содержании 1,5% [151, 457]. Большие количества кадмия так
же, как и индия; ослабляют границы зерен [440]. Добавки 4—6% Cd рекомен-
рекомендуются для улучшения обрабатываемости резанием, а также для подшипни-
подшипниковых сплавов [458]. Свинц, висмут и олово в количестве до 0,1% несуще-
несущественно влияют на свойства сплавов при комнатной температуре и уменьшают
пластичность при повышенных техмпературах [222, 440]. Литий и натрий да-
даже в малых количествах вызывают сильное охрупчивание [130, 222, 440].
Добавки серебра упрочняют сплавы. Прирост прочности, определяемый отно-
отношением Mg : Zn и суммой Mg+Zn, максимален у сплавов, находящихся вбли-
вблизи разреза А1—MgZn2 при сумме Mg+Zn от 5 до 10% [130, 440, 446, 453,
459—462]. О положительном влиянии серебра на сопротивление усталости со-
сообщается в работе [462Ь].
Ниже приведены наиболее вероятные значения электродных потенциалов
сплавов А1—Mg—Zn [85, 98, 102, 165, 206, 227, 463—472].
Сплав, фаза Потенциал, мВ* Сплав, фаза Потенциал, мВ*
А1 99,99 —850 Mg6Al8 —1070
Al+2% Zn -960 Mg3Zn3Al2 -1090
Al+10% Zn —1030 Al+6o/oZnH 950 (T4);
+ 2 o/o Mg — 900 (T6)
Al+3% Mg -870
MgZn2 —1050 Al + 6% Zn H 880 (T4);
+2% Mg+ - 840 (T6)
+1,5% Cu
* Относительно каломельного электрода.
553;

Следует отметить, что абсолютные значения потенциалов, по различным
данным, заметно отличаются, однако величины различий между потенциалами
близки. Данные о влиянии хрома противоречивы: в соответствии с работой
198] он снижает потенциал, а согласно работам [466, 466Ь], увеличивает его.
По-видимому, изменение потенциала связано прежде всего с влиянием хрома
на процесс старения, а не с его присутствием в твердом растворе. Выявлена
некоторая корреляция между величиной потенциала и общей коррозией, а
также коррозией под напряжением, хотя в меньшей степени [206, 473—476].
В основном (коррозионная стойкость сплавав Al—Zn—Mg хорошая, осо-
особенно сплавов с низким содержанием меди и цивдка. По стойкости к коррозии
эти сплавы занимают промежуточное положение между сплавами А1—Мп,
Al—Mg, Al—Mg2Si и сплавами Al—Си, Al—Си—Mg [90, 122, 147, 157, 301,
477—492]. Безусловно, сказанное относится только к сплавам в состоянии,
не чувствительном к межкристаллит-
ной, расслаивающей коррозии и кор-
коррозии под напряжением [492Ь]. К со-
сожалению, все сплавы рассматриваемой
группы в какой-то мере чувствитель-
чувствительны к этим видам коррозии. Информа-
Информацию о расслаивающей коррозии мож-
можно найти в работах [85, 466, 471,
492b—492d], а о межкристаллитной
коррозии — в работах [206, 492d—
492h].
Трещины от коррозии под напря-
напряжением обычно развиваются по гра-
границам зерен (рис. 240), по на позд-
поздних стадиях развития, когда разруше-
разрушение имеет скорее механический, чем
коррозионный характер, они могут
распростаняться транскристаллитно
[493—498]. Образованию трещины
способствуют углубления типа питтин-
га или протравленной границы зерна
[499—604]. Трещина зарождается
медленно и затем быстро распростра-
распространяется; 70—90% времени разрушения
расходуется на зарождение трещины
[50E—506]. Информация о связи мик-
микроструктуры, характера излома тре-
трещины и ее природы содержится в ра-
работах [407Ь—4071, 507—509]. Для
возникновения коррозионного растрес-
растрескивания .необходимо действие растяги-
растягивающих напряжений, в изогнутых об-
образцах трещина всегда начинается на
растянутой стороне [466, 486, 5.10—
512]'. Даже в ненагруженном материале на поверхности могут действовать ос-
остаточные растягивающие напряжения [512Ь, 512с]'. Скорость коррозии в основ-
основном пропорциональна приложенной нагрузке [135, 500, 513—521J, а в деформи-
деформируемых полуфабрикатах сильно зависит от направления волокна (см. раздел
«Сплавы алюминий — медь»): безопасно прилагаемая нагрузка в высотном
направлении может быть в «пять раз меньше допустимой нагрузки в долевом
или поперечном направлениях [121, 122, 211, 481, 494, 497, 516, 522—535].
Природа и концентрация коррозионной среды и ее рН оказывают некото-
некоторое .влияние [250, 474, 520, 525, 531, 536—541]; повышенная температура
ускоряет процесс коррозии [492h, 531, 534, 537, 542, 542b]. Нейтронное облу-
облучение может увеличить чувствительность к коррозии [543]. Сообщается о
взаимосвязи между пластичностью окионой пленки, скоростью ее роста и кор-
коррозией под напряжением [501, 544]. В соответствии с последними данными
Рис. 240. Сплав с 4% Zn; 3% Mg; 0,2% Cr;
0,2% Мп. Вид типичных трещин от корро-
коррозии под напряжением, расположенных в
высотном направлении. Сканирующий элек-
электронный микроскоп, Х100 (Alcoa Research
Laboratories)
55,4

чу1В'Ствительность к коррозии под напряжением является функцией скорости
пассивации — скорости роста трещины: 'если трещина растет быстрее, чем пас-
пассивация, то происходит разрушение [545—548]. Коррозия без напряжения
ускоряет коррозию лод напряжением [495, 549, 550].
Структура является определяющим фактором в возникновении коррози-
коррозионного растрескивания под напряжением. Мелкое зерно несколько уменьшает
склонность к этому виду коррозии [534, 551—554], однако развитая субзерен-
ная структура намного эффективнее [476, 529, 533, 551, 555—557]. Нераство-
Нерастворимые соединения и зерна, удлиненные в направлении действия напряжения,
также препятствуют раапространемию растрескивания [440, 492g, 551, 553,
558—559], в то же время место соединения нескольких высокоугловых гра-
границ является опасной зоной [560—564]. Вакансии или скопления дислокаций
могут служить началом трещины [549, 565—568], однако искажения, внесен-
внесенные обработкой по)верх1ности дробью, уменьшают склонность к коррозионно-
коррозионному растрескиванию лад напряжением [568Ь].
На субмикроеколическом уровне приграничные зоны, свободные от выде-
выделений, играют важную роль в возникновении коррозионного растрескивания.
Исследования показывают, что трещина начинается в части зоны, обедненной
вакансиями и являющейся вследствие ^пересыщения электроотрицательной по
отношению к остальной части зоны. Когерентные выделения уменьшают сопро-
сопротивление растрескиванию, а некогерентные увеличивают его [492f, 496, 498,
534, 562, 569—576]. Деформация способствует распаду твердого раствора в
зоне, свободной от выделений, и тем самым улучшает коррозионную стойкость
под напряжением [577].
Коррозионная стойкость лод напряжением (при прочих равных услови-
условиях) является функцией состава еллава: при суммарном содержании цинка,
магния и меди выше 11—12% избежать коррозии можно лишь в случае при-
применения правильно разработанных и контролируемых режимах термообработ-
термообработки; при содержании этих элементов ниже 5—6% коррозия появляется в ред-
редких случаях [123, 204, 432, 449, 51i2, 554, 578—580]. Для одного и того же
состава еллава чувствительность к коррозии меньше при низком отношении
Zn:Mg [121—123, 131, 133, 135, 140, 141, 145, 175, 301, 432, 434, 449,
480, 488, 490, 513,, 578, 581—586].
Медь снижает коррозионную стойкость без напряжения и повышает стой-
стойкость под напряжением [116, 122, 130—132, 135, 153, 164, 211, 431, 432, 434,
436, 437, 470, 554, 558Ь, 577, 582, 587—592Ь]. Марганец оказывает небольшое
влияние на коррозионное растрескивание под напряжением, но, несомненно,
улучшает устойчивость к коррозии без напряжения [119, 121, 122, 132, 153,432;
436, 437, 558Ь, 583, 588, 593, 594]. Железо уменьшает коррозионную стойкость
без напряжения; в отношении влияния на стойкость лод напряжением сведе-
сведения противоречивы: в соответствии с данными работ [85, 130, 433, 595] влия-
влияние отрицательное, согласно работам [153, 436, 558Ь], несущественное, а сог-
согласно работам [211, 578, 582, 588, 593], положительное. Хром положительно
влияет на оба вида коррозии [122, 133, 141, 153, 164, 169, 431—434, 437, 450,
466, 578, 588, 592Ь, 593, 594, 596—599], особенно это относится к сплавам с
медью [591].
Данные о влиянии титана различны — от средней степени улучшения до
некоторого ухудшения [133, 432, 433, 437, 470, 558Ь, 582, 588, о92Ь—593].
Кремний влияет аналогично железу — ухудшает коррозионную стойкость без
напряжения и незначительно влияет на стойкость под напряжением [85, 130—
К32, 431, 436, 558Ь, 582, 588]. Воздействие ванадия в основном оценивается как
благоприятное с точки зрения улучшения коррозионной стойкости под напря-
напряжением [431, 432, 436, 437, 450, 582, 588], но сведения были получены главным
образом на сложных сплавах. Имеются две работы [466, 600], указывающие
на ухудшение стойкости под напряжением от добавок ванадия.
Серебро действует аналогично меди [130, 453, 459, 461, 524, 554, 558Ь, 588,
594, 598, 601—605]; главный эффект от серебра — уменьшение степени пере-
старивания, что позволяет применять повышенные температуры старения,
способствующие улучшению сопротивления коррозионному растрескиванию.
555

По данным работы [606], выделения, образовавшиеся при распаде твердого
раствора, в присутствии серебра менее электроотрицательные.
Литий (наряду с хромом) уменьшает склонность к коррозионному растре-
растрескиванию под напряжением, особенно гаысокомагниевых сплавов [599]. Цир-
Цирконий действует подобно хрому [133, 453, 554, 558b, 592b, 593, 594, 605, 607],
хотя в работе [466] улучшения стойкости не получено. Бериллий, бор [461,
588], церий [211, 461], ниобий [588], молибден [466, 588], никель [130, 433],
вольфрам [466], иттрий [461] считаются либо нейтральными, либо ухудшаю-
ухудшающими сопротивление коррозии. Торий [133, 582]. ;вызывает небольшое улуч-
улучшение, но, возможно» это случайный эффект.
Методы защиты основаны на том обстоятельстве, что для возникновения
коррозионного растрескивания под напряжением необходимо одновременное
действие коррозионной среды, растягивающих напряжений и соответствую-
соответствующего структурного состояния сплава. Исключение одного из факторов устра-
устраняет коррозию под напряжением [526, 581, 608, 609]. В целях предотвращения
контакта сплава с коррозионной средой используют защитные покрытия; они
обычно многослойные, так как небольшой дефект в покрытии нарушает его
эффективность. Применяют также катодную защиту в виде плакировки из
сплавов А1—Zn и А1—Mg—Мп [86, 131, 135, 323, 464, 468, 469, 610]; она су-
существенно уменьшает число разрушений, хотя и не исключает их совсем
[323, 324, 496, 539, 609—613]. К тому же имеет место диффузия элементов из
сердцевины в плакировку [451, 614, 615]- (рис. 241).
Рис. 241. Сплав с 6,3% Zn; 2,1% Mg; 1,4% Си; 0,3% Сг; 0,25% Fe; 0,1% Si, плакирован-
плакированный с двух сторон сплавом с 1,2% Zn:
а — отожженное состояние, практически отсутствует диффузия в плакировку; б — за-
закалка с 467°С, 20 мин, сильная диффузия в плакировку. Травитель — реактив Келлера,
Х250
Избежать или, до крайней мере, уменьшить растягивающие поверхност-
поверхностные напряжения можно правильным конструированием изделия или пра-
правильной разработкой технологии его изготовления [518, 607, 609, 616—619].
Склонность к коррозии под напряжением можно уменьшить путем обработки
поверхности дробью [504, 620—622]-. Однако самым надежным способом ог-
556

раничения коррозионного растрескивания является создание соответствующей
структуры путем регулирования основного состава, легирования определен-
определенными добавками и главным образом с помощью термомеханической обработ-
обработки, которая обеспечивает соответствующую природу и распределение выде-
выделений (ом. ниже). Один из последних обзоров по коррозии под напряжением
сделан в работе [62i2b]-.
Литейные свойства рассматриваемых сплавов плохие: в равновесных ус-
условиях сплавы находятся в области растворимости в твердом состоянии, и
эвтектики содержат большое количество легирующих компонентов. Таким об-
образом, в сильно неравновесных условиях количество присутствующей эвтек-
эвтектики очень ограниченно и даже при тщательном питании наблюдается силь-
сильная склонность к образованию усадочной пористости, которая снижает ме-
механические свойства сложных отливок [91, 125, 129, 132, 148, 158, 159, 623—
627]-. Однако изменение свойств в зависимости от размера зерна небольшое
[146], «а качество отливки мало влияют температура литья [628] или ее тол-
толщина [626]. Наибольшее измельчение зерна достигается при введении титана
менее 0,15% [629]. Вследствие широкого интервала кристаллизации сплавы
обладают сильной склонностью к горячеломкости, особенно при высоких от-
отношениях Zn:Mg.
Кремний увеличивает количество эвтектики и таким образом улучшает
жидкотекучесть, «о охрупчивающий эффект и потеря прочности, вызванные
присутствием первичных кристаллов Mg2Si, делают эту добавку нежелатель-
нежелательной. Медь повышает и жидкотекучесть, и горячеломкость. Другие элементы
обычно оказывают незначительное воздействие на литейные характеристики.
Вследствие горячеломкости литейные сплавы, особенно высоколегированные,
склонны к растрескиванию [630—632].
Ликвация в большинстве случаев не ^представляет серьезной проблемы.
При обычных условиях литья наблюдается дендритная ликвация; цинк, же-
железо, кремний, медь магний, марганец концентрируются у границ зерен [633,
634], а в междендритных пространствах располагаются цинк-, магний-, медь-
медьсодержащие соединения [79, 153, 635], хотя в равновесных условиях эти эле-
элементы должны быть полностью растворены. Однако если расстояние между
дендритными ветвями небольшое, то правильная гомогенизация может спо-
способствовать полному растворению этих составляющих. Проблема осложняется
присутствием менее растворимых элементов: железа, кремния и особенно мар-
марганца, хрома и циркония, на распределение которых гомогенизация влияет ма-
мало. Если эти элементы присутствуют в грубой форме, то снижаются механиче-
механические свойства [216, 252, 253, 629, 636—649]. Даже в тонком материале с не
сильно выраженной волокнистой структурой то обстоятельство, что марганец,
хром, цирконий не входят в твердый раствор, приводит к резкому уменьшению
их эффективности в отношении коррозии под напряжением.
Другой серьезной проблемой, особенно касающейся высокопрочных спла-
сплавов, является образование первичных кристаллов соединений марганца, хро-
хрома и др. Состав этих сплавов близок к составу, соответствующему границе
между полями первичной кристаллизации алюминия и указанных соединений.
Небольшая степень ликвации может привести к первичной кристалдизации этих
соединений. Иногда в условиях непрерывного литья эти соединения могут
вырасти до значительных размеров. Анализ 'показывает, что все металлы с
высокой точкой плавления (железо, титан, марганец, хром и цирконий) кон-
концентрируются в первичных кристаллах [437, 650—655]. При обычных услови-
условиях дальнейшей обработки эти кристаллы не деформируются, а дробятся и
располагаются в направлении деформации [656—658]. Небольшие разрывы,
образующиеся в процессе фрагментации, действуют как концентраторы напря-
напряжений и существенно снижают предел усталости [326, 659]. Тщательный
контроль состава сплава и условий литья необходим для того, чтобы разре-
разрешить или, по крайней мере, свести к минимуму эту проблему.
Прямая и обратная ликвации не вызывают особых затруднений; неболь-
небольшое количество эвтектик нейтрализует действие широкого интервала кристал-
кристаллизации. В обычных фасонных отливках влияние прямой и обратной ликвации
небольшое и часто находится в пределах ошибки анализа. При непрерывном
557

литье, особенно при литье высокопрочных сплавов, в поверхностных зонах
концентрация цинка, меди и магния может в три — пять раз превышать их
концентрацию в сплаве [47, 98, 660—662]. Описание структур, «полученных на-
направленной кристаллизацией, содержится в работе [662Ь].
В связи с резким разупрочнением по мере повышения температуры сплавы
хорошо обрабатываются давлением в горячем состоянии. Это особенно отно-
относится к сплавам средней и низкой прочности, которые можно деформировать
при 427—497°С по сравнению с высокопрочными сплавами, интервал темпера-
температур для которых составляет 377—427°С [663—666]. Материалы с размером
зерен порядка нескольких микрометров могут быть сверхпластичными [666Ь,
666с]. Способность к формообразованию является главным образом функци-
функцией содержания магния; цинк (практически не влияет на «ее (рис. 242); медь,
1200
1000
I
800
600
400
04
0,8
Мд;%
2,0
Рис. 242. Разрушающее давление для прессованных полуфабрикатов при четырех темпе-
температурах в зависимости от содержания цинка и магния. Содержание цинка. %:
/ — 3,0; 2 — 3,5; 3 — 4,0; 4 — 4,5; 5 — 5,0
железо, марганец и хром несколько ухудшают эту характеристику [154, 585,
666—671]. Высокоскоростное прессование A0 м/с) положительных результа-
результатов не имело [671Ь]. В случае деформации при высокой температуре (>>427ОС)
и высокого содержания марганца, хрома, циркония и железа материал приоб-
приобретает небольшую степень нагартовки и не рекристаллизуется вплоть до эв-
эвтектической температуры или становится склонным к аномальному росту зер-
зерна, если перед нагревом его не подвергать холодной деформации. Это явле-
явление, известное как пресс-эффект, характерно для прессованных полуфабрика-
полуфабрикатов, в большинстве случаев тонкостенных, но его также можно зстретить в
штамповках, плитах или листах [82, 135, 596, 600, 640, 643, 672—680]. Ста-
Старение нерекристаллизованного материала протекает быстрее, чем рекристал-
лизованного [681].
Низкопрочные сплавы легче подвергаются холодной обработке давлени-
давлением, чем высокопрочные. Максимальная обрабатываемость давлением — в
отожженном состоянии, еще достаточно хорошая — в свежезакале-нном со-
состоянии, особенно в пределах нескольких часов после закалки, и ограничен-
ограниченная — ,в искусственно состаренном состоянии [167, 682—685]. Пластическая
деформация в искусственно состаренном состоянии (если в дальнейшем не
558

следует старение или обработка для снятия напряжений) может привести к
сильной склонности материала к коррозионному растрескиванию под напря-
напряжением [683, 686—689]. Исследовалось снятие остаточных напряжений мето-
методом растяжения [689Ь]. Линии Людерса возникают редко ,[690].
Гомогенизацию материала производят для устранения ликвацио'нной не-
неоднородности в сплаве. Диффузия меди, магния и цинка происходит относи-
относительно быстро, а их растворимость достаточно высокая, чтобы полностью
перейти в твердый раствор, но диффузия железа, марганца, хрома, циркония
и др. протекает очень медленно и их растворимость при температуре гомоге-
гомогенизации очень небольшая. Во многих быстро охлажденных фасонных отлив-
отливках количество растворенного железа, марганца и др. может превышать пре-
предельную растворимость при температуре гомогенизации, поэтому в процессе
гомогенизации может происходить скорее выделение этих элементов, чем раст-
растворение [81, 107, 634, 640, 660, 691—693]. Время гомогенизации зависит от
структуры: для быстрого охлажденного материала с небольшими дендритны-
дендритными ячейками может быть достаточно несколько часов; в случае крупного литья
в песчаную форму или слитков под прокатку процесс гомогенизации может
не закончиться в течение 24 ч )[634, 642, 660, 693Ь—694].
Низкоплавкие эвтектики в сплавах данной группы точно не определены.
Квазибинарная эвтектика А1—MggZmAb при 489°С требует точного отношения
Zn:Mg, равного 2,5; следовательно, в большинстве сплавов легкоплавкими эв-
тектиками являются либо А1—MgsAle—Mg3ZmAl2 при 450°С, либо, что бо-
более вероятно, А1—Mg3Zri3Al2—MgZri2 при 475°С. Согласно данным работ
[78, 466], медь может понижать точки кристаллизации на 20—25°С, но чет-
четверная эвтектика Al+CuMgAl2+Mg3Zn3Al2+MgZn2 затвердевает при 475°С,
совпадая с тройной Al+Mg3Zn3Al2H-MgZn2 и квазибинарной Al—MgZn2 эвтек-
тиками. Кремний понижает температуру кристаллизации только при Mg:Si<
<Cl,73> которое никогда не встречается в промышленных сплавах. Неясно,
входят ли Mg2Si или соединения с железом, марганцем, хромом и др. в состав
легкоплавких эвтектик. Если входят, то их влияние на температуру плавления
ничтожно.
В большинстве литейных сплавов количество эвтектик очень незначи-
незначительное; даже в случае их оплавления ухудшение овойств небольшое и его
трудно отличить от влияния неизбежно присутствующей усадочной пористо-
пористости. В деформируемых полуфабрика-
полуфабрикатах высокопрочных сплавов, которые
изготавливают из гомогенизированных
слитков, присутствие растворимых со-
составляющих, способных образовать
легкоплавкие эвтектики, практически
исключено, поэтому полуфабрикаты
можно безопасно нагревать до 527°С
и выше [694b—694d]. Таким образом,
только при нагреве массивных поко-
поковок и плит и з высокопрочных сплавов
не следует превышать точку плавле-
плавления самой легкоплавкой эвтектики, со-
составляющей 475°С. Средне- и мало-
малопрочные сплавы можно безопасно на-
нагревать до 577-ч617°С. На рис. 243
показан вид оплавившейся эвтек-
эвтектики.
Для полуфабрикатов, прошедших
полную гомогенизацию, повышение
температуры закалки относительно
температуры, соответствующей преде-
пределу растворимости C52—377°С для
ао7КО" " среднепрочных сплавов и
427-—457°С для высокопрочных спла-
сплавов) , не оказывает влияния на свойст-
Рис. 243. Прессованный полуфабрикат из
сплава с 6% Zn; 2,5% Mg; 1,5% Си; 0,25%
Fe; 0,1% Si. Розетки оплавившейся эвтек-
эвтектики с трудом отличимы от высокотемпе-
высокотемпературного разрыхления. Без травления,
хюоо
559

на [107, 119, 121 — 123, 132, 141, 179, 211, 318, 435—437, 492d; 597; 665; 695—
70О]. Однако чем выше температура закалки, тем возникает большее количест-
количество закалочных вакансий, которые ускоряют старение [122, 123, 140, 179, 436,
593], а также увеличивают чувствительность к межкристаллитной коррозии и
коррозии под напряжением [119, 121, 123, 132, 133, 140, 168, 227, 450, 459, 583,
596, 600, 660, 696, 699, 701, 702]. Поэтому температура нагрева под закалку
хорошо отгомогенизированных полуфабрикатов должна быть чуть выше темпе-
температуры предельной растворимости. Время нагрева может быть очень коротким
[ 111, 116, 123, 179, 432, 449, 703].
Сплавы средней и низкой прочности, особенно сплавы, не содержащие
марганец, хром, цирконий и другие элементы или содержащие их в малых
количествах, не чувствительны к скорости охлаждения при закалке. МедлеЕ!-
ное охлаждение (горячая вода, масло, воздух) заметно не влияет на механи-
механические свойства и может повысить устойчивость против коррозии иод напря-
напряжением [ИЗ, 117, 119, 140, 168, 172, 397, 432, 449, 480, 587, 699, 704—706].
С повышением содержания цинка, магния, меди, железа и присадок бериллия
и серебра несколько возрастает чувствительность к охлаждению три закалке,
при этом (понижаются прочность и сопротивление корроаии. Но наиболее силь-
сильно эта чувствительность повышается от добавок хрома, марганца, циркония,
ванадия, молибдена [119, 123, 126, 140, 141, 172, 432, 457, 462, 465, 480, 582,
605, 681, 693, 696, 700, 703—713]. Свинец, висмут, сурьма, кремний, германий,
олово, индий, никель, титан, кальций оказывают малое воздействие [457].
В случае сплавов средней и низкой прочности часто доминирующим
является экономический фактор. Низкая чувствительность к закалочному
охлаждению и невысокая температура полной растворимости позволяют их
закаливать с температуры горячей деформации (горячей прокатки, прессова-
прессования, ковки, штамповки), что исключает проведение специальной термообра-
термообработки практически без ухудшения качества [190, 397, 585, 671, 704, 714].
Подобная обработка высокопрочных сплавов приводит к понижению проч-
прочности и сопротивления коррозии <[465, 583, 710]. Закалка в жидком азоте
снижает коробление без сильной потери прочности {715].
Магний и цинк — элементы, управляющие процессом упрочнения при
старении; все остальные элементы играют только вспомогательную роль.
Ниже определенного минимального суммарного содержания магния и цинка
старение может не происходить, по мере роста этой суммы увеличиваются
темп и эффект упрочнения, достигая максимального значения, выше которого
степень легирования не оказывает влияния на упрочнение. Минимальное
суммарное содержание Mg и Zn составляет 4—5% при повышенных отно-
отношениях Mg : Zn и снижается до 2—3% при более низких отношениях. Мак-
Максимальное суммарное содержание составляет порядка 12—^14% при высоких
отношениях Mg : Zn и достигает 20—25% Для высокоцимковых сплавов
[99, Ш1, 113, 115, 117, 123, 168, 175, 716]. Максимум упрочнения и быстрый
распад твердого раствора наблюдаются в сплавах с отношением Mg : Zn,
соответствующим образованию Mg3Zn3Al2 A : 1 или 1 : 2) или MgZn2 A : 5).
Избыток элементов уменьшает эффект старения; избыток цинка замедляет
возврат, а избыток магния ускоряет его [112, 717] и приводит к более
заметным выделениям при 227°С [718].
Добавки меди ускоряют старение, повышают прочность и чувствитель-
чувствительность к закалочному охлаждению ,[116, 135, 211, 432, 434, 462, 583, 593, 705,
719], это обусловлено скорее повышением степени легирования сплава, чем
специфическими особенностями меди. Однако [170, 720] характерно ускоре-
ускорение ранних стадий превращения от зон к промежуточной фазе .и зарожде-
зарождению фазы CuMgAl2. Медьсодержащие сплавы требуют большего температур-
температурного интервала для проведения возврата, чем сплавы без меди [717].
Влияние железа, кремния, скандия, титана на процесс упрочнения при
старении очень небольшое; они существенно не влияют на кинетику распада
[130, 141, 153, i211, 437, 438, 457, 582, 593, 720Ь], если содержание кремния
не очень' высокое и расход магния на образование Mg2Si незначителен
[457, 7121].
560

Наблюдается много общего .межщу поведением серебра и меди; серебро
также абсорбируется зонами и вызывает ускорение старения, стимулируя
образование промежуточной фазы. Однако серебро уменьшает степень пере-
старивания и поднимает критическую температуру растворимости зон.
Поэтому высокая прочность вследствие образования зон может быть достиг-
достигнута при более высоких температурах старения [170, 434, 453, 459, 460, 462,
466, 593, 602, 720, 722—727]. Если материал не подвергается резкой закалке
и не быстро нагревается до температуры старения, эффективность от доба-
добавок серебра понижается [728]. Несмотря на то что свойства золота и нике-
никеля подобны свойствам меди и серебра, их влияние на структуру и процесс
старения незначительное [91, 130, 170, 457]; в соответствии с данными
работы [728Ь] эти элементы несколько ускоряют старение. То же самое
относится к кобальту ,[433, 457].
В случае растворения хром и -в меньшей степени марганец, цирконий,
ванадий, молибден, увеличивая температуру рекристаллизации, упрочняют
зоны, свободные от выделений, и соответственно уменьшают локальную
деформацию и разрушение в них. Являясь ловушками для вакансий, эти
элементы таюке уменьшают влияние приграничных зон, обедненных вакан-
вакансиями (см. систему А1—Mg—Zn). Кроме того, соединения хрома способст-
способствуют зарождению MgZri2 и таким образом способствуют распаду в зонах,
обедненных вакансиями. В связи с тем что положительный эффект возмо-
возможен лишь в случае распределения хрома и других элементов в матрице в
в тонкодисперсном виде, форма их присутствия имеет решающее значение.
Этим объясняются противоречивые данные о влиянии многих указанных
выше элементов [81, 107, 113, 117, 123, 141, A68, 434, 457, 466, 587," 588, 596,
597, 598с, 705, 719, 729—731]. Наличие висмута и сурьмы не сказывается на
процессе старения [457]. Небольшие присадки @,05—0,1%) .кадмия, индия*
олова в сплавы А1—Си подавляют низкотемпературное и усиливают высоко-
высокотемпературное старение. Однако подобного эффекта не обнаружено в спла*
вах А1—Zn—Mg [151, 457, 720]. Небольшие количества (<0,5%) церия.
тория, кальция, бора оказывают незначительное воздействие на упрочнение
при старении [113, 125, 133, 455, 582, 588, 720, 732], а литий и бериллий
поднимают максимум твердости [457, 462, 729b, 732b]. Натрий задерживает
старение )[732Ь'].
Влияние температуры и времени старения обычное: чем выше температу-
температура и больше длительность старения, тем быстрее происходит превращение
[97, 123, 161, 587, 682, 685] (рис. 244). Сплавы, в которых главной фазой
выделения является Mg3Zn3Al2, обладают наилучшим сопротивлением корро-
коррозии в естественно состаренном состоянии; сплавы, в которых образуется
MgZri2, показывают хорошую устойчивость против коррозии после естествен-
естественного, а также после искусственного старения по правильно выбранному
режиму [88, 116, 119, 123, 132, 135, 227, 433, 480, 490, 569, 582, 733—735].
Оба типа сплавов очень склонны к коррозии под напряжением если за естест-
естественным старением следует неполное искусственное старение. Это может
происходить либо при недостаточной длительности искусственного старения,
либо при эксплуатации естественно состаренного материала в тропических
условиях. Такое состояние материала может привести к катастрофическому
разрушению конструкции i[205, 518].
Холодная обработка перед или в процессе старения может вызвать
некоторый прирост прочности и твердости (рис. 245, 246). Однако степеаь
упрочнения от старения уменьшается по мере увеличения степени деформа-
деформации: чем выше величина деформации, тем выше исходная твердость и меньше
ее различие с твердостью материала в полностью состаренном состоянии
[139, 155, 180, 685, 736]. Холодная обработка может привести к заметному
упрочнению при старении малолегированных сплавов, которые обычно
термически не упрочняются [737]. Холодная обработка после искусственного
старения вызывает дальнейшее упрочнение, но при определенном снижении
пластичности [98, 123, 153, 668] и коррозионной стойкости под напряжением
[119, 153, 432, 436, 450, 582, 596, 737—740]. Эффект упрочнения от деформа-
деформации отожженного материала гораздо меньше эффекта от упрочняющей термо-

Рис. 244. Сплав с 7,5% Zn; 3,2% Mg; 2,2% Си; 0,2% Fe; 0,10% Mn; 0,25% Cr; 0,1% Si:
a — прессованное состояние, охлаждение на воздухе, крупные темные частицы Mg2Si,
крупные светлые частицы соединений Fe, Mn, Сг, небольшие темные частицы выделений
MgZn2; б —закалка и старение при 127°С, 12 ч, большая часть выделений MgZn2 рас-
растворилась, остались соединения Mg2Si (темные) и FeMnCr (светлые), видны четкие гра-
границы зерен, указывающие на недостаренное состояние; в — старение при 137°С, 24 ч,
те же самые составляющие и начало распада по границам зерен; г — старение при
152°С, 24 ч, ясно различимы пограничные выделения. Травитель — реактив Келлера,
Х500
562

Рис. 245. Лист из сплава с 4,2% Zn; 1,5%
Mg: 0,3% Mn; 0,15% Zr; Fe+Si<0,4%. Ох-
Охлаждение на воздухе с 467°С, двухступен-
двухступенчатое старение: 92°С, 8 ч+142°С, 8 ч. Вид-
Видны приграничные зоны, свободные от вы-
выделений, XЮ 000 (Alcan International Ltd.,
Кингстон, Онтарио)
Рис. 246. Плита из сплава с 5,7% Zn; 2.5%
Mg; 1,3% Си; 0,2% Cr; Fe+Si<0,4%. За-
Закалка в воде с 482°С, снятие напряжений
растяжением, старение при 127°С. 24 ч. По
субграницам отсутствуют зоны, свободные
от выделений, и наблюдаются грубые вы-
выделения внутри зерен, X10 000 (Alcoa Re-
Research Laboratories)
обработки [668]. Согласно работе [741], высокие скорости нагрева до темпе-
температуры старения понижают прочность. Ультразвуковая вибрация оказывает
незначительное влияние на процесс старения [742, 7431.
Влияние возврата на сплавы А1—Zn—Mg обычное: если разница между
температурами старения и возврата достаточная, то структура сплава еоз-
вращается в исходное закаленное состояние [139, 143, 161, 179, 717, 744,
745]. Это приводит к полному размягчению сплава вследствие того, что
высокотемпературная обработка прерывается перед тем, как начинают воз-
возникать зоны, соответствующие пониженной температуре. Если первое старе-
старение было слишком длительным и зоны заметно выросли или если различие
в температуре первого и второго старения было небольшим A00°С), то, по
крайней мере, некоторая часть низкотемпературных зон превысит минималь-
минимальные размеры высокотемпературных зон и повторно не растворится [746—
748].
Подобный неполный возврат используют при двухступенчатых режимах:
старения. Если температура каждой из ступеней довольно близка, то
низкотемпературное и последующее высокотемпературное старение приводят
к ускорению процесса; максимум твердости достигается несколько раньше, чем
в случае одноступенчатого старения при повышенной температуре [466, 748Ь].
Однако главное преимущество этого типа старения по сравнению с односту-
одноступенчатым высокотемпературным старением состоит в улучшении механических
и коррозионных свойств, а также свойств при низких температурах. Это спра-
справедливо (даже в том случае, когда температура первой ступени отрицательная,
а второй комнатная [161, 173, 288, 466, 532, 682, 700, 715, 749—753]. Двух-
или трехступенчатое старение особенно эффективно для сплавов при
Zn:Mg<2 и суммарном содержании Mg+Zn от 4 до 71% [754]. В более
легированных сплавах указанные преимущества ограниченны и отсутствует
563

Рис. 247. Влияние термомеханической
обработки на структуру сплава с 5,5%
Zn; 2,5% Mg; 1,5% Си; 0,25% Сг:
а — старение при 127°С, 24 ч сразу пос-
после закалки; б — холодная прокатка на
10% после закалки и старения при
12ГС, 24 ч; в — старение при 102°С,
6 ч+холодная прокатка на 10%+старе-
ние при 122°С, 6 ч. Холодная обработ-
обработка непосредственно после закалки (а)
приводит к грубым выделениям в срав-
сравнении с холодной обработкой после
зонного старения (б). X50 000 (Insti-
tuto Sperimentale Metalli Leggeri, Ho-
вара, Италия)
прирост в усталостной прочности [755]. Материалы, подвергнутые двухсту-
двухступенчатому старению, особенно чувствительны к холодной деформации [466]
или любой другой обработке, влияющей на размер и распределение зон ГП,
но при тщательном контроле деформации можно получить очень хорошиз
свойства (рис. 247). На этом основана термомеханическая обработка, когца
между двумя ступенями старения используют контролируемую деформацию
с целью улучшения свойств, особенно коррозионной стойкости под напряже-
напряжением [708, 756—7631].
564

Сочетание естественного старения после закалки и последующего искус-
искусственного старения можно рассматривать как двухступенчатое старение.
Влияние естественного старения в значительной степени определяется его
продолжительностью, а также температурой искусственного старения; как
правило, оно приводит к некоторому ухудшению свойств. Как и следовало
ожидать, потеря свойств растет по мере повышения температуры старения и
прочности сплавов [НО, 143, 173, 207, 466, 696, 764—765]. Обзор технологи-
технологических процессов термообработки содержится в работе [765Ь].
Температура рекристаллизации рассматриваемых сплавов без марганца,
хрома и циркония составляет порядка 277—327°С, что несколько ниже, чем
у остальных алюминиевых сплавов ,[93, 98, 156, 435, 596, 600, 676, 695, 765с].
Она зависит в некоторой степени от технологии обработки давлением [765d].
Медь может слегка понизить эту температуру; железо и кремний оказывают
незначительное влияние; бериллий, церий, марганец, хром, цирконий, титан
и ванадий заметно ее повышают. Большему влиянию подвержена темпера-
температура конца (а не начала) рекристаллизации [81, 82, 133, 211, 435 437, 596, 676,
766—767]. Сплавы, содержащие значительное количество указанных добавок,
могут оекристаллизоваться при температурах, достаточных для растворения
некоторых количеств цинка, магния и меди. Поэтому они способны упроч-
упрочняться старением в процессе обычного охлаждения на воздухе после отжига.
В этом случае для получения мягкого состояния необходимо медленное
охлаждение (<25°С/ч) до температуры 227—277°С [768]. Сплавам данной
группы свойствен пресс-эффект.
Сварка плавлением высокопрочных сплавав вызывает большие трудности
из-за сильной склонности сплавов к растрескиванию в зоне шва или смежной
зоне [579, 584, 683, 769—777]. Даже если сварка произведена (методом
плавления или под давлением), то механические свойства и устойчивость
против коррозии под напряжением в состоянии после сварки очень плохие.
И хотя основная доля прочности восстанавливается после повторной тер*мо-
обработки, сохраняется очень низкое удлинение [156, 777Ь]. Сплавы, со-
содержащие менее 8% легирующих компонентов и обладающие хорошей пла-
пластичностью и малым количеством эвтектики, имеют превосходную сваривае-
свариваемость [166, 190, 402, 518, 724, 774, 778—798]. Это относится главным
образом к сплавам меди и к сплавам с низким отношением Zn: Mg [177,
579, 799—803].
Влияние состава на горячеламкость сплавов показано на рис. 248 [778,
784]. Горячеломкость растет по мере увеличения содержания цинка и сни-
снижается по мере увеличения содержания магния. Снижения горячеломкостл
можно достичь при использовании присадочного материала, богатого крем-
кремнием или магнием [786, 798, 801, 804—809]. Добавки меди уменьшают
склонность к трещинообразованию зоны шва, но значительно способствуют
трещинообразованию ib околошовной зоне [810]. Свариваемые сплавы обыч-
обычно содержат Mg+Zn менее 8% :и имеют узкий интервал кристаллизации с
небольшим количеством эвтектики [811, 812]. Медь приводит к образованию
легкоплавкой эвтектики, которая заполняет трещины в шве, но увеличивает
хрупкость в зоне термического влияния.
Присадки циркония до 0,3% также уменьшают трещинообразование
[186, 204, 469, 782, 787, 800, 804, 810, 813—815] даже ,в медьсодержащих
сплавах [801]. По данным работы [816], малые добавки меди и серебра ог-
ограничивают склонность к коррозионному растрескиванию под напряжением
сварных конструкций, эксплуатируемых в тропических условиях. Хром ока-
оказывает небольшое воздействие на склонность к трещинообразованию [800],
железо и марганец несколько уменьшают ее [204, 800, 817, 817Ь]. Кремний,
подобно меди, охрупчивает зону термического влияиия, но залечивает тре-
трещины в зоне шва [204, 396, 779, 801, 817Ь 818]. Титан и бор измельчают
зерно и мало влияют на трещинообразование [204, 815].
Важной особенностью среднепрочных сплавов являются их сравнитель-
сравнительная .нечувствительность к скорости охлаждения при закалке и низкие
температуры закалки. По этим причинам шов и околошовная зона имеют
закаленную структуру и в течение нескольких недель восстанавливают
566

Al
Рис 248. Горячеломкость при сварке, определенная как длина трещины при затруднен-
затрудненной кристаллизации:
а — сплавы без меди; б — сплавы с 0,5% Си [778, 784]
566

большую часть прочности, потерянной при сварке [177, 384, 469, 584. 585, 668,
781, 785, 787, 788, 799, 819—823]. Небольшие вариации в технологии сварки
мало влияют на свойства; однако свойства массивных плит, сваренных ^
несколько проходов, могут быть плохими, так как продолжительный нагрев
приводит к грубым вы/делениям и к появлению трещин [785, 817, 824—826].
Сопротивление усталости и вязкость надрезанных образцов из сварных соеди-
соединений ниже, чем у основного металла [166, 205, 339, 383, 386, 394, 395, 802,
827—832]. Усталостные свойства могут быть улучшены обработкой дробью
[833—835]. Свойства сварных соединений при низких температурах хоро-
хорошие: наблюдаются прирост прочности и пластичности (хотя в меньшей сте-
степени, чем в основном металле) и небольшое снижение вязкости надрезанных
образцов [386, 394, 395, 802, 827, 836—836с].
Структура свар'ных соединений обычная [166, 518, 770, 779, 794, 803,
817, 824, 837—840]: зона шва имеет литую структуру с удлиненными столб-
столбчатыми кристаллами, иногда с двойниками, и очень небольшим количеством
эвтектики. В зоне сплавления наблюдаются колебания состава [838, 841,
842]. Рядом с зоной шва и зоной частичного оплавления расположена зола,
Иде развивается температура, достаточная для растворения любого присут-
присутствующего выделения. Называют нижний предел температуры в этой зоне
352°С [824]. Структура ее близка к структуре естественно состаренного
с
сплава: наблюдаются зоны ГП размером 30—50 А [469, 824]. Однако отме-
отмечаются небольшие различия: толщина приграничных зон, свободных от выде-
выделений, вдвое больше обычных, кроме того, присутствуют час-
частицы т]'-фазы [824]. Эти две особенности наиболее характерны для .наруж-
.наружной (переходной) части этой зоны. В следующей зоне присутствуют я
г)'-фаза и т]-фаза (частично скоагулированная) наряду с небольшим коли-
количеством зон ГП. Температурный интервал нагрева этой зоны при сварке
составляет 352—227°С и она является наиболее хрупкой и чувствительной
к коррозии [469, 492d, 700, 803, 824]. В более отдаленных местах, где
температура в процессе сварки не поднимается выше 202°С, изменения
структуры незаметны [90, 420, 685, 819], так как кратковременные выдерж-
выдержки A0—15 мин) -при температурах до 202°С мало сказываются на свойствах
.плавов А1—Mg—Zn. Электродный потенциал — наивысший в зоне утолще-
утолщения— снижается в направлении от нее [469]. О влиянии технологии сварки
на чувствительность к расслоению сообщается в работе [843], а о структуре
кромок после плазменной резки—в работе [844].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Bourbouze, CZ 1886, 572.
2. W. F. Durand, JSCI 1902, 121.
3. /. W. Richards, JSCI 1902, 121
4. A. Portevin. С А 6, 852.
5. W. Rosenhain, etc., Rev. Met., 1913, v. 9, p. 823.
6. W. Smith, CZ 1904, 11, 176.
7. O. Greger, JIM 53, 232.
8. E. Gebhardt, JIMMA 15, 407; 16, 131, 282, 493.
9. F. Sauerwald, JIMMA 17, 164.
10. ?. Pelzel, JIMMA 22, 17b.
11. W. Rosenhain, JIM 26, 417.
12. W. A. McAdams. JIM 11, 296; 12, 283.
13. T. Bayliss, etc., JIM 12, 283.
14. F. C. Lea, CA 14, 165.
15. Tech. Dept. Alcoa, JIM 28, 585, 826.
16. Anon., JIM 30, 473.
17. O. Releaux, JIM 33, 346.
18. T. Rapson, JIM 34, 580.
19. G. Mortimer, etc., CA 21, 1439.
20. M. V. Schwarz, JIM 38, 412; 40, 498. 499; 41, 593.
21. R. S. Archer, etc., JIM 36, 431; 40, 496.
22. R. Sterner — Reiner, JIM 44, 638.
23. W. Saran, JIM 47, 137; 50, 726; 52, 233.
24. G. Krebs, JIM 50, 125.
25. B. Otani, JIM 47, 138.
26. H. Gibb, Met. Ind. London, 1932, v. 40, p. 27.
27. G. M. Hazkevich, etc., JIMMA 2, 569.
28. G. Welter, JIMMA 3, 246.
567

29. Anon., JIMMA 4 494.
30. L. W. Kempf, etc., JIMMA 4, 84, 378.
31. L. Guillet, Genie Civil, 1938, v. 113, p. 537.
32. A. Evers, JIMMA 10, 316.
33. R. Sterner — Reiner, JIMMA 9, 239; 10, 172.
34. M. Goret, JIMMA 15, 613.
35. G. I. Pogodin — Alekseev, etc. (Г. И. Погодин — Алексеев и др.), JIMMA 25, 149.
36. Anon., JIM 47, 266.
37. О. W. Akimov, etc. (Л В. Акимов и др.). JIMMA 2, 58, 387, 427.
38. M. Wachlert, JIM 26, 516.
39. F. C. Lea, etc., JIM 28, 580.
40. Anon., JIMMA 5, 87.
41. E. H. Dix, etc., JIM 31, 411; 32, 526.
42. E. Scheuer, JIM 37, 454.
43. Anon., С А 22, 1752.
44. Anon., JIM 41, 440.
45. W. Loskiewicz, etc., JIM 50, 330.
46. Souther, Metallurgie, 1911, v. 8, p. 719.
47. O. Bauer, etc., JIM 27, 394; 28, 613; 29, 635.
48. R. L. StreHer, etc., Brass World, 1925, v. 21, p. 337, 424.
49. Anon., JIM 35, 728, 731.
50. /. B. Hoblyti, JIM 35, 731; 36, 580.
51. O. Bauer, etc., CZ 1927, 2, 2346.
52. P. Schwerber, JIM 39, 481.
53. K. L. Meissner, JIM 40, 495; 42, 433.
54. K. Memmler, etc., JIM 43, 576; 50, 558.
55. A. Evers, JIMMA 2, 50.
56. M. Dumas, CA 29, 5048.
57. W. Bronlewski, etc., JIMMA 4, 620; 5, 85, 770; 6, 507.
58. E. Bohm, JIMMA 5, 430.
59. F. Bollenrath, J. Inst. Metals, 1932, v. 48, p. 255.
60. W. Schwinning, etc., JIM 43, 444.
61. E. V. Pannell, JIM 40, 655.
62. E. Wilson, JIM 35, 533; 37, 486.
63. /. D. Grogan, etc., С А 25, 2402.
64. /. D. Grogan, etc., JIMMA 6, 411.
65. E. H. Dix, Jr., JIMMA 7, 400.
66. W. Schwinning, etc., JIM 41, 474.
67. O. Fdppl, etc., JIMMA 1, 62, 181.
68. D. R. Tullis, JIM 39, 510.
69. T. Morinaga, JIMMA 3, 113.
70. D. C. G. Lees, JIMMA 14, 274; 15, 435; 17, 253, 702, 801.
71. H. W. Gillett, JIM 10, 402.
72. W. Claus, etc., JIM 39, 480; 41, 439.
73. A. Buckeley, etc., JIMMA 16, 329.
74. W. Fraenkel, etc., JIM 41, 437; 42, 434.
75. O. W. Boston, JIM 42, 560.
76. E. Scheuer, JIM 44, 666; 47, 564.
76b. V. V. Zakharov, etc. (В. В. Захаров и др.), Met A 7, 110061.
77. W. Sander, etc., JIM 31, 411, 412; 37, 452.
78. H. Vosskuhler, JIMMA 12, 433.
79. F. Keller, JIMMA 13, 80.
80. L. F. Mondolfo, Met. Rev., 1971, v. 16, p. 153.
81. D. Ademis, etc., Met A 2, 121173.
82. G. Scharf, etc., Met A 3, 520255.
83. P. R. Sperry, Met A 3, 210651.
83b. B. Thundal, etc., Met A 2, 110389.
84. H. Bichsel, Met A 3, 140420.
84b. D. Herker, etc., Met A 2, 140360.
84c. E. Di Russo, etc., Met A 6, 120569.
84d. Z. Kulig, Met A 6, 351803.
85. E. Mattson, etc., Met A 4, 351304.
85b. S. M. El — Soudani, etc., Met A 6, 210326.
86. /. A. Nock, Jr., JIMMA 12, 77.
87. H. Brown, JIMMA 10, 346; 12, 209, 244, 277.
88. K. L. Dreyer, etc., JIMMA 16, 329.
89. Anon., JIMMA 24, 19.
90. H. Hug, JIMMA 23, 282.
91. C. Roinet, JIMMA 24, 148.
92. P. H. Frith, JIMMA 25. 829; 26. 27.
93. M. Tournaire, JIMMA 14, 197.
94. Anon.. JIMMA 18, 594; 20, 461.
95. G. A. Pagonis, The Light Metals Handbook, Van Nostrand, 1954.
96. B. L. Rhodes, etc., JIMMA 31. 167.
97. 5. Kokubo, JIMMA 4, 85, 138.
98. P. Vachet, JIMMA 15, 330.
99. F. C. Althof, JIMMA 17, 335.
100. H. Nishimura, etc., JIMMA 20. 753.
101. K. Hirano, etc., JIMMA 23, 38.
102. L. F. Mondolfo, etc., JIMMA 24. 573.
568

103. A. Saulnier, etc., JIMMA 15, 566; 16, 775.
104. И. Schmitt, etc., JIMMA 3, 390.
105. P. Zoller. etc., Met A 2, 320730.
105b. T. A Badaeva (Т. А. Бадаева), JIMMA 20, 989.
106. /. G. Hust, etc., Met A 4, 320150; 5, 330575.
106b. D. Weber, JIMMA 27, 428.
106c. E. Schelzke, etc., Met A 3, 570155.
107 W Rosenkranz, JIMMA 28, 449, 780.
108' W. Allen, etc., JIMMA 32, 1043.
108b. D. D. Seltzer, Met A 2, 220963.
108c. N. M. Naumov, etc. (Я. M. Наумов и др.), Met A 3, 220G87; 6, 220138.
109 W. Guertler, JIM 39, 483.
110. G. Wassermann JIM 44, 562.
111. H. G. Wiechell CA 29, 3964; 30, 7079.
112. R. Schmitt, JIMMA 2, 503.
113. P. Bergmann, JIMMA 4, 4.
114. W. Koster, etc., JIMMA 5, 661.
115. P. Y. Saldau, etc. (Я. #. Сальдау и др.), JIMMA 7, 393.
116. /. Igarashi, etc., JIMMA 5, 209; 6, 237, 302, 400; 7, 56, 507.
117. /. Herenguel, etc., JIMMA 6, 450.
118. P. Lacombe, etc., JIMMA 6, 351.
119. P. Brenner, etc., JIMMA 8, 303; 12, 322.
120. B. Volovik (Б. Воловик), CA 36, 1281.
121. G. Wassermann, JIMMA 8, 304.
122. G. Siebel, etc., JIMMA 8, 303; 9, 306.
123. M. Hansen, etc., JIMMA 9, 69; 10, 315; 12, 315.
124. L. H. Enos, JIMMA 8, 5.
125. W. Guertler, JIMMA 10, 175.
126. W. Feldmann, JIMMA 11, 6.
127. W. Linicus, JIMMA 11,1.
128. D. Basch, JIMMA 8, 321; 9, 166.
129. L. W. Eastwood, etc., CA 42, 7220.
130. /. Herenguel, etc., JIMMA 11, 109.
131. P. Brenner, JIMMA 12, 42.
132. W. Bungardi, etc . JIMMA 13, 347.
132b. V. N. Krivobok (В. Н. Кривобок), CA 38, 3938.
133. W. Patterson, JIMMA 13, 316.
134. P. Menzen, etc., JIMMA 13, 76.
135. K. L. Dreyer, etc., JIMMA 13, 316; 14, 312.
136. P. P. Zeigler, etc., JIMMA 13, 77.
137. E. Ц, Dix, Jr., JIMMA 12, 3; 13, 115.
138. T. A. Badaeva, etc. GЛ А. Бадаева и др.), JIMMA 13, 411.
139. F. С. Althof, JIMMA lii, 391.
140. W. Bungardtm, etc., JIMMA 15, 365.
141. B. W. Mott, etc., JIMMA 18, 254.
142. A. V. Zeerleder, JIMMA 16, 632; 17, 157.
143. Я. Vosskuhler, JIMMA 8, 17.
144. W. Bungardtm, etc., JIMMA 18, 18.
145. H. J. Seemann, JIMMA 18, 17.
146. W. Bonsack, etc., JIMMA 18, 163.
146b. F. Bollenrath, etc., JIMMA 19, 356.
147. /. Herenguel, JIMMA 18, 254; 19, 356.
148. W. E. Sicha, etc., JIMMA 19, 16.
149. H. Imai, etc., Nippon' Kinzoku Gakkai Shi, 1950, v. 14, pp. 49, 52. 59.
150. 0. Wassermann, JIMMA 18, 421.
151. К. Н. Hadry, JIMMA 18, 163.
152. R. F. Gill, etc., JIMMA 18, 255.
153. M. Cook, etc., JIMMA 18, 758.
154. H. G. Petri, etc., JIMMA 19, 177.
155. T. Ike no, JIMMA 22, 752.
156. Я. Hug, JIMMA 19, 576; 22, 523.
157. P. Brenner, JIMMA 20, 238; 21, 19.
158. W. Bonsack, JIMMA 21, 243.
159. D. L. Col well, JIMMA 20, 686.
159b. F. Vinsonneau, JIMMA 20, 686.
160. С Wilson, JIMMA 20, 149.
161. W. Rosenkranz, JIMMA 21, 1003.
162. D. C. G. Lees, JIMMA 22, 498.
163. E. Hugony, JIMMA 23, 181.
164. L. Grand, etc., JIMMA 22, 26; 23, 809.
165. H. W. Zoeller, etc., WADC Tech. Rep. 54—119, 1956.
166. A. Muller — Busse, JIMMA 24, 293, 533.
167. M. Tournaire, etc., JIMMA 25, 433.
168. P. C. Varley, etc., (Я. С. Вар лей и др.), JIMMA 25, 659.
169. W. Kdster, JIMMA 26, 751.
170. /. /. Polmear, etc., JIMMA 26, 313; 28, 214, 568, 717.
171. K. M. Pogodina — Alekseeva, etc. (К. М. Погодина — Алексеева и яр). JIMMA 29.
172. W. Rosenkranz, JIMMA 29, 876; 30, 91.
173. Я. Borchers, etc., JIMMA 30, 541.
5Г-9

174. W. E. Renwich, JIMMA 31, 840.
174b. O. D. Shushkov, etc. (О. Д. Шаткое и др.), JIMMA 32 355.
175. E. D. Zakharov, etc. {E. Д. Захаров и др.), JIMMA 31, 813, 831.
175b. /. Mercier, etc., JIMMA 31, 245.
17b. H. Hug, JIMMA 31, 977.
177. M. Scheidecker, etc., JIMMA 31, 550; 32, 164.
178. У. Murakami, etc., JIMMA 32, 473.
179. R. S. Brown, etc., JIMMA 32, 273.
180. G. M. Sarma, etc., MA 1, 861.
181. /. W. Meier, MA 1, 1543.
182. H. Richaud, etc., MA 2, 244.
183. S. /. Spektorova, etc. (С. И. Спекторова и др.), МА 2, 450.
184. /. N. Fridlyander, etc. (И. Н. Фридляндер и др.), МА 1. 1678.
184b. R. P. Wahi, etc., MA 2, 986.
185. У. Л. Bagaryatsky, etc. (Ю. /1. Багаряцкий и др.), МА 1, 861.
186. E. DiRusso, Alluminio, 1967, t. 36, p. 123.
187. E. DiRusso, Met A 3, 520064.
188. Anon., Met A 3, 710182, 710253; 6, 710201.
189. S. A. Popov (С. А. Попов), Met A 3, 460047.
190. W. Mayer, Met A 2, 710374.
191. /. A. Vaccari, Met A 3, 351064.
192. 5. Sontea, Met A 4, 460113.
192b. К O. McDowell, etc., Met A 3, 710410.
193. G. M. Young, Met A 4, 710129.
194. Anon., Met A 4, 710442.
195. V. A. Zasypkin (В. А. Засыпкин), Met A 5, 430043.
196. W. A. Gardner, Met A 310574.
197. W. Gruhl, etc., Met A 4, 710102; 6, 313089.
198. /. G. Kaufman, etc., Met A 5, 310155.
199. P. /. E. Forsyth, etc., Met A 5, 310194.
200. /. T. Staley, etc., Met A 5, 610258.
201. M. Orman, Met A 5, 312288.
202. Z. A. Timofeeva, etc. C. А. Тимофеева и др.), Met A 5, 520555.
202b. У. Baba, etc., Met A 6, 311030.
202c. 6\ P. Nowak, Met A 6, 313301.
203. Anon., Met A 5, 710151; 7, 710024.
204. T. Tanaka, etc. Met A 2, 351266; 3, 350188, 350189, 550476, 550681.
205. K. S. Pospelov, etc. (К. С. Поспелов и др.), Met A 3, 140478; 4, 550188, 550482.
206. D. В rungs, etc., Met A 4, 350998.
206b. ?. /. Boczor, Met A 6, 312590.
207. A. G. Karakozova, etc. (А. Г. Каракозова и др.), Met A 5. 140200, 140201. 31125
208. H. Otto, Met A, 140181.
208b. G. Gerard, etc., JIMMA 20, 334.
209. R. F. KHnger, JIMMA 18, 505; 19, 107.
210. /. /. Fusfeld, etc., JIMMA 18, 390.
210b. S. Sato, Met A 4, 310497.
210c. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 6, 312169.
211. H. Vosskuhler, JIMMA 16, 476, 538.
212. N. S. Gerehikova, etc. (H. С. Герчикова и др.), Met A 5, 120915.
213. H. Suzuki, etc., Met A 5, 140573.
214. R. J. Towner, JIMMA 31, 419.
214b. S. /. Berman, etc., Met A 3, 540098.
214c. /. P. Lyle, etc., CA 78, 19419a.
215. A. P. Haarr, JIMMA 32, 629.
216. T. F. Bower, etc., Met A 3, 310840.
217. С. Е. Mobley, etc., Met A 5, 540416.
218. R. S. Burpo, JIMMA 14, 198.
219. /. L. Zambrow, etc., JIMMA 16, 272.
220. F. Gatto, JIMMA 22, 146.
221. L. Mori, JIMMA 29, 823; 30, 649.
222. V. A. Zasypkin, etc. (В. А. Засыпкин и др.), Met A 2, 310820, 310822.
223. /. M. Tvorogov, etc. (И. М. Творогов и др.), Met A 3, 311295.
224. P. G. Miklyaev, etc. (П. Г. Микляев и др.), Met A G, 310427.
225. G. Dunleavy, etc., Met A 4, 220402.
226 С. С. Hurlbut, JIMMA 18, 94.
227. H. Vosskuhler, JIMMA 18, 698; 19, 35.
228. D. Morri, JIMMA 28, 339.
229. R. L. Moore, US NACA Tech. Note 1503, 1948.
230. E. M. Finley, JIMMA 21, 21.
231. M. Holt, JIMMA 22, 109.
232. W. Weleff, MA 2, 1744.
233. A. E. Flanigan, etc., JIMMA 13, 115; 14, 5; 15, 99, 265, 268; Ifi, 776; 17, 566, 775
234. P. E. Sandorff, etc., JIMMA 16, 776.
235. W. A. Hickman, etc., JIMMA 18, 650.
236. E. E. Mafhauser, etc., JIMMA 22, 293.
237. G. /. Heimerl, etc., US NASA Tech. Note D 160, 1959.
238. R. F. KHnger, etc., Wright Field Rep. T — SEAM - M 5197, 1947.
239. C. W. Andrews, JIMMA 18, 250.
240. /. A. Miller, etc., US NACA Res. Mem. RM 51—Gil, 1951.
241. L. F. Vosteen, US NACA Techn. Note 4343, 1958.
570

242. P. E. Armstrong, etc., Met A 3, 220055.
243. К. O. Bogardus, etc., US NACA Techn. Note 2082. 1950.
244. С Appert, etc., JIMMA 17, 15; 23, 179.
244b. Af. E. Dnts. etc. (M. ?. Дриц и др.), Met A 5, 320466.
243. M. Holt, etc., Met A 2, 311935.
245b. W. Schmidt, etc., Met A 6, 312362.
246. C. D. Beachem, MA 1, 724.
247 P G. Miklyaev, etc. (П. Г. Микляев и др.), MA 1, 1543.
248. M. V. Hyatt, etc., MA 2, 375.
248b. C. M. Carman, etc., Met A 1, 310325.
249. N. Ryum, etc., Met A 1, 310713.
250. E. K. Zenkova, etc. (E. К. Зенкова и др.), Met A 1, 311704; 2, 310266; 3, 3U399; 6,
220606.
251. M. 5. Hunter, etc., Met A 2, 310393.
252. R. E. Zinkham, etc., Met A 2, 311999, 312262; 3, 310045, 310067; 4, 310248.
262b. Af. Simura, Met A 2, 311420.
253. S. N. Singh, etc., Met A 2, 121608, 312312.
254. S. P. Lynch, Met A 6, 312764; 7, 140122.
255. /. G. Kaufmann, etc., Met A 6, 312155.
256. F. C. Allen, Met A 4, 312663.
256b. /. D. Embury, etc., WAA 7, 610100.
257. /. Kir man, Met A 4, 312585.
258. C. /. Peel, etc., Met A 5, 311786.
258b. T. Karwan, etc., Met A 4, 310482.
259. A. W. Danam, etc., JIMMA 18, 351.
260. W. Ramberg, etc., JIMMA 21, 122.
261. R. A. Pride, etc., JIMMA 22, 294.
262. ?. И7. Parkes, Met A 1, 311969.
263. M. Holt, etc., Met A 4, 310391.
264. N. Л. Loktionova, etc. (Я. Л. Локтионова и др.), Met A 2, 520313, 520314.
265. О. ?. Kestner, etc. (О. ?. Кестнер и др.), Met A 2, 31082».
265Ь. К. Okabyashi, etc., Met A 6, 311304.
266. У. P. Dyachenko, etc. (Ю. П. Дьяченко и др.), Met Л 2, 311309.
267. Г. Т. Oberg, etc., JIMMA 18, 776.
267b. A. Hartman, etc., MA 2, 1122.
268. 7\ /. Dolan, etc., JIMMA 19, 107; 20, 831, 989.
269. Т. T. Oberg, etc., JIMMA 19, 827; 20, 395.
270. С A. Zappfe, etc., JIMMA 18, 359; 19, 119.
271. ?. С Hartmann, etc., JIMMA 19, 358; 22, 484; MA 2, 1122.
272. W. N. Findley, JIMMA 20, 832, 989; 21, 121, 774; 23, 412.
273. B. J. Lazan, etc., JIMMA 22, 641.
274. W. Illf, etc., JIMMA 23, 413.
275. R. F. Hanstocfz. Fatigue of Metals: Proc. Intern. Conf. IME and ASME, London,
New York, 1956, p. 425.
276. T. Broom, etc., JIMMA 23, 991, 1091.
277. /. /. Polmear, JIMMA 27, 169.
278. L. Mori, etc., JIMMA 30, 649.
279. W. A. Anderson, etc., JIMMA 32, 191.
260. P. /. ?. Forsyth, JIMMA 31, 218, 350; MA 1, 1031; 2, 869.
281. E. Wauschkuhn, MA 2, 60, 1319.
282. L. Mori, etc., Met A 1, 310297.
283. /. Schijvec, etc., Met A 3, 310780, 310781.
284. E. Buray — Mihalyi, Met A 3, 220312.
285. Af. Matolesy, Met A 4, 311225.
286. /. E. Campbell, Met A 3, 311072, 311915; 4, 310374, 311333, 311615.
287. M. Gerlach, Met A 5, 310828.
288. F. Ostermann, Met A 5, 140045.
288b. С F. Babilon, etc., WAA 7, 610086.
289. D. Kosteas, Met A 5, 311838.
290. E. Nachtingall, JIMMA 31, 701.
291. T. R. G. Williams, etc., Met A 4, 311749.
292. F. Bollenrath, etc., JIMMA 8, 322.
293. G. H. Found, JIMMA 16, 395.
294. R. Chevigny, JIMMA 16, 125.
295. F. B. Fuller, etc., JIMMA 17, 802.
296. W. С Bruggemann, etc., US NACA Tech. Note 1611, 1948.
297. H. N. Hill, etc. US NACA Techn. Note, 1974, 1949.
298. H. J. Grover, etc., JIMMA 19, 358, 530, 576, 577; 20, 334; 21, 121; 23, 721.
299. G. W. Stickley, etc., JIMMA 18, 17; 19, 516.
300. R. L. Templin, etc., JIMMA 20, 832; 21, 121.
301. A. Hartman, JIMMA 20, 175, 238.
302. C. W. McGregor, etc., JIMMA 21, 20.
303. T. Wyss, JIMMA 20, 791.
304. G. M. Sinclair, etc., JIMMA 21, 1002.
305. A. M. Freudenthal, JIMMA 22, 699.
306. R. L. Templin, ASTM Tr., 1954, v. 54, p. 641.
307. 5. M. Marco, etc., JIMMA 23, 280.
308. /. A. Bennett, etc., JIMMA 22, 1149.
309. W. S. Hyler, etc., JIMMA 22, 923.
310. M. /. Brown, JIMMA 22, 1149.
571

311. H. F. Hardrath, etc., JIMMA 21, 861.
311b. H. T. Corten, etc., JIMMA 22, 643, 1149; 23, 479.
312. /. Smith, etc., JIMMA 23, 721.
313. C. Panseri, etc., JIMMA 24, 147.
314. W. N. Findlay, etc., JIMMA 23, 180; 24, 619.
315. A. J. McEvily, etc., JIMMA 24, 559
316. H. F. Hardrath, etc., JIMMA 24, 348.
317. E. Straube, JIMMA 24, 619.
318. F. Gatto, JIMMA 25, 660.
319. R. LeGrand, etc., JIMMA 25, 547.
320. Я. W. Liu, etc., US NACA Tech. Note D 256, 1959.
321. R. E. Mann, JIMMA 31, 355.
322. R. A. Heller, JIMMA 30, 583.
323. E. A. Q. Liddiard, etc., JIMMA 31, 732.
324. /. A. Whittaker, JIMMA 31, 504.
325. R. E. Whaley, JIMMA 32, 193.
326. R. M. N. Pelloux, JIMMA 32, 637.
327. /. M. Finney, etc., JIMMA 31, 270; 32, 193; Met A 3, 270443.
328. /. Weller, etc., JIMMA 32, 374, 960.
329. A. Massa, MA 1, 1357.
330. A. Karlashov, etc. (А. В. Карлашов и др.), JIMMA 32, 1127; МЛ 1, 718, 037.
331. P. Dettin, MA 1, 383.
332. R. E. Whaley, MA 2, 2009.
333. V. S. Ivanova, etc. (В. С. Иванова и др.), МА 2, 222.
333b. G. W. Stickle у, etc., MA 2, 222.
334. A. V. Karlashov, etc. (А. В. Карлашов и др.), МА 2, 1273, 2009.
335. /. 5. Shaffer, etc., Met A 1, 350826.
336. M. Seki, etc., Met A 1, 311575.
337. /. Shewchuk, etc., Met A 2, 310209.
338. T. Tanaka, etc., Met A 1, 311582; 6, 310803.
339. K. Takeuchi, etc., Met A 1, 311826, 312043; 2, 220131, 311537, 550992, 550993; 3, 350071;
4, 310362.
340. R. B. Water house, Met A 1, 310783.
341. A. Hedstrom, Met A 2, 220896.
342. G. A. Deryagin (Г. А. Деоягин), Met A 6, 311412.
343. K. L. Maurer, etc., Met A 2, 312003; 3, 310549.
344. F. J. Bradshaw, etc., Met A 3, 310958.
345. W. N. Findley, etc., CA 79, 44957c.
346. R. J. Shore, etc., Met A 3, 550928.
347. Y. A. Shukhmin (Ю. А. Шукмин), Met A 4, 221134.
347b. E. A. B. de Graaf, etc., Met A 6, 310949.
347c. 5. Y. Zamrik, etc., Met A 6, 312473.
347d. E. G. Buglov, etc. {E. Г. Буглов и др.), Met A 6, 312935.
347e. G. S. Bolshakova, etc. (Г. С. Большакова и др.), Met A 6, 351437, 351438
347f. L. V. Corsetti, etc., CA 79, 148938р.
347g. T. W. Crooker, Met A 7, 310607.
348. B. A. Treskunov, etc. (Б. А. Трескунов и др.), Met A 5, 311729.
349. E. Buray — Mihalyi, etc., Met A 4, 550005.
349b. R. Michalak, etc., CA 79, 107371e.
350. J. H. Mulherin, MA 2, 222; Met A 1, 350299.
350b. D. W. Hoeppner, etc., MA 2, 2009.
351. F. J. Bradshaw, etc., MA 2, 543.
352. R. P. Wei, etc., Met A 2, 310044, 311467; 3, 310018.
353. С. М. Hudson, Met A 6, 311474.
354. A. Hartman, etc., Met A 3, 311706.
354b. R. E. Stoltz, etc., Met A 6, 350858.
354c. /. E. Dresty, etc., Met A 7, 310021.
355. /. A. Fencey, etc., Met A 3, 311912.
356. D. Broek, MA 2, 1032, 1033.
357. S. H. Smith, MA 2, 2008; Met A 1, 311G56.
358. 5. R. Swanson, etc., Met A 1, 310211.
359. K. Endo, etc., Met A 1, 311581.
360. M. /. Archer, etc., Met A 1, 311025, 311139.
360b. /. S. Shaffer, etc., Met A 1, 311621.
361. W. G. Clark, Jr., Met A 2, 312269.
362. 5. Iida, etc., Met A 3, 310851.
363. С. М. Hudson, etc., Met A 3, 310064.
364. H. Nordberg, etc., Met A 3, 311255.
365. /. Kershaw, etc., Met A 5, 310180.
365b. R. J. Selines, etc., Met A 5, 312672.
365c. T. R. Porter, Met A 6, 311359.
365d. D. M. Corbly, etc., Met A 6, 313019.
365e. D. L. Jones, etc., Met A 6, 313016.
365f. W. Schutz, etc., CA 79, 107338z.
365g. R. Koterazawa, etc., WAA 7, 610061.
365h. D. Y. Wang, WAA 7, 610135.
3651. A. M. Sullivan, etc., WAA 7, 610136.
365j. F. G. Nelson, etc., WAA 7, 610137.
365k. R. W. Judy, Jr., WAA 7, 610138.
3651. /. G. Kaufman, etc., WAA 7, 610151.
572

365m. /. M. Schwindle, WAA 7, 610165.
366. К. N. Raju, Met A 5, 312056.
366b. S. M. El — Soudani, etc., Met A 6, 311781.
366c. M. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), Met A 6. 311755.
366d. P. Vigier, Met A 6, 313080.
367 С A Stubbington, etc., JIMMA 30, 129; MA 2, 869.
367b. P. Diem, Met A 7, 220143.
368 / C. Grosskreutz, etc., Met A 1, 310209; 3, 310259; 6, 310003.
369. K. L. Maurer, etc., Met A 5, 120489.
370. D. Hoeppner, etc., Met A 4, 210589.
371. S. Lynch, etc., Met A 5, 311384.
372. /. С Crosskreutz, Met A 5, 311968.
373. /. E. Bowers, etc., Met A 5, 551005.
373b. A. Hartman, Met A 6, 550951.
373c. D. W. Hoeppner, etc., WAA 7, 610143, 610183.
374. North Am. Aviat., JIMMA 14, 159.
375. F. M. Howell, etc., Al. Res. Labs. Rep. 9-47—9; 1947.
376. N. P. Allen. JIMMA 20. 140.
377. E. Von Burg., JIMMA 26, 513.
378. L. Mori, JIMMA 26, 821.
379. R. S. Walters, etc., JIMMA 31, 812.
380. C. F. Hickey, Jr., JIMMA 31, 811.
381. F. W. Demoney, JIMMA 32, 541.
382. P. Vachet, JIMMA 32, 281.
383. A. I. Kemppinen, etc., Metal Progress, 1964, v. 86. № 1, p. 100.
384. A. T. D'Annessa, etc., Welding, J., 1964, v. 43, p. 377s.
385. H. L. Martin, etc., MA 1, 539.
386. R. Develey, etc., MA 1, 62; 2, 1776.
387. Anon., Met A 1, 311804.
388. /. E. Campbell, Met A 6, 310230, 311477.
389. V. G. Kudryashov, etc. (В. Г. Кудряшов и др.), Met A 4, 311888; 6, 220603, 22:>G>u4.
220608.
390. O. V. Klyavin, etc. (О. В. Клявин и др.), JIMMA 28, 97.
391. /. P. Doan, JIMMA 16, 780.
392. L. Schapiro, etc. (Л. Шапиро и др.), JIMMA 15, 3; 16, 123; 17, 160.
393. /. В. Fridman, etc., (Я. Б. Фридман и др.), JIMMA 15, 228.
394. М. P. Hanson, etc., ASTM Spec. Tech. Publ., 286, 1960.
395. /. G. Kauffman, etc., JIMMA 31, 816.
396. C. M. Carman, etc., MA 1, 1714; Met A 1, 310325.
397. F. Pashak, Met A 1, 311863.
398. /. W. Coursen, etc., MA 2, 1775.
399. A. V. Panin (А. В. Панин), Met A 2, 311355.
400. F. R. Schwartzberg, etc., Met A 2, 310882; 3, 310878.
401. /. E. Campbell, Met A 3, 312381; 4, 311332.
402. T. Fukui, Met A 4, 550023; 5, 311847, 311848.
403. C. Vishnevsky, etc. (С. Вишневский и др.), Met A 5, 310327.
404. R. J. Goode, etc., Met A 6, 310195.
404b. D. S. Thompson, CA 79, 82579р.
404c. A. T. Thomas, etc., Met A 7, 310706.
405. 5. E. Belayev (С. Е. Беляев), Met A 5, 310423.
405b. R. A. Queeney, WAA 7, 610122.
406. С. М. Carman, Met A 4, 310067.
406b. W. Schutz, etc., Met A 6, 311285.
407. F. W. DeMoney, etc., Met A 1, 312007; 3, 221074.
407b. Af. Conserva, Met A 6, 311299.
407c. К. Н. Schmalbe, Met A 6, 311224.
407d. V. 5. Ivanova, etc. (В. С. Иванова и др.), Met A 6, 311405.
407e. Af. Kahl, etc., Met A 6, 311534.
407f. /. 0. Kaufman, etc., Met A 6, 312155.
407g. P. N. Adler, etc., Met A 6, 310543.
407h. H. P. van Leeuwen, etc., Met A 6, 310944.
407i. D. Broek, etc., Met A 6, 310945; 7, 310122.
407j. T. Saiic, etc., Met A 6, 350617.
407k. F. E. Watkinson, etc., Met A 6, 350876.
4071. R. Wittig, Met A 6, 350746.
407m. W. J. H elf rich, Met A 7, 350154.
407n. R. M. Bonesteel, Met A 7, 310273.
408. H. Adenstedt, JIMMA 14, 249.
409. F. Bollenrath, etc., JIMMA 12, 244, 317.
410. P. L. Thorpe, etc., JIMMA 17, 912.
411. H. S. Dorfman, JIMMA 22, 625.
412. D. D. Doerr, JIMMA 21, 516.
413. W. K. Smith, etc., JIMMA 19, 577, 825.
414. G. J. Heimerl, etc., JIMMA 21, 319.
115. С. Е. Work, etc., JIMMA 22, 276; 23, 479.
416. E. H. Dix, Jr., JIMMA 23, 982.
416b. L. N. Livshits (Л. Н. Лившиц), Met A 7, 310212.
417. K. Takeuchi, etc., MA 1, 383
418. D. Hauser, etc., Met A 5, 310469.
418b. G. J. Heinerl, etc., JIMMA 23, 413, 431.
573

418с. В. К. Vulf, etc., JIMMA 28, 340.
419. S. Radhakrishnan, etc., Met A 4, 140446.
420. /. T. Lapsey, etc., JIMMA 15, 99.
421. G. W. Stickley, etc., JIMMA 24, 347.
422. /. A. Nock, Jr., JIMMA 15, 605.
423. F. Bollenrath, etc., JIMMA 16, 122.
424. R, Chevigny, etc., JIMMA 17, 334; 18, 93.
425. J. A. Van Echo, etc., JIMMA 22, 1038.
42b. D. E. Thomas, JIMMA 23, 179.
427. К. Е. Mann, JIMMA 30, 279.
428. C. J. Gienza, JIMMA 31, 486.
429. /. N. Fridlyander, etc. (И. Н. Фридляндер и др.), Met A 2, 310826.
429b. A. Goldenberg, JIMMA 26, 523.
430. /. D. Embury, etc., Met A 5, 311880; 6, 140372.
431. W. Bungardt, etc., JIMMA 9, 239, 272; 11, 209.
432. H. G. Petri, etc., JIMMA 13, 4; 14, 156, 205, 453.
433. H. Tajiri, JIMMA 16, 476.
434. /. Herenguel, etc., JIMMA 12, 530; 14, 434.
435. G. Siebel, JIMMA 16, 329.
436. W. Bungardt, JIMMA 16, 492, 555.
437. G. Siebel, JIMMA 17, 440.
438. W. Mannchen, JIMMA 20, 685.
439. /. Moulin, etc., Met A 1, 320331.
440. У. Baba, etc., Met A 3, 310361, 311330; 5, 120758, 310755.
441. E. I. Kutaitseva, etc. (?. И. Кутайцева и др.), Met A 4, 311891.
441b. C. J. Peel, etc., Met A 6, 313621.
442. /. H. Mulherin, etc., Met A 4, 311363.
443. I. Grand., JIMMA 32, 725.
444. 5. Nishi, etc., Met A 2, 311421.
445. A. Krupkowski, etc., MA 2, 1776.
446. W. Rosenkranz, MA 1, 1196.
447. F. Gatto, JIMMA 24, 943.
447b. S. N. Ananin, etc. (С. Н. Ананьин и др.), Met A 7, 310197.
448. W. Rosenhain, etc., JIM 26, 667; 679; 27, 396; 28, 585; 29, 635.
449. P. Brenner, JIMMA 10, 315.
450. H. Rohrig, etc., JIMMA 14, 454.
451. Af. Tournaire, etc., JIMMA 19, 516, 825; 20, 238; 22, 175.
4512. C. Panseri, etc., JIMMA 30, 498.
453. E. DiRusso, JIMMA 32, 1232; MA 1, 938.
454. K. S. Kirpichnikov, etc. (К. С. Кирпичников и др.). Met A 2, 1340, 1100
454b. G. Mima, etc., Met A 3, 310376.
455. S. Terai, etc., JIMMA 31, 767.
456. L. Gillemot, etc., JIMMA 12, 144.
457. У. Baba, Met A 1, 140123, 140225; 2, 140283.
458. A. Ruhenbeck, JIMMA 20, 83; 21, 121.
459. W. Rosenkranz, JIMMA 31, 385; 32, 305, 662.
460. /. T. Vietz, etc., JIMMA 3, 929.
461. Af. V. Hyatt, etc., Met A 1, 350830.
462. M. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), MA 2, 827; Met A 1, 140088, 31027,...
462b. R. C. Donat., Met A 6, 312248.
463. H. Fischer, etc., JIMMA 9, 319; 11, 410.
464. W. Bungardt, JIMMA 12, 251.
465. W. L. Fink, etc., JIMMA 15, 364; 17, 532.
466. E. H. Dix, Jr., JIMMA 18, 17, 369.
466b. G. Bassi, Met A 6, 351665.
467. E. Franke, JIMMA 21, 1045.
468. A. Prati, etc., JIMMA 25, 373.
469. R. Chevigny, etc., MA 1, 383; 2, 220.
470. H. Borchers, etc., Met A 1, 250323.
471. R. L. Horst, ect., Met A 3, 350920.
471b. A. P. Kareva, etc. {А. П. Карева и др.), СА 78, 23103k.
472. E. Y. Lyublinsky, Met A 4, 340537.
473. A. H. Roebuck, etc., Met A 1, 350228.
474. С Capasso, etc., Met A 1, 350998.
475. A. Prati, Met A 4, 350250.
475b. R. Grauer, etc., Met A 7, 350250.
476. T. Tanaka, etc., Met A 4, 350259.
477. /. Igarashi, etc., JIMMA 8, 60.
478 F. Bollenrath, etc., JIMMA 11, 115.
479. F. Todt, JIMMA 12, 112.
480. W. Bungardt, etc., JIMMA 11, 255.
481. H. Stiller, JIMMA 14, 259.
482. A. Beerwald, JIMMA 13, 322.
483 H. G. Petri, etc., JIMMA 14, 453.
484. W. D. Robertson, JIMMA 12, 324.
485. L. Graf, JIMMA 15, 409.
486 A. I. Golubev (А. И. Голубев), JIMMA 17, 575, 57G.
487. BIOS, JIMMA 16, 245.
488. E. Hugony, JIMMA 20, 417.
489. G. Schikorr, etc., JIMMA 17, 441.
574

490. P. A. Jacquet, JIMMA 19, 389, 451; 20, 159.
490b. A. Guihaudis, Met A 1. 351025.
491. A. Guilhaudis, JIMMA 20, 489, 777.
491b. W. H. Ailor, MA 2, 1830.
491c. M. W. Wei, Met A 1, 350226.
492. E I Storchai etc. (E. И. Сторчай и др.), JIMMA 32, 1151.
492b. /. V. Rinnovatore, Met A 6, 350547; 7, 350006, 350306.
492c. S. /. Ketcham, etc., Met A 7, 350090, 350103.
492d. D. Adenis, etc., Met A 1, 350473.
492e. B. W. Lifka, etc., Met A 7, 350094.
492f. L. Graf, etc., Met A 3, 350908.
492g. T. Isano, etc., Met A 6, 351364.
492h. V. U. Ustyantsev, etc., Met A 5, 350841.
493. P. Lavrov (П. Лавров), МАП, 1107.
494. W. J. Heldrich, Met A 1, 350295; 2, 350462.
494b. M. B. Shumaker, etc., Met A 1, 350313.
495. F. H. Cocks, Met A 3, 310405, 350408.
496. A. J. Sedricks, etc., Met A 2, 350862.
497. /. Capriolo, Met A 4, 350040.
497b. A. Hartman, etc., WAA 6, 640132.
498. W. R. Middleton, etc., Met A 5, 350883.
499. G. Ogiermann, Met A 2, 350728.
500. R. P. M. Procter, etc., Met A 3, 350171.
501. F. H. Haynie, etc., Met A 3, 350124.
502. //. A. Holl, etc., Met A 3, 350638.
503. D. O. Sprowls, etc., Met A 3, 350128.
503b. A. J. Jacobs, Met A 3, 350126.
504. F. H. Cocks, etc., Met A 4, 351334.
505. D. Brungs, etc., Met A 2, 350802; 3, 35034" ^50750.
505b. D. A. Vaughan, etc., Met A 1, 350308.
506. L. Graf, etc., Met A 3, 350655.
507. R. Shipp, Met A 2, 350667.
508. D. A. Meyn, Met A 4, 350418.
508b. F. Alex, Met A 6, 350185.
509. R. E. Stoltz, etc., Met A 5, 351469.
510. R. B. Mears, etc., JIMMA 12, 180.
511. K. Matthaes, JIMMA 15, 408.
511b. G. A. Hawkes, JIMMA 32, 136, 1393.
512. K. Dies, etc., JIMMA 25, 267.
512b. N. A. Loktionova, etc. (#. А. Локтионова и др.), Met A 2. 520313
512c. M. A. Pelensky, etc.. Me tA 6. 350548.
513. R. A. Quadt, etc., JIMMA 19, 35.
513b. A. W. Morris, Met A 1, 350811.
514. G. Emod, Kohasz Lapok. 1960, v. 15, p. 440.
515. W. E. Berry, Met A 1, 350334.
516. F. R. Mertens, DMIC Memo 231, Battelle Memorial Inst., 1907
516b. 5. /. Ketcham, Met A 2, 350477.
517. M. V. Hyatt, Met A 4, 350503; 350904.
518. K. G. Kent, Met A 4, 350984, 610278, 710026.
518b. M. P. Speidel, Met A 3, 350125.
519. D. C. Willingham, etc., Met A 4, 350986.
519b. D. O. Sprowls, etc., Met A 4, 350128.
520. F. E. Watkinson, etc., Met A 5, 350099.
521. H, H. Uhlig, Met A 3, 350145.
522. F. Bollenrath, etc., JIMMA 12, 151.
523. G. I. Wacker, MA 1, 937.
524. W. A. Baker, etc., MA 2, 868.
525. B. W. Lifka, etc., Met A 1, 350314, 350720, 350825.
526. C. L. Brooks, Met A 1, 350827.
527. H. P. Chu, etc., Met A 3, 350455.
528. E. DiRusso, Met A 3, 350933.
529. W. E. Berry, Met A 3, 350665, 4, 350080, 350403.
530. K. Walker, Met A 3, 311804.
531. T. Hiramatsu, etc., Met A 3, 351047; 4, 450260; 6, 351725.
532. В. Е. Proshchitsky (Б. Е. Прощицкий), Met A 5, 140195, 351061.
533. T. Hiramatsu, etc., Met A 5, 310705.
534. H. Bichsel, Met A 4, 350631.
535. G. A. Wacker, etc., Met A 5, 351456.
536. D. E. Piper, etc., MA 1, 1425.
537. H. B. Romans, etc., Met A 1, 350315.
538. A. J. Sedriks, etc., Met A 3, 351430; 4, 351458.
539. D. E. Davies, etc., Met A 5, 350185.
540. A. Hartman, etc., Met A 5, 350455.
540b. G. S. Bolshakova, etc. (Г. С. Большакова и др.), Met A 6, 310747.
541. /. R. Wood, Met A 5, 350686.
542. H. Rosenthal, etc., Met A 1, 350306.
543. A. J. Jacobs, etc., Met A 3, 351410.
544. S. B. Brummer, etc., Met A 4 340160.
545. T. P. Hoar, Met A 5, 351267
546. /. С Scully, Met A 5, 351269
575

547. Af, О. Spiedel, Met A 5, 351274, 351275.
548. P. R. Swann, Met A 5, 251268.
549. W. Gruhl, JIMMA 31, 43, 503, 708.
550. S. B. Brummer, etc., Met A 3, 351415.
551. E. DiRusso, MA 2, 425.
552. T. N. Smirnova, etc. (Т. H. Смирнова и др.), Met A 2, 351211
553. Q. Geschwind, etc., Met A 4, 350095.
554. /. Af. Truscott, etc., Met A 4, 350985, 550171.
555. R. W. Elkington, JIMMA 29, 775.
556. A. J. Jabobs, MA 2, 1273.
557. W. Gruhl, etc., Met A 2, 351191.
558. Af. К. В. Day, etc., Met A 2, 121475.
558b. T. Hiramatsu, etc., Met A 6, 351203; 7, 350128
558c. D. E. Ward, etc.,'Met A 6, 351769.
559. G. Bassi, etc., Met A 3, 350095.
560. E. N. Pugh, etc., JIMMA 29, 235.
561. A. C. Fraker, etc., Met A 3, 350957.
562. A. J. Cornish, etc., Met A 4, 560090.
563. /. Moulin, etc., Met A 5, 350833.
564. A. J. Bryant, etc., Met A 5, 520287.
565. A. J. Jabobs, MA 1, 1922; 2, 100.
566. M. O. Speidel, Met A 1, 350859.
567. A. J. Forty, Met A 3, 350146.
567b. C. D. Statham, Met A 6, 351768.
567c. T. Yamane, etc., Met A 6, 313480; 7, 310508.
568. W. E. Berry, Met A 3, 350410.
568b. H. Borchers, etc., Met A 2, 350803.
569. W. Gruhl, etc., JIMMA 32, 1275.
569b. N. Ryum, etc., Met A 1, 311216.
570. H. A. Holl, Corrosion, 1967, v. 23, № 6, p. U73.
570b. H. Muraki, etc., Met A 3, 130152.
571. A. J. DeArdo, Jr., etc., Met A 4, 330322.
572. T. Takahashi, etc., Met A 4, 350670; 350671.
573. Y. Murakami, Met A 5, 351440.
574. /. T. Taylor, etc., Met A 4, 350719.
574b. P. N. T. Unwin, etc., Met A 2, 312201; 3, 140108, 14010<*
574c. P. N. Fuller, etc., CA 78, 46849x.
575. M. J. Blackburn, etc., Met A 5, 351077.
575b. G. Geschwind, etc., Met A 6, 351032.
575c. Af. Miyamoto, etc., Met A 6, 351676.
575d. B. F. Lifka, etc., Met A 7, 310059.
576. H. P. Van Leeuwen, etc., Met A 5, 120718.
577. A. J. McEvily, Jr., etc., Met A 1, 310590.
578. R. Chadwick, etc., JIMMA 24, 501.
579. V. G. Ignatev, etc. (В. Г. Игнатьев и др.), Met A 2, 550807.
580. W. Trub, Met A 2, 350508.
581. G. Wassermann, JIMMA 11, 81; 12, 151.
582. W. Bergmann, etc., JIMMA 14, 103.
583. W. Bungardt, JIMMA 14, 453.
584. /. G. Younge, Light Metals, 1963, v. 26, p. 47.
585. E. J. Westerman, etc., Met A 2, 710483.
585b. A. J. Jackman, etc., Met A 6, 350539.
586. 5. Sontea, etc., Met A 4, 350255.
587. W. Bungardt, etc., JIMMA 12, 151.
588. /. Herenguel, JIMMA 16, 141.
589. E. DiRusso, etc., Alluminio, 1962, t. 31, p. 229.
590. W. Gruhl, MA 1, 770.
591. Af. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), МА 2, 586.
591b. P. Brenner, Met A 2, 710529.
592. W. Gruhl, etc., Met A 1, 350993.
592b. T. Saito, etc., Met A 6, 350761.
592c. C. Chien, etc., WAA 7, 640031.
593. V. B. Spiridonov, etc. (В. Б. Спиридонов и др.), МА 1, 1679
594. H. Y. Hunsicker, etc., Met A 5, 350639.
595. T. Fujiwara, etc., JIMMA 32, 948.
596. W. Bungardt, etc., JIMMA 14, 433.
597. V. Fettich, etc., JIMMA 24, 248.
598. R. W. Elkington, etc., MA 2, 1831.
598b. W. Gruhl, etc., Met A 6, 310042.
598c. H. Bichsel, Met A 7, 140035.
599. H. Engell, etc., Met A 4, 350441.
600. W. Patterson, JIMMA 12, 276.
601. /. T. Vietz, etc., MA 1, 1837; Met A 1, 350868.
602. M. Truscott, etc., MA 2, 1776.
603. H. Brooks, Met A 1, 350809.
604. /. /. Polmear, Met A 1, 350868; 6, 460003.
604b. M. S. Binning, etc., WAA 6, 640143.
605. E. DiRusso, Met A 1, 350649.
606. В. С Peters, Met A 5, 350682.
607. /. B. Hallowell, Met A 3, 710537.
576

608. F. G. Lewis, Met A 3, 350596.
609. H L Craig, Jr., etc., Met A 3, 350977; 4, 350912, 350949.
609b. 5. Brown, etc., Met A 6, 350542.
610. G. С English, MA 1, 106.
611. R. N. Hooker, etc., JIMMA 23, 825.
612. M. H. Peterson, etc., MA 1, 1425.
613. T. G. Gooch, etc., Met A 350639.
614. T. Amitami, JIMMA 28, 417.
615. K. Feltkamp, etc., JIMMA 31, 324.
616. D. Srpowls, etc., JIMMA 30, 205.
617. /. G. Williamson, Met A 1, 350923.
617b. /. /. Waller, Met A 2, 351171.
6,18. E. A. Lauchner, Met A 2, 350476; 4, 351118.
619. P. Greenfield, Met A 6, 350587.
620. 0. A. Hawkes, Met A 2, 350134.
621. H. Borchers, etc., Met A 1, 350405; 2, 350803.
622. B. W. Lifka, etc., Met A 3, 350979; 4, 350967.
622b. ASM. Met A 7, 720003.
623. A. Courty, JIM 43, 678; 47, 238, 407, 572; 50, 388; 53, 267.
624. R. Irmann, JIMMA 19, 708.
625. R. A. Bakhtiarov (P. А. Бахтиаров), JIMMA 30. 519; 31, 520.
626. H. Arbenz, Met A 2, 510270, 510348, 510755.
627. S. Lipson, etc., Met A 3, 310598.
628. /. W. Meier, etc., JIMMA 29, 173.
629. A. Latkowski, etc., Met A 6, 311714.
630. A. T. Taylor, etc., JIMMA 25, 941.
631. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков и др.), JIMMA 27, 55.
632. P. Mar си, etc., Met A 5, 460038.
633. R. Kiessling, etc., JIMMA 29, 695.
634. L. Beckerud, Z. Metallkunde, 1966, Bd. 57, S. 260.
635. V. O. Gagen — Torn, CA 44, 26.
636. G. /. Robinson, JIMMA 20, 11.
637. T. R. G. Williams, etc., JIMMA 26, 909.
638. C. A. Michaels, MA 2, 1292.
639. L. A. Elagina, etc. (Л. А. Елагина и, др.), Met A 1, 310446.
640. W. Gruhl, MA 2, 1663.
641. T. Laar, etc., Met A 1, 310082.
642. H. W. Antes, etc., Met A 1, 310124.
643. L. Chambers, etc., Engineer, 1967, v. 223, p. 518.
644. 5. A. Levy, etc., Met A 2, 510432.
645. S. Sato, Met A 2, 311422.
646. H. W. Antes, etc., Met A 4, 560255.
647. V. M. Baranchikov, etc. (В. М. Баранчиков и др.), Met A 5, 520380.
648. D. P. Moon, etc., Met A 3, 311214.
648b. /. Waldman, etc., WAA 7, 530104.
649. T. Fukui, etc., Met A 5, 311711.
650. /. Chinetti, JIMMA 22, 923.
651. M. K. Day, JIMMA 24, 629.
652. L. E. Steele, etc., JIMMA 27, 429.
653. H. Zoller, JIMMA 28, 858.
654. P. M. Slate, etc., JIMMA 31, 263.
654b. R. R. Malinovsky (P. P. Малиновский), MA 1, 1125.
655. S. TeraL etc., JIMMA 32, 822.
656. E. M. Savitsky (E. M. Савицкий), JIMMA 20, 1002.
657. E. R. Petty, JIMMA 30, 717.
658. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков и др.), JIMMA 31, 217.
659. 5. Hukai, etc., JIMMA 30, 843; MA 1, 384, 1080.
660. E. DiRusso, etc., JIMMA 32, 683.
661. M. J. Wheeler, Met A 2, 210110.
662. /. K. Galaskaya (И. К. Галацкая), Met A 4. 120761.
662b. W. Kurz, etc., CA 78, 19435c.
663. A. J. Bailey, etc., JIMMA 32, 111.
664. С R. D'Antonio, etc., Met A2, 310180.
665. A. J. Bryant, Met A 2, 520952.
666. Y. L. Rubin, etc. (Ю. Л. Рубин и др.), Met A 3, 520556.
666b. B. A. Wilcox, etc., Met A 5, 540416; 6, 312781.
666c. K. Matuki, etc., Met A 6, 313104.
667. K. Ashcroft, etc., JIMMA 28, 909.
668. /. Taylor, Metal Progress, 1963, v. 84, № 5, p. 74; № 6, p. 96.
669. R. Develey, MA 1, 1882.
670. V. I. Kholnova (В. И. Хольнова), Met A 2, 520312.
670b. M. Otsuka, etc., Met A 6, 140280.
671. W. Gruhl, etc., Met A 1, 520421.
671b. R. J. Downer, MA 2, 298.
672. D. M. McElhinney, JIMMA 18, 649.
673. M. Scheidecker, etc., JIMMA 24, 18.
674. W. Rosenkranz, JIMMA 25, 499.
675. F. Lesbre, etc., JIMMA 30, 189.
676. V. I. Elagin, etc. (В. И. Елагин и др.), 31, 843.
677. L. К. Galatskaya, etc. (Я. /С. Галацкая и др.), Met A 2, 140178.
19 Зах. 218 577

678. Т. R. Crouvher, Met A 3, 310876.
679. К S. Pospelov, etc. (К. С. Поспелов и др.), Met A 2, 312292.
679b. G. Geisel, etc. Met A 6, 520844.
679c. L. /. Levin, etc. (Л. Я. Левин и др.), Met A 6, 520859.
680. A. Sendorek, etc., Met A 4, 120468.
681. V. V. Zakharov, etc. (В. В. Захаров и др.), Met A 3, 110690, 120781; 4, 140373.
682. W. L. Fink, etc., JIMMA 13, 77.
683. M. Raskin, JIMMA 13, 105, 204.
684. P. F. Girard, JIMMA 16, 675.
685. /. A. Nock, Jr., etc., JIMMA 14, 225.
686. G. Gerard, JIMMA 14, 172, 217; 15, 431.
687. A. Giarda, etc., Met A 3, 130381.
688. S. Mizobuchi, etc., Met A 4, 310498.
689. 5. A. Levy, etc., Met A 5, 311389.
689b. /. H. Hull, etc., Met A 6, 311823.
690. E. Mohr, JIMMA 32, 528.
691. G. T. Rogers, etc., JIMMA 30, 108.
692. M. Paganelli, MA 2, 827.
692b. B. I. Babickev, etc. (Б. И. Бабичев и др.), СА 78, 61294f.
693. H. A. Holl, Met A 2, 560431.
693b. A. Galanty, etc., Met A 6, 312844.
693c. G. Scharf, etc., Met A 7, 310335.
694. A. M. Reti, etc., Met A 5, 140610.
694b. Z. Buray, etc., JIMMA 31, 621.
694c. V. I. Etagin, etc. (В. И. Елагин и др.), Met A 6, 110530.
694d. T. Curbukova, etc. Met A 6, 560289.
695. M. Paic, JIMMA 14, 199.
696. H. Klatte, JIMMA 25, 459.
697. У. V. Konstantinov (Ю. В. Константинов), JIMMA 29, 491.
698. C. Anjot, MA 1, 471.
699. T. A. Vlasova, etc. (Т. А. Власова и др.), МА 2, 951.
700. D. Adenis, etc., Met A 1, 140164.
701. У. V. Konstantinov (Ю. В. Константинов), МиТОМ, 11960, № 1, с. 23.
702. V. I. Kulakov, etc. (В. И. Кулаков и др.), МА 1, 226.
703. H. Rohrig, etc., JIMMA 11, 6.
704. P. Wiedemann, JIMMA 32, 1296.
705. A. J. Bryant, MA 1, 539; 2, 1033; Met A 1, 140020.
705b. K. G. Kent, Met A 2, 120764.
705c. A. J. Sedriks, etc., Met A 6, 351607.
705d. P. Fiorini, etc., WAA 6, 460036.
706. /. E. Vruggink, Met A 3, 310390.
707. G. Siebel, JIMMA 16, 340.
708. G. Thomas, JIMMA 28, 801.
709. A. J. Bryant, JIMMA 30, 177.
710. S. /. Ketcham, etc., JIMMA 31, 621.
711. D. Kerker, Met A 3, 220212.
712. D. 5. Thompson, etc., Met A 4, 560394.
712b. M. Conserva, etc., Met A 4, 560395; 6, 140271, 140340, 560304.
713. G. Fischer., etc., Met A 6, 311598.
714. R. F. Ashton, Met A 2, 560531; 3, 560069.
715. A. V. Sverdlin, etc. (А. В. Свердлин и др.), Met A 5, 140194, 560218, 560220, 560230.
716. P. Y. Saldau, etc. (Я. Ю. Сальдау и др.), JIM 53, 616; JIMMA 2, 671.
717. У. Mishima, etc., Nippon Kinzoku Gakkai Shi, 1950, v. 14, p. 18.
718. ?. Schultz, etc., JIMMA 10, 383.
719. W. F. Smith, etc., Met A 4, 140327.
720. B. A. Parker, Met A 6, 140023.
720b. C. A. Grove, etc., Met A 6, 140349.
721. У. N. Trehan, Met A 2, 140001.
722. V. I. Arkharov, etc. (В. И. Архаров и др.), 26, 313.
723. /. /. Polmear, etc., JIMMA 32, 293.
724. K. G. Kent, Welding: Proc. 2nd Commonwealth Conf. Inst. Welding, 1966, 1L
725. /. /. Polmear, MA 1, 383.
726. G. W. Lorimer, etc., MA 1, 1480.
726b. F. J. Kievits (Ф. Я. Кивиц), МА 2, 1724.
727. A. J. Zunthoff, etc., Met A 2, 121408; 4, 140152.
728. /. T. Staley, etc., Met A 5, 140166.
728b. S. Fujikawa, etc., Met A 6, 140216.
729. P. Brenner, etc., JIMMA 23, 112; 24, 487.
729b. M. Conserva, etc., Met A 7, 140071.
730. G. Meikle, JIMMA 29, 987.
730b. H. Suzuk, etc., Met A 6, 140460.
731. V. I. Elagin, etc. (В. И. Елагин и др.), Met A 4, 110284.
732. 5. Terai, etc., MA 1, 1165.
732b. S. Nishi, etc., Met A 6, 140276, 140690.
733. S. Ishida, etc., С А 42, 1171.
734. Anon., JIMMA 12, 391; 14, 224.
734b. Т. Н. Sanders, etc., Met A 6, 351504.
735. H. L. Logan, etc., JIMMA 16, 340, 556.
736. У. Takeuchi, Met A 5, 311521.
737. R. F. Gill, etc., JIMMA 18, 255.
578

738. Е. С. W. Perryman, JIMMA 16, 197.
738b. /. /. Polmear, etc., JIMMA 26, 391.
739. G. A. Hawkes, MA 1, 1758.
740. P. Brenner, Aluminium, 1966, Bd. 42, S. 485/
741. R. F. Ashton, etc., Met A 3, 140033.
742. J. B. Jones, JIMMA 21, 962.
743. Л' M. Pogodina — Alekseeva, etc. (К. М. Погодина — Алексеева и др.), JIMMA 23.
981.
744. R. Chevigny, etc., JIMMA 16, 367, 513.
745. W. L. Finlay, JIMMA 17, 640; 18, 421.
746. R. Graf, JIMMA 23, 1091; 25, 84.
747. R. B. Nicholson, etc., JIMMA 27, 97.
748. R. Graf, etc., JIMMA 29, 833.
748b. T. Kawashima, etc., Met A 6, 140393.
749. 1. N. Friedlyander, etc. (Я. Н. Фридляндер и др.), JIMMA 31, 845.
749b. N. N. Buinov, etc. (Я. Н. Буйное и др.), Met A 1, 140021.
750. W. C. Rotsell, etc., MA 2, 2093.
750b. /. Moulin, etc., Met A 3, 140214.
750c. V. V. Zakharov, etc. (В. В. Захаров и др.), Met A 2, 310944.
751. Л7. S. Baranov, etc. (H. С. Баранов и др.), Met A 4, 560080.
751b. M Buratti, etc., Met A 3, 560277.
751c. E. A. Starke, Jr., J. Metals, 1970, v. 22, p. 54.
752. W. F. Smith, etc., Met A 3, 140353, 140408.
753. E. Radulescu, etc, Met A 5, 560168.
754. V. I. Elagin (В. И. Елагин), MA II, 1678.
755. M. Conserva, etc., Met A 3, 312201.
756. V. A. Pavlov, etc. (В. А. Павлов и др.), MA 1, 716.
757. AT Conserva, etc., Met A 2, 560029; 6, 140383; 7, 520033.
758. M. Renouard, etc., Met A 2, 140011.
759. T. Morroka, etc., Met A 3, 140095.
760. /. M. Tvorogov (И. М. Творогов), Met A 2, 560548; 4, 120524.
761. F. G. Ostermanh, etc., Met A 4, 140348: 6, 311207.
762. M. V. Hyatt, Met A 4, 350715.
763. R. P. Romanova, etc. (P. P .Романова и др.), Met A 4, 140402.
763п. Ж- Пувнее , оет., Жое Н 6, 140273, 140391!.
763b. M. Buratti, etc., Met A 6, 140273, 140391.
763c. H. Suzuki, etc., Met A 6, 140279.
763d. E. DiRusso, etc., Met A 6, 140351.
763e. D. S. Thompson, etc., Met A 6, 140438; WAA 7, 610173.
763f. W. H. Reimann, etc., Met A 6, 312301.
763g. H. P. Van Leeuwen, etc., Met A 6, 312530, 312531, 312532; WAA 7, 460008.
763h. N. E. Paton etc. (H. Е. Патон и др.), Met A 6, 312778.
763i. V. G. Davydov, etc. (В. Г. Давыдов и др.), Met A 6, 520SC0.
763]. С. R. Shastry, etc., WAA 7, 640032.
763k. G. Bobol, etc., WAA 7, 540043.
764. K. L. Meisner, JIM 34, 418; 35, 532; 37, 445.
764b. N. Ryum, Met A 2, 121106, 140376.
765. V. I. Elagin, etc. (В. И. Елагин и др.), Met A 4, 140132.
765b. Anon., Met A 6, 560118, 560119, 560120.
765c. G. Schmidtova, Met A 5, 121454.
765d. O. S. Bochvar, etc. (О. С. Бочвар и др.), Met A 6, 120721.
766. W. Rosenkranz, JIMMA 26, 254.
766b. V. I. Elagin, etc. (В. И. Елагин и др.), Met A 6, 120589.
767. A. Sandorek, Brit. Al. Co. Res. Lab. Rep. RL 66/24, 1966; as quoted by Kent, Met
Rev, 147, 1970.
768. /. G. Louvier, Met A 2, 560141.
769 W. R. Applett, Jr., JIMMA 14, 350.
770. /. Pendleton, JIMMA 18, 406.
771. W. T. Tyler, etc., JIMMA 25, 118.
772. K. P. Mudrack, JIMMA 28, 77.
773. /. Я. Adams, etc., MA 2, 948.
774. M. /. Waite, Met A 1, 550021.
775. V. Popovici, etc., Met A 2, 551014; 3, 550613.
775b. V. M. Shmakov, etc. (В. М. Шмаков и др.), СА 78, 46881b.
776. /. E. Steenbergen, etc., Met A 3, 550548.
776b. Y. P. Kuzmin, etc. (Ю. П. Кузьмин и др.), Met A 6, 550773.
776c. D. M. Rabkin (Д. М. Рабкин), Met A 6, 551091.
777. A'. 5. Pospelov, etc. (К. С. Поспелов и, др.), Met A 5, 550459.
777b. У. Sugiyama, etc., Met A 1, 550514, 550941; 3, 550048, 550477.
778. E. Piwowarsky, etc., JIMMA 22, 291.
778b. O. Geridonmez, MA 2, 1860.
779. W. I. Pumphrey, etc., JIMMA 23, 82.
779b. K. G. Kent, Welding, Met. Fabr., 1967, 280.
780. Z. Buray, JIMMA 30, 400.
781. P. Brenner, Aluminium. 1961, v. 37, p. 633.
782. R. Develey, etc., Rev. Met., 19G2, v. 59, p. 349.
782b. D, Smith, Mot A 3, 220204.
783. 1. A. Yusufova, etc. C. А. Юсуфова и др.), JIMMA 32, 1318.
784. W. Patterson, etc., JIMMA 23, 982; 27, 131.
785. У. Sugiyama, etc., MA 1, 469.
19* Зак. 218 5yy

786. P. M. Bartle, etc., Welding: Proc. 2nd Commonwealth Conf. Inst. Welding 1%6 246.
787. Af. E. Drits, etc. (Af. E. Дриц и др.), MA 1, 979.
788. E. Waushkuhn, MA 1, 800.
789. У. Bresson, Rev. Aluminium, 1966, 341, p. 481.
790. /. B. Robinson, etc., Weld. J., 1966, v. 31, № 10, p. 433s.
791. /. A. Lipiak, Weld. J., 1966, v. 31, № 12, p. 561s.
792. 5. Terai, etc., MA 2, 1875.
793. E. Lindstrand, MA 2, 1498.
794. H. Rieger, Met A 2, 550288.
795. R. G. Baker, etc., Met A 3, 710422; 4, 710303.
796. /. G. Young, Met A 4, 710302.
797. E. Lindstrand, Met A 6, 610277.
797b. F. Fichhorn, Met A 6, 551319.
797c. A. Bonacatti, etc., Met A 7, 550149.
798. A. Madeonero, etc., Met A 5, 311763, 312186.
799. P. T. Houldorft, etc., JIMMA 26, 209, 344.
800. F. E. Gibbs, Weld. J. Res. Suppl., 1966, v. 45. p. 445s.
801. /. G Young, Met A 2, 550117
802 L. P. Flesch, Met A 2, 310885.
802b. T. Tanaka, Met A 5, 551195.
803. P. M. Bartle, Met A 4, 550716, 550717.
804. У. Sugiyama, Met A 1, 550514, 550941; 3, 550477, 550480.
805. /. N. Fridlyander, etc. (И. H. Фридляндер и др.), Met A 1, 550161.
806. О. Geridonmez, Met A 2, 550635.
807. A. Uelz, Met A 2, 551058.
808. Af. Jakahashi, etc., Met A 4, 550614.
809. H. J. Seidel, Met A 5, 550376.
810. H. Schoer, etc., MA 1, 1280.
811. L. W. Eastwood, etc., JIMMA 17, 160.
812. S. Sontea, Met A 3, 550615.
813. R. Chevigny, etc., JIMMA 32, 989.
814. /. H. Dudas, MA 2, 948.
815. 5. Terai, etc., Met A 3, 550177, 550477.
816. /. Bushy, etc., Met A 4, 550170.
817. E. A. Kuzneisova, etc. (?. А. Кузнецова и др.), MA 1, 1714.
817b. Т. Fukui, etc., Met A 6, 312373; WAA 7, 610103.
818. P. T. Houlderoft, JIMMA 29, 914.
819. W. I. Pumphrey, JIMMA 21, 202.
820. A. T. D'Annessa, MA 2, 140; Met A 2, 310327.
821. P. Gonner, Met A 4, 310092.
822. A. P. Bushmin, etc. (А. П. Бушмин и др.), Met A 4, 221133.
822b. G. Gramatica, etc., Met A 6, 551474.
822c. С Hoffmann, WAA 7, 610141.
823. M. Pirner, Met A 6, 550956.
824. /. H. Rogerson, JIMMA 32, 854.
825. T. Fukui, Met A 2, 550991.
826. /. H. Rogerson, Met A 3, 550764; 6, 550894.
827. F. W. Demoney, MA 2, 1775.
827b. R. L. Lake, etc., Met A 1, 312007.
828. 5. Terai, etc., Met A 5, 350825.
828b. A. Neumann, etc., MA 2, 1319.
829. H. Haiback, etc., Met A 5, 550852.
830. N. L. Person, Met A 4, 311719.
831. S. Martenyi, etc., MA 2, 462.
831b. /. D. Harrison, etc., Met A 4, 311765.
832. D. Kosteas, etc., Met A 6, 310341, 310358.
833. F. E. Brine, etc., Met A 2, 310890.
834. M. D. Chadwick, Met A 5, 310570, 550248.
835. Af. Souffrant, Met A 5, 350468.
836. V. P. Makarov, etc. (В. П. Макаров и др.), Met A 5, 551153.
836b. R. A. Ulianov, etc. (P. А. Ульянов и др.), МА 2, 1580.
836c. Т. Kobayashi, etc., Met A 6, 550909.
837. V. L. Russo, etc., JIMMA 27, 57.
838 T. Fukui etc., Met A 4, 121655, 550075, 550274, 550275; 5, 310708, 550544; 6, 311027,
550911.
839. E. Hiroshawa, etc., Met A 4, 220856; 5, 350823.
840. N. Ryum, WAA 6, 530222.
841. A. T. D'Annessa, Met A 3, 550545.
842. Af. N. Ronzhin, etc. (Af. H. Ронжин и др.), Met A 4, 340777.
843. Af. Pirner, etc., Met A 6, 551445.
844. H. Klock, etc., Met A 6, 530433.

Глава 8
РАЗЛИЧНЫЕ СПЛАВЫ
В данной главе освещены сплавы, которые не относятся ни к одной из
рассмотренных выше групп. Описываются следующие виды сплавов: сплавы
с окисью алюминия (САПы); подшипниковые сплавы; сплавы алюминия-'чг'
тугоплавкими металлами; -сплавы, используемые в качестве защитных ано-
анодов; композиционные материалы.
САП (спеченный алюминиевый порошок)
Попытки изготовить алюминиевые детали методом порошковой метал-
металлургии лредприкимались давно [1—12], однако настоящим импульсом к раз-
развертыванию работ явилось открытие, сделанное Aluminium Ind. A. G. Сущ-
Сущность открытия состояла в том, что частицы САПа облагали свойствами^
совершенно отличными от свойств материала, полученного по традиционной'
технологии [13, 14]. Обзор ранних исследований дан в работе [15].
Окись, быстро образующаяся на поверхности алюминия, не исчезает при
спекании и изделие из порошка содержит значительное ее количество. Эта
окись препятствует росту зерен, движению дислокаций по границам и телу
зерна и приводит к высокой прочности, высокому сопротивлению ползучести
и стойкости к выдержкам при высоких температурах. Количество окиси раз-
различно: чешуйчатые порошки (рис. 249,а) могут содержать до 20% А12Озг
распыленные порошки (рис. 249,6) — несколько процентов, электролитические
порошки обладают промежуточным содержанием окиси [16]. Порошки, по-
полученные размолом в шаровых мельницах, плотнее и состоят из небольших
комкованных частиц, где окись присутствует не только на поверхности, ча
Рис. 249. Алюминиевые порошки:
а — чешуйчатый порошок, ХЮ00; б — распыленный порошок на проволоке, X200 (Alcoa
Research Laboratories)
581

и внутри [17—21]. Изучалось влияние добавок олова hi упуч'пение < 'Юй'тв
распыленных порошков [22].
Свойства порошковых материалов зависят от количества естественно
образовавшейся окиси. Нагрев этих материалов с целью утолщения окисной
пленки или введение порошка А12Оз не повышает прочность и снижает
пластичность [13, 23—32]. Согласно работам [32Ь, 32с], порой: ж типа САПа
можно также получить замешиванием AbO3 в расплавленный алюминий при
помощи ультразвука, а согласно работе [32d], — продувкой расплава алю-
алюминия окислами тугоплавких металлов. Изучен рост окисной пленки при на-
нагреве [33, 34]. Порошки, подвергаемые мокрому размолу углеводородами, со-
содержат наряду с окисью АЦС3 [35, 35Ь].
Естественная окись, образовавшаяся на порошке, имеет толщину
~100А, аморфна и содержит абсорбированную влагу. В процессе нагрева
при высокой температуре сначала образуется модификация т](А12Оз), кото-
которая переходит в х(А1гОз) или ^'(АЬОз) и в конечном счете в стабильную
у(А12Оз). Абсорбированная влага взаимодействует с металлом, вводя допол-
дополнительное (количество окиси и освобождая водород [30, 36—47]. Водэроа
может привести к возникновению пористости по межзеренным граничaiv, к
растрескиванию и образованию пузырей. Чем выше содержание окиси, тем
больше количество освобождающегося водорода, тем значительнее эффект
охрупчивания и образования дефектов. Это особенно характерно для цикли-
циклических нагревов и охлаждений [48—55]. Вакуумная обработка или высоко-
высокотемпературное спекание перед окончательным ко,мпактированием материала
уменьшают содержание водорода и существенно ограничивают трещинооб-
разозание [46, 48, 52, 55, 56]. Небольшие цобавки фторидов алюминия
также понижают вредное действие водорода [56Ь].
Окись алюминия присутствует в виде тонкодисперсных частиц, которые
взаимодействуют с вакансиями и (дислокациями и затрудняют их движение
[57—66]. Эффект от действия окиси сохраняется даже выше точки плавле-
плавления алюминия [43, Ь7, 68]. Вопросы взаимодействия окиси с вакансиями,
дислокациями и механизма упрочнения дисперсными частицами освещены в
работах {30, 41, 59, 66, 69—76]. В работах [77—80] дан обзор упрочнения
дисперсными частицами, а в работах [41, 45, 57, 70, 81—83] приведены дагь
ные о прочности связи металлической матрицы и окиси.
Структура САПа зависит от вида порошка, но главным образам от
технологии производства и содержания окиси [23, 24, 26, 84—87]. На
рис. 250—253 показаны некоторые типичные структуры. Соединения железа
и кремния, присутствующие в алюминии, в процессе производства порошка
оассеиваются в компактном материале и служат источниками разрушения
[88—91]; даже использование алюминия чистотой 99,99% не приводит к су-
существенному-улучшению свойств. Имеется информация о литье САПа [93],
спекании в жидкой фазе [93 94], формовании готовых деталей методом
взрыва [95], гидростатическом спекании порошков [96—98], прессовании
фольги в целях получения материалов типа САПа [99].
Плотность отдельных порошинок составляет порядка 0,9—1,0 г/см3, а ком-
компактного материала (коэффициент заполнения свыше 95%) i2,71—2,72 г/см3,
т. е. чуть выше, чем у чистого алюминия. Значительные добавки тя-
тяжелых металлов приводят к дальнейшему росту плотности [13, 14, 23, 100].
Коэффициент линейного расширения САПа ниже, чем чистого алюминия, и
уменьшается почти линейно с ростом содержания окиси и достигает в интер-
интервале 27—327°С при 15% окиси примерно 20-10 м/(м-К) [13, 101]. Отменя-
Отменяется воспламеняемость порошков А1—Mg [102, 103b]. Теплопроводность сни-
снижается приблизительно на 1% из расчета на каждый процент присутствую-
присутствующей окиси; она .выше в направлении прессования [13, 104—106]. Многократ-
Многократное брикетирование с промежуточными вакуумными отжигами приводит к
максимальной теплопроводности материала [56Ь]. Число Лоренца равно
23-Ю-6 В/(Ом-К2) [105].
Удельное электросопротивление порошковых сплавов в значительной
степени зависит от типа структуры: если окисная пленка не разрушена, к a v
582

Рис. 250. Чешуйчатый порошок размером
40 мкм. Предварительное спекание при
427°С, 1 ч, брикетирование, окончатель-
окончательное спекание при 527°С. Волокнистость
структуры вследствие присутствия окиси
между чешуйками. Травитель с HF, X500
Рис. 251. Чешуйчатый алюминиевый поро-
шок, спекание в вакууме J4» ^ С^ЕК-
чее брикетирование и пРессование. Уголь
ная реплика, Х5000 (по ллшыыф. Ле-
нела, Rensselear Polytecn. inst., iroy, in. ip
Рис 252. Промышленный материал САП,
Х10 000 (Alcoa Research Laboratories)
Рис. 253. Спеченный и отпрессованный ма-
териал из чешуйчатого порошка, смешан-
смешанного с Сг2О8; предел прочности при 527*С
70 МН/м2. Травитель с HF, X250
583

например, после .брикетирования и спекания, электросопротивление высокое
A Ом-м, по данным работ [105—108]); после высокотемпературного спека-
спекания (>527°С) или прессования, когда пленка разрушается, электросопро-
электросопротивление падает на 5—6 порядков до значений 2,9-10"8 Ом-м при 1 2°/-
окиси и ?4-Ч,5-Ю-8 Ом-м при 15% окиси ,[13, 23, 104, 105]. Рекомендуется
определять размер частиц методом замера электросопротивления [109].
Рост электросопротивления с температурой для порошковых сплавов анало-
аналогичен росту этой характеристики для алюминиевой -матрицы вплоть до
627°С, после чего она приобретает более крутой характер [ПО]. Закалка с
высокой температуры увеличивает удельное электросопротивление, так как
примеси (кремний, железо, марганец и др.) фиксируются в твердом растворе
[74]. Электросопротивление порошковых сплавов повышенное, особенно в
случае их приготовления из распыленных порошков [101].
Прочность неспеченного материала пропорциональна площади контакта
частиц [111b]; прочность после спекания прямо пропорциональна, а пла-
пластичность обратно пропорциональна содержанию окиси. В соответствии с
работами [66, 111] размер зерна спеченного материала оказывает неболь-
небольшое влияние на свойства, но, по данным работы [112], крупное зерно повы-
повышает прочность и пластичность при высокой температуре. Согласно данным
работы 1113], размер блоков мозаики в алюминиевой матрице, а также
расстояние между акисными частицами контролируют свойства. Типичные
свойства при различных температурах даны в табл. 73 {13, 18, 23, 29, 48,
61, 69, 84, 114—124]. Сообщается о склонности САПа к межкристаллигному
разрушению [125, 126] вследствие отделения металла от окиси ,'[127]. Изуче-
Изучены скорость распространения трещины [127Ы и чувствительность к надрезу
[128]. Высокотемпературное спекание уменьшает прочность и повышает
пластичность [52, 101, 129, 1130]. Вплоть до 20—40% холодная деформация
увеличивает прочность, но при дальнейшем росте степени деформации сетка
одиси разрушается и юкисные пленки укрупняются. Соответственно проч-
прочность и сопротивление ползучести снижаются <[120, .1,29, 131—135]. Свойства
фольги из САПа приведены в работе i[136].
Изучалось деформационное упрочнение при волочении рекристаллизован-
ного материала [66]. Влияние технологических факторов производства на
прочность освещено в работах [137—-139].
Предел усталости на базе 107 циклов составляет примерно 60—70МН/м2,
снижаясь с ростом, температуры аналогично снижению прочности [13, 1Н,
123, 140—142]. Предел усталости возрастает на 10—20% лри высоком содер-
содержании водорода A2—14 ч. на миллион) ib твердом растворе [1431] и резко
падает при наличии надрезов в образце и при низких скоростях деформации
[123, 140, 144]; он повышается в вакууме |[145].
Сопротивление ползучести очень высокое, оно выше, чем у всех алюми-
алюминиевых сплавов [13, 24, 54, 55, 84, 100, 114, 117, 123, 131, 146—150]. Энергия
активации ползучести составляет 6,5 эВ i[146, 150]. Ударная вязкость воз-
возрастает с ростом температуры ©плоть до 527—577°С, а затем понижается
[18, 48, 15,1]; аналогично ведет себя сопротивление срезу [152].
Другая важная характеристика САПа — нечувствительность к действию
высоких температур: выдержка в течение нескольких лет при температурах
до 527°С практически не наменяет структуру и свойства, особенно это отно-
относится к сплавам с высоким содержанием окиси [13, 48, 84, 118, 123, 124,
.135, 153, 154].
Модуль упругости увеличивается по мере роста содержания окиси и до-
достигает величины порядка 77—80 ГН/м2 при 15—16% А12О3; при повышении
температуры она снижается подобно снижению прочности [13, 57, 153, 155J.
Демпфирующая способность САПа в 20 раз выше способности алюминия
[71 73 141, 155, 156]. Сопротивление истиранию не отличается существенно
от сопротивления чистого алюминия .[157]. Нейтронное или жшное облуче-
ния упрочняют САП, но не в такой степени, чтобы препятствовать его
применению в ядерных реакторах [48, 61, 158—161]. Исследован возврат
дефектов облучения [162, 163].
584

Таблица 73
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА САПа В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ
Содержа-
Содержание оки-
окиси, %
1
3
7
12
15
1
3
7
12
15
1
3
7
12
15
1
3
7
12
15
Температура, °С
—103
27
350
400—500
250—300
—
80—140
15О-220
230—280
320—380
400—500
40—70
100—140
120—160
180—240
200—260
25—30
18—24
14—18
8-12
5—9
—
300
500
550—700
900}—1000
1000—1100
227
327
(Тв, МН/м2
120—150
180—220
200—250
<Го,2, MH/i
ЮО—140
140—180
170—220
14—18
4-9
5-8
60—80
100—140
150—190
150—200
а2
40—60
80—120
110—150
140—200
12—15
3-6
5-8
НУ, МН/м2
600
200—250
500
427
40—70
60—80
70—100
100—140
100—150
?60—90
» 80—120
100—150
27—34
14—18
4—8
3—6
3-5
—
400
527
50—70
60—90
70—100
40—80
60—90
80—100
2-4
2—5
2—4
300
627
40
30
2
100
Электродный потенциал спеченных материалов практически такой же,
как у технического алюминия; <жись слабо влияет на потенциал питтинго-
образования [164]. Согласно работе [165], алюминий чистотой 99,99% явля-
является анодом по отношению к САПу, однако алюминий чистотой 99,3%
анодом не служит. Коррозионная стойкость порошковых материалов не-
несколько хуже стойкости деформируемых полуфабрикатов; она хорошая у
материалов, содержащих только окись, а также марганец, хром и магний;
стойкость несколько ухудшается при введении кремния, железа, никеля и др.
и резко ухудшается при добавках меди и олова [23, 48, 87, 131, 147. 166—
170]. Распределение и содержание окиси « некоторой степени влияют на
сопротивление коррозии САПа в воде при повышенных температурах [171].
Однако материалы с железом, никелем, вольфрамом показывают ту же (или
несколько лучшую) коррозионную стойкость, что и соответствующие сплавы,.
приготовленные традиционными методами ['172—175]. Плакирование алю-
алюминием (предпочтительно чистотой 99,99%) или сплавами А1—Mg повышает
устойчивость в морской воде [165, 175Ь].
Сплавы, сильно легированные (до 20%) хромом, никелем, кобальтом,
железом, марганцем, титаном или карбидом титана, обладают модулем
585

упругости до 100—120 ГН/м2 и высоким сопротивлением ползучести. Однако,
если эти сплавы приготавливают механическим смешением алюминиевого
порошка и добавляемого металла, они приобретают хрупкость, а соединения,
образующиеся при спекании, могут дробиться при деформации. Если спе-
спеченные материалы получают из порошков сплавов, то их свойства и Koppj-
зионная стойкость повышаются [131, 176—179Ь], особенно в случае примене-
применения быстрого охлаждения или распыления (в целях получения пересыщенных
растворов) [37, 100] и отсутствия ликвации [179с]. Добавки SiO2, SiC, B4C
и А1РО4 охрупчивают материал без соответствующего упрочнения [27, 180,
181].
Окислы и карбонаты хрома, железа, вольфрама и др., взаимодействую-
взаимодействующие с алюминием, увеличивая количество А12О3 и восстанавливая соответ-
соответствующий металл, повышают прочность [66, 182] (см. рис. 253). Сплавы, со-
содержащие до 30% Si, имеют низкие плотность и коэффициент линейного
расширения [183, 184]. Смеси, включающие бор или карбиды бора, можно
использовать в виде прессованных стержневых замедлителей в атомных ре-
реакторах [185]. Изучены керметы алюминия с TiO2 в количестве до 50"
[186], а также сплавы с более чем 60% соединений кобальта и никеля [187].
Элементы с высокой диффузионной подвижностью, соединения которых
укрупняются в результате высокотемпературной выдержки, быстро разун-
рочняютсч Прочность порошковых сплавов А1—Си, А1—Zn—Mg при ком-
комнатной температуре на 30—50%* выше прочности сплавов в литом варианте.
Однако после шестимесячной выдержки при 227—277°С порошковые сплавы
теряют указанное преимущество в прочности при комнатной температуре; при
повышенных температурах они менее прочны и сопротивление ползучести
ниже [13, 188—191]. Упрочнение при старении спеченных алюминиевых
сплавов и сплавов из литых заготовок аналогично [192]. Данные о промыш-
промышленной технологии производства порошковых сплавов типа Ai—Си или
А1—MgSi изложены в работах [96—98, 138Ь, 193—198].
Текстура прессованных порошковых материалов такая же, как у алюми-
алюминия: A11), но она неявно выражена, особенно в случае материалов из
тонкодисперсных порошков. В листах отмечается несколько текстур: A11)
[112]; (ПО) [445]; C15) [513] [26, 40, 113, 122, 199]. Материалы, получен-
полученные методом обратного прессования, отличаются повышенной жаропроч-
жаропрочностью [200]. Высокоскоростное прессование B—4 м/с) вызывает огрубле-
огрубление структуры, не влияющее существенно на свойства [201]. Анизотропия
прессованных и катаных полуфабрикатов описана в работах [202, 203], а
влияние технологии прессования на свойства — в работе [204]. Механизмы
деформации и ползучести зависят от температуры [59, 70, 71, 150, 205].
Скольжение происходит по плоскостям A11), B11) в направлении [011]
?206]. Привадятся данные о формуемости листов из САПа [153], а также о
способности ik деформации при ковке и штамповке р139].
Возврат САПа происходит почти аналогично возврату чистого алюми-
алюминия, но с менее выраженной мозаичной структурой, так как дислокации
закрепляются у частиц окиси [30, 44, 59, 72, 207].
Материалы с низким содержанием окиси (<3% А12О3) легко рекри-
сталлизуются, г.о температура рекристаллизации резко возрастает при уве-
увеличении количества окиси .и при содержании А12О3 свыше 5—7% рекристал-
рекристаллизация особенно прессованных полуфабрикатов происходит очень редко
[13, 113, 122, 208—'213b]. Пересыщение железом, марганцем и никелем еще
больше повышает температуру рекристаллизации [100]. Энергия активации
роста зерна составляет ~2 эВ [214]. Исследовали выделения алюминия
на поверхности [215]. Диффузия элементов в САПе протекает быстрее, чем в
алюминии [104, 147, 178].
Сведения о совместимости САПа и ядерного топлива несколько противо-
противоречивы: по данным работ [131, 216, 217], между оболочкой из САПа и
окисью урана или карбидом урана никакого взаимодействия не происходит
вплоть до 627°С, а согласно работам [218, 219], наблюдается реакция выше
* Приведенные цифры вызывают некоторое сомнение. {Прим,, ред.)
586

427°С. Приводятся данные о методах
контроля контейнеров, предназначен-
предназначенных для ядерного топлива [220—223].
Предполагается, что с помощью плаз-
плазменного напыления алюминия можно
получить готовые изделия с 1—2 ^
А12О3 [224]. Изучалась возможность
производства порошкового материала
для прокатки методом плазменного
напыления [225]¦. Однако среды, ис-
использованные для предотвращения об-
образования окиси, были недостаточно
эффективны.
При сварке давлением шов и ос-
основной металл являются равнопрочны-
равнопрочными; после сварки плавлением и пайки
швы менее прочны, при этом чем боль-
больше расплавленного металла удержи-
удерживается в сварной зоне, тем слабее шов
[48, 226—2311. При сварке взрывом
СЛПа со сталью, а также в процессе
последующего нагрева образуются
соедингния А1—Fe, охрупчивающие
'лов [227].
Порошковые изделия можни под-
подвергать анодированию, но анодные
пленки имеют темный и даже «ерный
цвет [232. 232Ь]. Обзоры о САПе да-
даны в работах [18, 79, 80, 161, 177,
233J.
Предпринимались попмтки под-
подвергать прессованию, ковке, штампов-
штамповке и горячей прокатке брикетированную стружку, тонкую стружку или гранулы
алюминия и его сплавов в целях переработки отходов механической обработ-
обработки, а также отходов производства тонкого листа, фольги или сложных
профилей. Однако получаемые свойства были ближе к свойствам полуфабри-
полуфабрикатов литого, чем порошкового вариантов сплавов [9, 10, 179, 212, 234—244].
На рис. 254 по.чс-зана структура материала, изготовленного методом горячей
прокатки брикетированной фольги.
Рис. 254. Лист, изготовленный брикетиро-
брикетированием отходов алюминиевой фольги с по-
последующей горячей прокаткой. Травитель
с HF, X500. Две полосы раздробленной
окиси указывают на исходные кусочки,
подвергшиеся сварке (по данным А. То-
мео, Revere Copper and Brass, Snc.)
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. О. Qarre, JIM 37, 482.
2. R Kikuchi, Sci. Rep. Toholu Imp. Univ., 1937, v. 26, p. 125.
ri. W. D. Jones, JIMMA 5, 3G3
4 Y. B. Fridman, etc. (Я. Б. Фридман), JIMMA 8, 269.
b. L. W. Kemp], JIMMA 10, 248.
6. G. D. Cremer, etc., JIMMA 10, 323, 394.
7. R. L. Bickerdyke, JIMMA 15, 345.
8. /. L. Meijering, etc., CA 42, 1167.
9. F. Sauerwald, JIMMA 15, 576.
10. G. Wassermann, etc., JIMMA 15, 346.
11. E. Nachtingall, JIMMA 17. 174.
12. /. Bonanno, JIMMA 17, 437.
13. R. Irmann, JIMMA 20, 107, 173, 413, 855; 21, 319; 22, 875, 1053; 23, 123, A61, 737.
14. A. V. Zeerleder, JIMMA 19, 293; 21, 39, 149; 22, 875.
15. /. B. Haertlein, etc., JIMMA 22, 1053.
16. V. N. Storozhenko (В. Н. Стороженко), Met A 5, 540018.
17. G. F. Huttig, Z. Metallkumde, 1957, Bd. 48, S. 352.
18. E. A. Block, Met Rev., 1961, v. 6, p. 193.
19. Г. Hirata, MA 2, 301.
20. N. C. Kothari, etc., MA 2, 2086; Met A 5, 312228; 6, 310572, 312758
20b. N. Harisen, Met A 1, 311219.
21. A. Wagendristel, etc., Met A 6, 540273.
22. M. S. N. Balasubranvnian, etc., Met A 2, 540095, 540096.
23. E. Boenisch, etc., JIMMA 20, 1015.
587

24. У. Herenguel, etc., JIMMA 22, 97; 651, 1005.
25. A. Von Zeerleder, etc., JIMMA 24, 381.
26. F. V. Lenel, etc., JIMMA 24, 813, 825; 27, 389.
27. /. /. Fisher, etc., JIMMA 28, 567.
28. R. J. Towner, JIMMA 29, 747.
29. N. Hansen, JIMMA 32, 833, 122G.
30. M. Paganelli, JIMMA 32, 1196.
31. /. G. Solomir, JIMMA 32, 1367.
32. R. Schmidt, MA 2, 1298.
32b. A. I. Kolmakov, etc. (А. И. Колмаков), WAA 7, 540034.
32c. A. Polakovich, WAA 7, 540048.
32d. G. L. Tsarev, etc. (Г. Л. Царев), Met A 7, 140078.
33. R. Natesh, etc., MA 2, 101.
34. 5. Y. Klepachevskaya, etc. (С. Я- Клепачевская), MA 2, 1866.
35. /C. #o/t>e, etc., Met A 1, 540443.
35b. К. C. Tripathi, etc., Met A 7, 540052.
36. N. A. McKinnon, JIMMA 21, 469.
37. /. B. Hess, etc., US WADC Tech. Rep. 590, 1955.
38. E. M. Modi — Omitsch, Powder Met., 1959, v. 4, p. 120.
39. H. Hug, etc., JIMMA 29, 33, 224.
40. G. Bonissoni, etc., JIMMA 32, 99.
41. V. M. Polyansky, etc. (В. М. Полянский), JIMMA 32, 4.
42. /. Dejace, JIMMA 32, 1196.
43. /. 5. Brammer, etc., JIMMA 32, 1033.
44. R. S. Goodrich, Jr., etc., JIMMA 32, 1017, 1196.
45. V. P. Elyutin, etc. (В. П. Елютин), Met A 2, 540262.
46. A. I. Litvintsev, etc. (А. И. Литвинцев), MA 2, 775, 1660, Met A 3, 311303, 540043;
4, 540090; 5, 312679.
47. P. 0. Kochetkov, etc. (П. Г. Кочетков), Met A 4, 540294.
48. N. Hansen, etc., JIMMA 28, 247; 29, 489; 31, 45.
49. G. S. Ansell, etc., JIMMA 30, 373.
50. D. Buttinelli, etc., JIMMA 31, 247.
51. /. G. Solomir, JIMMA 31, 271.
52. /. /. Sidorin, etc. (И. И. Сидорин), JIMMA 31, 813.
53. Y. A. Babin, etc. (Ю. А. Бабин), MA 1, 540032.
54. H. Kellerer, etc., Met A 1, 311090; 2, 310645.
55. D. Gualandi, etc., MA 2, 137, 222, 1866; Met A 2, 310451.
56. A. P. Bogdanov, etc. (А. П. Богданов), Met A 6, 540345.
56b. L. V. Kotieva, etc., Met A 6, 312415, 540437.
57. R. de Fleury, JIMMA 21, 516.
58. C. L. Meyers, etc., JIMMA 31, 345.
59. P. Guyot, etc., JIMMA 32, 799, 815, 871; MA 1, 1042, 1667; 2, 819, 1715.
60. H. J. Seemann, JIMMA 32, 273.
61. E. Ruedl, etc., MA 1, 208, 2, 1744.
62. M. Paganelli, MA 1, 466, 651.
63. L. I. Gladneva, etc. (Л. И. Гладнева), MA 1, 11351.
64. C. L. Meyers, Jr., etc., Met A 2, 121542.
65. G. Beghi, etc., Met A 3, 120221.
66. N. Hansen, Met A 2, 140258, 312305, 540146; 3, 120068, 140224, 540147, 4, 140385.
67. V. S. Kopan, MA 1, 242.
68. V. S. Kurbatov, etc. (В. С. Курбатов), Met A 1, 540015.
69. F. V. Lenel, etc., JIMMA 29, 874.
70. E. Ruedl, etc., JIMMA 32, 863; MA 1, 21, 195.
71. M. Siol, MA 1, 1195.
72. D. Nobili, etc., MA 1, 488.
73. F. Mezzetti, etc., MA 1, 1087.
74. T. Federighi, etc., MA 2, 1059.
75. 5. Ceresara, etc., Met A 1, 130225, 130641.
75b. /. /. Petrovich, etc., WAA 6, 610259.
75c. G. Falzoni, etc., Met A 6, 313252.
75d. P. B. Smirnov, etc. (П. Б. Смирнов), Met A 6, 540503.
76. Y. Imai, etc., Met A 2, 310450.
77. G. S. Ansell, Met A 2, 310963.
78. /. P. Kushtalova (И. Я. Кушталова), Met A 3, 140059.
79. A. I. Paisov (А. И. Паисов), Met A 4, 720087.
80. N. Hansen, Met A 4, 540447.
81. /. E. MsDonald, etc., MA 1, 734.
82. M. Nicholas, Met A 2, 550347.
83. S. S. Gutin, etc. (С. С. Гутин), Met A 5, 540428.
84. ?. Gregory, etc., JIMMA 20, 635; 21, 979; 22, 1137.
85. H. G. Cole, J. Inst. Metals, 1967/58, v. 86, p. 29.
86. D. W. Dawe, etc., JIMMA 30, 659.
87. R. Thesen, JIMMA 31, 433.
88. P. Bonnet, etc., JIMMA 32, 685.
89. P.. Theisen, JIMMA 32, 1267.
90. P. B. Ferry, etc., JIMMA 32, 833.
91. D. Gelli, etc., MA 2, 544.
92. #. Biais, etc., MA 1, 138.
93. G. Beghi, etc., MA 1, 130; Met A 1, 540047.
94. G. D. Lawrence, etc., Met A 5, 540040.
588

95. P. Bohle, etc., Met A 2, 540106.
96. /. H. Dudas, etc., Met A 3, 540157, 540306; 4, 540021; 5, 540084.
97. Anon . Met A 2, 540346, 540376.
98. R. Khol, Met. A 2, 540372.
99. H. Borchers, etc., Met A 1, 520383.
100. R. J. Towner, JIMMA 26, 177.
101. G. Beghi, etc., JIMMA 32, 267, 541.
102 V G Poyarkov (В. Г. Поярков), Met A 1, 350039.
103 K. N. Palmer, etc., Met A 6, 220240.
103b E. I. Popov, etc. (E. И. Попов), WAA 7, 430014.
104. W. Seith, etc., JIMMA 20, 545.
105. D. Nobili, etc., MA 1, 254, 1087.
106. /. M. Fedorchenko, etc. (И. М. Федорченко), Met A 3, 540208.
107. G. K. Lvov (Г. К. Львов), JIMMA 24, 645.
108. N. G. Andreeva, etc. (H. Г. Андреева), MA 1, 1453.
109. E. N. Donskova (E. H. Донскова), Met A 6, 221060.
110. H. J. Seemann, etc., Met A 1, 330484.
111. T. M. Nils son, Met A 1, 311053.
111b. M. Stromgren, etc., Met A 6, 313606.
112. P. Schiller, etc., Met A 1, 311813.
113. /. N. Fridlyander, etc. (И. И. Фридляндер), Met A 4, 121826.
114. /. P. Lyle, Jr., JIMMA 21, 447.
115. /. A. Nock, Jr., JIMMA 21, 421.
116. Anon., JIMMA, 22, 751.
117. G. M. Ault, etc., JIMMA 22, 787.
118. W. S. Gremens, etc., ASTM Proc, 1958, 58, 714, 753.
119. /. P. Lyle, JIMMA 31, 295.
120. D. G. Boxall, etc., JIMMA 30, 433.
121. O. V. Klyavin, (Д. В. Клявин), MA 1, 62.
122. /<. Ikeda, etc. MA 2, 966, 1033, 1340.
123. M. G. Stepanova, etc. (M. Г. Степанова), Met A 2, 310829.
124. /. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), Met A 2, 140108.
125. /. F. Afonsky, etc., MA 2, 1579.
126. D. G. Harman, etc., Met A 3, 311701.
127. R. J. Olsen, etc., Met A 3, 310206.
127b. E. M. Morozov, etc. (E. M. Морозов), Met A 6, 312679.
128. N. A. Vorokev, etc., Met A 5, 312582.
129. /. A. Dromsky, etc., JIMMA 32, 1043.
130. Y. A. Babin (Ю. А. Бабин), Met A5, 311934.
131. W. H. Friske, JIMMA 27, 659.
132. V. A. Shelamov, (В. А. Шеламов), JIMMA 31, 779.
133. R. J. Towner, JIMMA 32, 319.
134. E. G. Hess, JIMMA 3, 924, 985, 1232.
135. /. Vyslouzil, etc., Met A 2, 520580.
136. V. A. Shelamov (В. А. Шеламов), MA 1, 975.
137. G. L. Copeland, etc., Met A 3, 540121.
138. L. 5. Bokova (Л. С. Бокова), Met A 4, 540309.
138b. К. Е. Buchovecky, etc., Met A 5, 540303, 540366, 540569.
139. H. A. Kuhn, Met A 6, 540096.
140. W. S. Hyler, etc., US WADC Tech. Rep. 212, 1955.
141. F. Bollenrath, JIMMA 26, 1024.
142. D. Buttinelli, etc., JIMMA 29, 545.
143. G. 5. Ansell, etc., MA 2, 1776; Met A 1, 310583.
144. /. T. Blucher, etc., Met A 2, 310031.
145. F. J. Bradshaw, etc., MA 2, 543.
146. G. S. Ansell, etc., JIMMA 27, 365.
147. H. W. Schleicher, etc., Fuel Element Fabrication: Symp. Intern. Atomic Energy Agen-
Agency, Vienna, 1960 D).
148. D. G. Harman, MA 2, 1774.
149. P. Bonnet, etc., Met A 1, 311536; 311593.
149b. N. Hansen, etc., Met A 6, 140499.
149c. A. M. Shafie, etc., CA 79, 107431z.
149d. P. Gondi, etc., WAA 7, 430012, 610140.
150. K. Milicka, etc., Met A 4, 130009, 310268.
151. /. L. Perlin, etc. (И. Л. Перлин), MA 2, 60.
152. P. Schiller, Met A 1, 140057.
153. W. M. Doyle, Sheet Metal Ind., 1955, v. 32, p. 889.
154. Y. A. Babin, etc. (Ю. А. Бабин), Met A 5, 311935.
155. D. Gelli, etc., JIMMA 31, 815.
156. M. Siol, etc., Metall 1959, Bd. 12, S. 1118.
157. /. Larsen — Badse, Met A 2, 310927.
158. N. Hansen, etc., MA 1, 1985.
159. D. G. Boxall, etc., MA 1, 1544.
160. E. Ruedl, MA 2, 1970.
161. N. Hansen, Met A 1, 540001.
162. 5. Audoly, etc., Met A 4, 160121.
163. E. Ruedl, Met A 5, 160136.
164. /C. Sugimoto, etc., MA 2, 1085.
165. M. A. Tolstaya, etc. (M. А. Толстая), Met A 2, 351032; 4, 350059.
166. R. I. Lob singer, etc., JIMMA 26, 405.
589

167. N. J. M. Wilkins, etc., J. Inst. Metals, 1959/60, v. 88, p. 134; 1960/61, v. 89, p. 289.
168 D. Buttinelli, etc., JIMMA 30, 676.
169. /. E. Draley, etc., JIMMA 32, 205.
170. D. G. Boxall, etc., MA 1, 1986.
771. S. Morioka, etc., Met A 1, 350777.
172. C. F. Britton, etc., JIMMA 27, 797.
173. M. H. Brown, etc., Proc. Conf. Nat. Assoc. Corros. Eng., Dallas, 1960, 10.
174. H Spindler, etc., JIMMA 29, 889; 31, 386.
175. Anon., JIMMA 30, 386.
175b. A. I. Kolpashnikov, etc. (А. И. Колпашников), Met A 3, 550848.
176. N. F. MacDonald, etc., JIMMA 22, 875.
177. E. M. Modi — Onitsch., JIMMA 30, 381.
178. R. Weber, etc., JIMMA 29. 986.
179. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин), MA 1, 1786.
179b. H. Kellerer, etc., Met A 6, 140261.
179c. L. S. Palatnik, etc. (Л. С. Палатник), Met A 6, 312649.
180. Y. P. Ramadin, etc. (Ю. П. Ромадин), MA 1, 892.
181. L. N. Burminskaya, etc. (Л. Н. Бурминская), MA 2, 1579.
182. P. belong, etc., JIMMA 29, 449.
183. G. Wasserman, etc., JIMMA 21, 825.
184. F. Eisenkolb, etc., JIMMA 31, 419.
185. Metal Powder Ind. Fed., JIMMA 32, 227.
186. D. Delic. MA 1, 798.
187. /. S. Benjamin, etc., MA 2, 1495.
188. Y. A. Preobrazhenskaya (Ю. А. Преображенская), JIMMA 25, 845.
189. G. Ito, etc., JIMMA 27, 105.
190. H. J. Seemann, etc., JIMMA 32, 201.
190b. H. Unkel, JIMMA 32, 629, 631.
191. /. P. Lyle, Jr., Met A 6, 540099.
192. O. W. Asbeck, etc., MA 1, 298.
193. B. D. Wakenfield, Met A 3, 540235.
194. Anon., Met A 4, 540020.
195. E. M. Daver, Met A 5, 540038.
196. F. J. Esper, etc., Met A 5, 540009.
197. K. Buchovecky, Met A 5, 540290.
198. Anon., Met A 4, 540380.
199. K. Okada, Met A 3, 520263.
200. S. Shima, etc., Met A 5, 540433.
201. E. Strobel, etc., JIMMA 31, 419.
202. Т. М. Nilsson, Met A 2, 310749.
203. G. A. Vinogradov, etc. (Г. А. Виноградов), Met A 2, 540352.
204. T. Sheppard, etc., Met A 5, 540393.
205. A. Naj, etc., Met A 5, 310782.
200. /. Deface, etc., Met A 2, 130495.
207. G. Fiorito, etc., MA 2, 1543.
208. E. J. Westerman, etc., JIMMA 28, 961.
209. G. Bonissoni, etc., MA 1, 1158.
210. A. Giarda, etc., MA 2, 489.
211. S. S. Gorelik, etc. (С. С. Горелик), MA 1, 1481.
212. V. P. Severdenko, etc. (В. П. Северденко), MA 1, 1530 2, 966.
213. D. Nobili, etc., Met A 1, 120541; 120941.
213b. N. Hansen, etc., Met A 6, 120662.
214. P. Gondi, etc., Met A 4, 120012.
215. G. Beghi, etc., Met A 4, 120473.
216. K. Langrod, US AEC Publ. NAA TDR 4270, 1959.
217. B. Boudouresque, etc., Fuel Element Fabrication: symp Intern. Atomic Energy
Agency, Cienna, 1960, v. 1, 7.
218. T. Launtzen, etc., MA 1, 274.
219. /. T. Venard, MA 2, 2069.
220. A. J. Otter, MA 2, 1010.
221. 5. A. Lund, etc., MA 2, 46.
222. P. Bonnet, etc., MA 2, 46, 1010.
223. С Albertini, etc., Met A 3, 221112.
224. D. M. Schuster, etc., Met A 2, 540037.
225 A. R. E. Singer, Met A 5, 520721.
226. A. Akeret, JIMMA 31, 419.
227. H. Holtbecker, etc., JIMMA 32, 924.
228. С Leymonie, etc., JIMMA 32, 835.
229. G. Piatti, etc., MA 1, 1543.
230. P. Aastrup, etc., Met A 2, 550471.
231. С Dumont, etc., Met A 2, 550293.
232. /. Herenguel, etc., JIMMA 23, 207.
232b. 5. Okuma, etc., Met A 6, 540213.
233. H. W. Blakeslee, Met A 5, 540319.
234. M. Stern, Iron Age, 1943, v. 152, p. 90; 1951, v. 167, № 26, p. 71.
235. Anon., Modern Metals, 1963, v. 19, № 2, p. 24.
236. Doherty, Light Metals, 1964, № 10, p. 16.
237. S. /. Berman, etc., MA 2, 2086.
238. V. A. Shelamov, etc. (В. А. Шеламов), MA 2, 1866.
239. A. V. Efremov, etc. (А. В. Ефремов), Met A 2, 540119.
590

240. А. 1. Kolpashnikov, etc. (А. И. Колпашников), Met A 2, 540118.
241. A. A. Bryukhovets, etc. (А. А. Брюховец). Met A 2, 540117.
242. V. P. Severdenko, etc. (В. П. Северденко). Met A 4, 540114; 5, 120610; 6, 540368.
243. C. I. O. Imanov, etc. (С. И. О. Иманов), Met A 5, 540330, 540519.
244. 5. /. Berman, etc., Met A 4, 540297.
Подшипниковые сплавы
В качестве подшипниковых сплавов опробовали множество составов,
при этом основная идея создания сплавов сводилась к тому, что алюминие-
алюминиевый твердый раствор представляет собой относительно мягкую матрицу с
внедренными твердыми частицами химических соединений [1—35]. Подшип-
Подшипники подобного типа имели неответственное назначение. Их успешно эксплуа-
эксплуатировали в условиях высокой скорости вращения и невысоких нагрузок с
применением смазок. Однако, если лодача смазки прекращалась, наступало
схватывание из-за повышенной склонности алюминия .к образованию соеди-
соединений и к сварке под давлением при температурах выше 327—427°С.
Единственными алюминиевыми подшипниковыми сплавами, которые
успешно применяют до настоящего времени, являются сплавы, легированные
оловом. В случае прекращения (Поступления смазки олово расплавляется,
покрывая вал тонким слоем и тем самым препятствуя контакту железа с
алюминием и, следовательно, схватыванию. Современные сплавы содержат
до 20% олова, а также медь (в целях упрочнения матрицы) и добавки
кремния, железа, никеля и (др., присутствующие в -виде твердых частиц и
уменьшающие износ i[33, 36—63].
Составы большинства промышленных сплавов имеют следующие преде-
пределы: 5—20% Sn; до 3% Си; до 3% Fe; до 2% Ni; до i% Mg; до 3% Si;
до 1,5% Мп; до 2% РЬ. Сплавы, содержащие до 40% Sn, могут быть при-
приготовлены методом порошковой металлургии i[i64, 65].
Подшипниковые сплавы используют в литом и в деформированном со-
состояниях. При медленном охлаждении эвтектика Al—Sn образует непрерыв-
непрерывную сетку по межзеренным границам (рис. 255), что слишком ослабляет и
охрупчивает материал и делает его непригодным для использования. При
быстром охлаждении, происходящем, например, при литье в металлическую
форму, наблюдается склонность к образованию глобулей олова, распреде-
распределенных в более или менее сплошной матрице вязкого алюминия. Наилучшие
свойства соответствуют структуре с большим количеством (дисперсных
глобулей.
Улучшить структуру можно с помощью холодной деформации и отжига,
приводящих к коагуляции и сфероидизации частиц олова. Помимо алюми-
алюминиевого твердого раствора, преобладающей является фаза олова, другие
элементы в зависимости от количества и 'Соотношения присутствуют в виде
различных соединений, большинство из которых образует смесь с фазой Sn.
Медь и магний в основном входят в твердый раствор и упрочняют матрицу;
никель, железо, кремний и марганец образуют многочисленные соединения.
Некоторые из этих соединений следующие: FeNiAl9, Fe2SiAl8, (FeMn)Al6,
(FeMnhSiaAlis, NiAls, FeSiAl5.
Иногда могут появиться соединения CuAl2, CuMg2Al2, Mg2Si, Mg2Sn,
Cu2Mg8SieAl5, Cu2FeAl7, FeMgaSi6Al8 и Cu2Mn^Al20 в зависимости от при-
присутствующих легирующих компонентов и их соотношения.
Некоторые из свойств сплавов данной группы определяются главным
образом элементами, входящими в твердый раствор (магнием, медью), дру-
другие — оловом. Так, например, параметр решетки и удельное электросопро-
электросопротивление в основном зависят от растворенного количества меди и магния;
твердость, прочность, сопротивление усталости и сопротивление коррозии
зависят от содержания и олова, и растворимых элементов; усадка, литейные
характеристики, обрабатываемость давлением определяются количеством и
формой распределения олова. Исследовано изменение состава и структуры
сплавов в процессе эксплуатации '[66]. На рис. 256 показано влияние явле-
явления схватывания на структуру подшипника. Изучена рекристаллизация
сплавов [67].
591

Рис. 255. Сплав с 6,5% Sn; 1% Си; 1% N1; 1,5% Si; 0,4% Fe:
a — литье в песчаную форму, скелет из соединений Sn, CuAl2 (светлые) и CuFeSi. Tpa-
витель — реактив Келлера, Х250; б — литье в металлическую форму, те же самые струк-
структурные составляющие, но в форме глобулей. Травитель — реактив Келлера, Х250; в —
холодная прокатка, составляющие вытянуты в направлении прокатки. Травитель — ре-
реактив Келлера, Х500; г — холодная прокатка, отжиг при температуре выше 237°С, эв-
эвтектика А1— Sn оплавилась и коагулировала, заметны резкие двугранные углы фазы Sn
592

Рис. 256. Подшипники из сплава с 6% Sn; 2% Си; 0,5% Ni; J% Si; 0,3% Fe к-ред экс-
эксплуатацией (а) и после схватывания в процессе эксплуатации (б). Видны зона плас-
пластической деформации и задиры на поверхности. Литье в металлическую форму. Трави-
тель — реактив Келлера, ХЮО
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Е. R. Darby, JIM 47, 431.
2. В. С. McFadden, CA 28, 3038.
3. И. Steudel, JIMMA 3, 650.
4. /. /. Baron, JIMMA 5, 771.
5. С. Steiner, JIMMA 4, 599.
6. V. Biroli, JIMMA 3, 599.
7. R. Hinzmann, JIMMA 4, 417, 430.
8. E. Wader, CA 32, 93.
9. Anon., JIMMA 5, 39.
10. Anon., JIMMA 4, 417.
11. О. Е. Kestner (О. E. Кестнер), JIMMA 5, 891; 10, 363.
12. Anon., Engineering, 1939, v. 147, p. 789.
13. L. Gazezyan, JIMMA 9, 226.
14. G. Fischer, JIMMA 6, 544.
15. M. M. Krushchev (M. M. Хрущев), JIMMA 7, 200.
16. W. C. Devereaux, Met. Progress, 1940, v. 37, p. 552.
17. M. Armbruster, JIMMA 7, 233.
18. E. V. Pannell, JIMMA 7, 393.
19. W. Claus, С А 36, 6472.
20. B. D. Grozin, etc. (Б. Д. Грозин), JIMMA 11, 242.
21. A. Brink, JIMMA 10, 373.
22. T. Kawaguchi, etc., JIMMA 20, 403.
23. M. Melhuish, JIMMA 9, 115.
24. A. Buske, JIMMA 9, 62.
25. /. Teindl, CA 38, 1991.
26. A. J. Boiasonnais, Bull. Tech. Suisse Romande, 1942, v. 68. p. \A
27. Anon., JIMMA 10, 33.
28. R. Weber, CA 37, 4666.
29. E. Falz, Metallwirtschaft, 1943, Bd. 22, S. 356.
30. R. Ruedy, JIMMA 10, 373.
31. K. Marechal, Teknika, Budapest, 1943, v. 24, p. 13.
32. Deck, JIMMA 13, 194.
33. M. Goret, JIMMA 15, 613.
34. Anon., JIMMA 19, 16.
35. E. Vaders, JIMMA 23, 282.
36. E. Wetzel, JIM 28, 548.
37. F. Regelsberg, Z. Angew. Chem, 1924, 127. 235.
38. G. Mortimer, ASTM Proc, 1926, v. 26, p. 335.

39. Anon., JIMMA 6, 400.
40. N. E. Noldman, JIMMA 13, 413.
41. D. B. Wood, JIMMA 13, 446; 15, 613.
42. Anon.. JIMMA 14, 33.
43. H. Y. Hunslcker, etc., JIMMA 16, 267.
44. Anon., JIMMA 19, 641.
45. H. K. Hardy, etc., JIMMA 19, 706; 20, 462.
46. Anon., JIMMA 21, 243.
47. N. Collarl, etc., JIMMA 22, 111; 23, 627.
48. /. W. Cuthbertson, etc., JIMMA 22, 176.
49. B. Keysselitz, JIMMA 22, 1027.
50. G. L. Foubert, etc., JIMMA 25, 393.
51. V. V. Zaboleev — Zotov, etc. (В. В. Заболеев — Зотов), JIMMA 26, 563.
52. D. A. Robins, JIMMA 28, 859.
53. E. Di Rossi, etc., JIMMA 29, 621.
54. P. G. Forrester, JIMMA 37, 843.
55. /. /. Novikov, etc. (И. И. Новиков), JIMMA 31, 908.
56. /. Thenard, MA 1, 383.
57. R. S. Montgommery, MA 1, 1367.
58. K. N. Rao, MA 2, 2101.
59. G. Vasilca, etc., Met A 2, 311151.
60. Anon., Design of Sand and Permanent Mold Aluminium Casting, AFS, 1969.
61. E. L. Glasson, Met A 7, 310694.
62. A. G. Vinisktj, etc., Met A 3, 312226.
63. M. Marinescu, etc., WAA 6, 560035.
64. Anon., Met A 6, 311587.
65. С F. Dixon, etc., Met A 6, 313608.
66. Y. Oda, etc., Met A 6, 311650.
67. К. М. Rakov (К. М. Раков), СА 79, 139108.
Сплавы алюминия с тугоплавкими металлами
Еще в начальный период развития алюминиевой промышленности иссле-
исследователей привлекала идея соединения алюминия с прочными тугоплавкими
металлами типа кобальта, железа, молибдена, вольфрама с целью разработ-
разработки легких и прочных сплавов. Были изучены различные сплавы, некоторые
из них получили промышленное применение [1—24], но большинство из них
практического значения не имело. Сплавы, предложенные позднее и содер-
содержащие железо, 'никель и другие элементы, оказались более устойчивыми,
чем чистый алюминий, против коррозии в атмосфере пара и в высокотемпе-
высокотемпературной воде и поэтому нашли некоторое применение в качестве материала
оболочек контейнеров с ядерным горючим [25—30].
Открытие закалки из жидкого состояния, позволившей растворять до-
дополнительное количество тугоплавких элементов против равновесной кон-
концентрации [31], стимулировало развитие рассматриваемых сплавов. В связи
с совершенствованием данной технологии можно также ожидать расширения
использования этих сплавов, особенно в отраслях, где основное значение
имеют показатели сопротивления ползучести. Составы сплавов не стабили-
стабилизированы; кроме ряда промышленных композиций, имеется огромное коли-
честзо экспериментальных сплавов. В более или менее установившиеся
составы входит железо (до 1%) или железо совместно с кобальтом и иногда
с магнием @,i —'0,2%)- Сплавы отливают методом непрерывного литья. При
правильном технологическом процессе обработки они обладают электропро-
электропроводностью, близкой к электропроводности чистого алюминия, но имеют более
высокую прочность и сопротивление ползучести [32—43]. Предложено вво-
вводить в сплавы ферроцерий или церий [44, 45]. Изучено прессование порош-
порошков и гранул ([45Ь].
Если железо является единственной добавкой, то в процессе быстрого
охлаждения образуется соединение FeAl6 в виде двойной эвтектики
(рис. 257), которая в процессе обработки давлением и отжига превращается
в тонкодисперсные частицы FeAb- В присутствии марганца образуется сое-
соединение (FeMn)Al6; при наличии кобальта железо в основном растворяется
в соединении Со2А19; с никелем железо образует соединение FeNiAl9, а с
кремнием Fe2SiAl8. Если кремний присутствует как примесь алюминия, то
основное его количество входит в твердый раствор, а небольшая часть
расходуется на образование соединения Fe2SiAl8 или (FeMnKSiAli5. Во всех
.594

случаях эти составляющие находятся в
тонкодисперсном виде. Исследуются так-
также другие сплавы, содержащие хром,
марганец, цирконий молибден и другие
элементы (раздельно либо вместе), но
имеются данные, что свойства определя-
определяют главным образом скоростью охлажде-
охлаждения, а не составом [46—63]-. Об изучении
добавок редкоземельных элементов сооб-
сообщается в работе [63Ь].
Рассматриваемые сплавы в литом со-
состоянии — твердые и довольно хрупкие с
относительно высокой прочностью и низ-
низкой пластичностью [64—73]. Гомогениза-
Гомогенизация, вызывающая распад твердого рас-
раствора, может до некоторой степени повы-
повысить пластичность при потере прочности.
Однако, если не проиходит сильной коа-
коагуляции выделений, значения прочности
и предела ползучести, в основном обус-
обусловленные дисперсионным твердением,
сохраняются. В деформированном состоя-
состоянии удельное электросопротивление дан-
данных сплавов на 10—15% выше, чем у
алюминия технической чистоты, предназ-
предназначенного для проводов, а прочность же-
железо- и кобальтсодержащих сплавов и
алюминия примерно одинакова. При вве-
введении магния (<0,25%) наблюдает-
наблюдается прирост прочности на —10%. Сопротивление ползучести
только в случае быстрого охлаждения [32—44, 65].
В работах [74—83] содержится подробная информация о превращениях
в процессе отжига, а также о анаграммах состояния.
Рис. 257. Сплав с 1% Fe; 0,7% SI. Быст-
Быстро охлажденная отливка. Тонкое стро-
строение FeAle и Fe2SiAl8. Травитель с HF,
Х500
повышается
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
.:. Н. Schirmeister, JIM 6, 334; 11, 299.
2. R. Grimshaw, С А 7, 1159.
3. A. Neuburger, CA 8, 3003.
4. A. A. Read, etc., J. Inst. Metals, 1915, v. 13, p. 100.
5. Anon., JIM 31, 515.
6. T. Harada, JIM 36, 431; 38, 408; 41. 411.
7. Anon., JIM, 35, 728, 731.
8. F. T. Sisco, etc., JIM 35, 534.
9. Anon., JIM 39, 482.
10. S. Daniels, JIM 37, 449.
11. M. Goto, etc., JIM 48, 446.
12. Anon., JIM 40, 654, 655; 41, 439; 42, 599; 44, 637.
13. Anon., JIM 47, 479; 50, 223, 294, 471, 660.
14. Harden, JIM 53, 69.
15. Bosshard, JIM 53, 77.
16. H. Bohner, JIM 53, 694.
17. Anon., JIMMA 6, 28.
18. N. S. Banas, JIMMA 11, 270.
!9. E. Vadess, JIMMA 9, 88.
;?• ?'¦ $' ^!}d[ee<ofkl> etc., (H. А. Андриевский), JIMMA 8, 285- 13 194
21. Z. L. Mints, etc., C. Л. Минц), JIMMA 12, 77.
22. G. Wassermann, etc., С А 38 6251
23. С English, JIMMA 16, 539. '
24. M. Nakamura, etc , JIMM4 24 147
25. V. L. Davies, JIMMA 28, 123 '
26. M. Leoni, JIMMA 30, 650.
27. W. R. Martin, etc., JIMMA 31, 265.
28. M. van Lancker, JIMMA 32, 147.
29. /. T. Houston, etc., Met A 2, 140390
30. P. belong, etc., Met A 5, 351198
31. G. Falkenhagen, etc., JIMMA 21, 531
32. K. Strand, etc., JIMMA 32 673
59rT

33. /. Coupry, etc., Met A, 1, 120532.
34. K. Nakajama, etc., Met A 4, 610217.
35. G. E. Lenaeus, etc., Met A 4, 310597; 5, 332000.
36. G. L. Herbert, etc., Met A 4, 330126.
37. F. R. Collins, etc., Met A 4, 330449.
38. H. C. Chia, etc., Met A 5, 310319, 610141, 630049; 6, 310990.
39. H. Ahlborn, etc., Met A 5, 110517.
40. С R. Barret, etc., Met A 6, 310036.
41. Y. A. Tsenter, etc., Met A 5. 332000.
42. H. Witzig, Met A 6, 610057.
42b. N. Nagashima, etc., CA 79, 95839g.
42c. R. Attermo, Met A 7, 220115.
42d. R. R. Westeriund, etc., WAA 7, 560002, 610185.
42e. W. Bronwall, etc., WAA7, 840 005.
42f. N. T. Bond, etc., WAA 7, 840014.
43. P. Hoffmann, Met A 6, 610224.
44. P. S. Venkatesan, etc., Met A 5, 520910.
45. Y. M. Krupotkin (Ю. М. Крупоткин), Met A 5, 332012.
45b. P. J. M. Chare, etc., Met A 6, 540521.
46. K. L. Dreyer, etc., JIMMA 17, 253.
47. W. Hofmann, JIMMA 18, 360.
48. /. Obinata, etc., JIMMA 23, 1082.
49. /. Bletry, Met A 3, 121324.
50. N. I. Varich, etc., (H. И. Варич), JIMMA 31, 407; 32, 149; MA 2, 1513.
51. L. M. Burov (Л. М. Бурое), MA 1, 161; Met A 1, 110470; 4, 120061.
52. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин), Met A 1, 540129; 3, 120238, 120937.
53. R. R. Malinovsky (P. P. Малиновский), MA 1, 1125; Met А Ц. 510264, 520752.
54. G. Beghi, etc., Met A 1, 460076; 3, 620137.
55. A. Tonejc, etc., Met A 2, 110375, 121325.
56. /. 5. Miroshnichenko, etc., (И. С. Мирошниченко), Met A 2, 110647; 3, 320517.
57. N. I. Varich, etc., (H. И. Варич), Met A 2, 1200661; 3, 110076, 110494; 110741; 4, 320I13.
58. A. F. Polesya, etc., Met A 2, 110632; 3, 110443; 4, 110318.
59. R. Ichikawa, etc., Met A 3, 150879; 4, 110291, 140164; 5, 110821, 140112.
60. R. D. Vengrenovich, etc., Met A 3, 110502; 4, 110022, 110096.
61. M. H. Burden, etc., Met A 4, 120994.
62. A. Fontaine, etc.. Met A 4, 140074, 311417.
63. H. J. Seemann, Met A 5, 120149.
63b. K. Nakajima, etc., WAA 6, 620056.
64. H. Buckle, JIMMA 21, 517.
65. P. Esslinger, MA 2, 649. 670.
€6. M. Moss, etc., Met A 1, 140219; 2, 140370.
67. /. K. Varivoda, etc., Met A 1, 110436.
68. A. Nagata, etc., Met A 3, 120275: 4, 121159.
69. A. A. Bryuhovets, etc., (А. А. Брюховец), Met A 3, 540142.
70. V. P. Ermakov, etc., (В. П. Ермаков), Met A 4, 311906.
71. R. T.Pepper, etc., Met A 4, 620118.
72. G. Thursfield, etc., Met A 4, 311415.
73. D. Rocak, etc., Met A 4, 311416.
74. L. M. Burov, etc., (Л. М. Буров), JIMMA 31, 494; MA 1; 1509.
75. H. Jones, Met A 3, 140113; 4, 120594.
76. D. Kunstelj, etc., Met A 3, 121116, 140393.
77. L. F. Kolomoitseva, etc., (Л. Ф. Коломейцева), Met A 3, 140135.
78. K. Holm, etc., Met A. 4, 120195.
79. D. Oelschlaget, etc., Met A 4, 110596.
80. /. Kozubowski, Met A 4, 110901.
81. E. Babic, etc., Met A 4, 110502.
82. Af. H. Jacob, etc., Met A 4, 120995.
83. A. Tonejc, etc., Met A 4, 110471, 120996.
Сплавы, используемые в качестве анодной защиты
Некоторые алюминиевые сплавы применяют в качестве расходуемых
анодов при гальванической защите других металлов от коррозионной среды.
Так как покрытие должно корродировать, защищая сердцевину, главное тре-
требование к нему заключается в том, чтобы его окисная пленка имела низкое
удельное электросопротивление. Это позволяет полнее использовать преиму-
преимущества высокого электродного потенциала алюминия. Для выполнения ука-
указанного требования в алюминий вводят трудноокисляемые элементы, среди
которых наиболее эффективны серебро, ртуть и олово. Эти добавки сдвига-
сдвигают потенциал ялюминия ниже —1 В [(—0,8L-(+0,85) В для алюминия] и
самое главное приводят к более интенсивному и устойчивому прохождению
тока. Достаточны небольшие количества легирующих элементов: 0,05% Hg
(с Zn или без него) и 0,10—0,15% Sn. Таким образом, в роли протекторных
анодов успешно используют сплавы, содержащие малые присадки ртути или
596

олова (раздельно или вместе) [5—8]. Иногда вводят медь, кремний и другие
элементы, они могут также присутствовать в исходном низкосортном алюми-
алюминии. Часто добавляют цинк, иногда совместно с магнием, так как он увели-
увеличивает потенциал алюминия и способствует постоянному прохождению тока
[8Ь].
Хотя эффективность от легирующих добавок максимальна в случае ис-
использования высокочистого алюминия (99,99%) [9], различие между высоко-
высокосортным (99,7%) и второсортным (98—99%) техническим алюминием незна-
незначительное.
Структура сплавов данного типа простая: наблюдаются железо-кремни-
железо-кремнистые соединения наряду с фазами, содержащими медь, никель, марганец и
другие элементы. Олово и ртуть частично входят в твердый раствор; осталь-
остальные их количества присутствуют в виде небольших глобулей по границам
зер^н. Ввиду того что наилучшие результаты достигаются при равномерном
распределении легирующих добавок в дисперсном виде, важное значение
приобретает технология литья и гомогенизации.
Публикации, 1касающиеся свойств сплавов данной группы, ограниченны,
за исключением данных об измерении потенциала и тока в месте контакта с
защищаемым металлом ,[Л—3, 5, 9—,17].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. /. Kahlberg, etc., JIM 25, 466, 467.
2. A. Smits, etc., JIM 33, 296, 464; 34, 341.
3. A. Quartaroli, etc., JIMMA 5, 105, 108, 116, 158, 803; 6, 104.
4. С. М. Grandstaff, etc., Met A 4, 351232.
5. D. S. Keir, etc., Met A 3, 340222.
6. C. F. Schreiber, etc., MA 2, 1830.
7. T. J. Lennox, etc., Met A 3, 350981.
8. /. R. Scott, etc., Met A 3, 350975.
8b. E. A. Lublinsky, Met A 6, 340972, 351382.
9. R. C. Plumb, etc., JIMMA 24, 386.
10. /. F. McClendon, CA 9, 1866.
11. /. Czochralski, etc., JIMMA 3, 307.
12. H. Ichinose, etc., Met A 3, 310610.
13. A. I. Kovalenko (А. И. Коваленко), Met A 5, 351371.
14. E. Sato, etc., Met A 6, 340463, 340464, 340465, 351369.
15. T. L. Ramachar, etc., Met A 6, 350453.
16. K. I. Vasu, Met A 6, 340701.
17. T. Tamura, etc., Met A 7, 350272.
Композиционные материалы
Композицонные материалы представляют интерес для определенных об-
областей техники, несмотря на присущую этим материалам анизотропию
свойств.
Созданы два главных вида композиционных материалов на алюминие-
алюминиевой основе: ,1) материалы эвтектического типа, в которых с помощью на-
направленной кристаллизации достигнута правильная ориентировка двух
эвтектических фаз: 2) материалы, изготовленные литьем или спеканием алю-
алюминия с волокнами.
Наиболее перспективна эвтектика А1—iNiAl3 (см. систему А1—Ni). Широ-
Широко исследована эвтектика СиА12—А1, но волокна СиА12 при отжиге склонны
к разрушению и сфероидизации, что снижает их эффективность Изучены
также эвтектики А1—Со и А1—Be, однако количество упрочняющей фазы в
них слишком мало, чтобы обеспечить свойства, оправдывающие стоимость
материала.
Что касается второго вида композиционных материалов, то опробовали
множество типов волокон: бора, карбида бора, бериллия, графита, окиси
алюминия, стали, кварца, карбида кремния, вольфрама [1—86]. Ряд мате-
материалов представляет собой многослойную композицию алюминия с кадмием
и оловом, так как прочность зависит в большей степени от дисперсности
составляющих, а не от их природы. На рис. 258 показана структура компо-
композиционного материала с волокнами бора.
597

Рис. 258. Волокна бора в матрице иэ
сплава с 0,5% Mg; 0,1% Si; 0,3% Fe.
Травитель — реактив Келлера, Х200
(по данным Л. Дж. Эберта, Case Wes-
Western Reserve Iniv., Кливленд)
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Н. A. Sailer, etc., JIMMA 22, 641.
2. Т. J. Koppenael, etc., JIMMA 30, 582.
3. D. Cratchley, etc., JIMMA 32, 531.
4. A. A. Baker, MA 2, 634, 1686.
5. B. G. Childs, MA 2, 795.
6. /. E. Forsyth, MA 2, 634.
7. R. К Hart, MA 2, 1686.
8. /. Miura, etc., MA 2, 1685; 1686, 1914.
9. /. G. Morley, MA 1, 1991; 2, 634.
10. R. R. Palmisano, etc., MA 2, 634.
11. E. F. Abrams, etc., Met A 2, 620073.
!?• ^ H' Burminskaya, etc. G7. Я. Бурминекая и др.), Met A 1, 310689
13. A. L. Cunninghcm, etc., Met A 2, 620072.
14. R. J. Hill, etc., Met A 2, 620075.
15. A. E. Standage, etc., MA 2, 2009.
16. W. F. Stuhrke, Met A 2, 620074.
17. ?. V. Sumner, Met A 2, 620076.
18. A'. C. Athony, etc., Met A 2, 620011.
19. A. A. Baker, Met A 1, 620128.
20. G. Beg/if, etc., Met A 1, 460076; 3, 310116, 620137
21. P. W. Jackson, etc., Met A 1, 540200; 6 311913
22. N. R. Adsit, etc., Met A 3, 620106.
23. G. Blankenburgs, Met A 3, 620124; 6, 620041.
24. /. F. Dolowy, Jr., Met A 3, 620029.
25. M. 5. Hersh, etc., Met A 3, 620012; 6, 620012
26. /. W. Goodman, etc., Met A 3, 620112
27. M. J. H or don, etc.. Met A 3, 620028.
28. R. С Jones, Met A 3, 620114.
29. M. R. Piggott, etc., Met A 2, 160261.
30. D. M. Schuster, etc., Met A 2, 620155.
31. /. E. Sheehan, etc., Met A 3, 620009.
32. H. Shimizu, etc., Met A 3, 620107.
33. /. E. Restall, etc., Met A 4, 620015.
34. /. P. Trottier. etc., Met A 4, 120686, 121383.
35. Anon., Met A 5, 620010.
36. /. M. Evans, etc., Met A 5, 350109.
37. R. T. Pepper, etc., Met A 5, 620150.
38. R. С Rossi, etc., Met A 4, 620150
39. M. D. Weisinger, Met A 5, 530035.
40. A. I. Kolpashnikov, etc. (А. И. Колпашников и др.), Met A 5, 311132
41. E. D. Lamotte, etc., Met A 5, 620135. ' <"'
4Д Кл аг- /jeWr°'ueiCt 1Ле!лА 5' 620151; 6' 313071' 620025' 620031- 620035
43. A. N. Shurshakov, etc. (A. H. Шуршаков и др.), Met A 5, 350850.
598

44. /. H. Steele, Jr., etc., Met A 5, 620145; 6, 620203.
45. /. S. Thornton, etc., Met A 5, 311664.
46. M. D. Weisinger, etc., Met A 5, 620148.
47. V. S. Kopan, etc., Met A 3, 311577; 5, 310871.
43. A. A. Baker, etc., Met A 6, 620029, 620111.
49. E. P. Brown, etc., Met A 6, 620013.
50. B. R. Butcher, Met A 6, 620030.
51. R. H. Ericksen, Met A 6, 311830.
52. D. I. Gotland, etc., Met A 6, 620005.
53. H. W. Herring, etc., Met A 6, 620117.
54. /. R. Kennedy, Met A 6, 551025.
55. H. Lets, Met A 6, 550895.
56. Т. H. Lin, etc., Met A 6, 620026.
57. M. F. Miller, etc., Met A 6, 620115.
58. E. J. Ruzauskas, etc., Met A 6, 620027.
59. /. /. Toth, etc., Met A 6, 620024, 620067.
60. A. Varschavsky, Met A 6, 620051.
61. E. M. Breinan, etc., Met A 6, 620126.
62. D. ЛГ. Karpinos, etc.. Met A 6, 620144, 620241.
63. V. P. Severdenko, etc. (В. П. Северденко и др.), Met A 6, 620145.
64. В. Harris, Met A 6. 620165.
65. R. H. Ericksen, Met A 6, 620172.
66. A. A. Baker, etc.. Met A 6, 620174.
67. P. W. Heitman, etc., Met A 6, 620175.
68. A. M. Blinkin, etc. (A. M. Блинкин и др.), Met A 6, 620186.
69. К. Yamaji, Met A 6, 610294.
70. D. R. Sutliff, etc., Met A 6, 620189.
71. W. D. Brentall, etc., Met A 6, 620197.
T2. K. G. Kreider, etc., Met A 6, 620199, 620200.
'3. E. Anderson, etc., Met A 6, 620201.
H. W. R. Hoover, etc., Met A 6, 620202.
75. K. D. Shimmin, etc., Met A 6, 620204.
76. S. Janes, etc., Met A 6, G20213.
77. M. Aloritc, etc., Met A 6, 620214.
7S. /. Miura, etc . Met А ъ. 620216.
79. 5. Т. Mileiko, et ^ Met A 6, 620218.
30. /. R. Hancock, CA 79, 56971r.
81. M. A. Weight, etc., Met A 6, 620231.
82. O. A. Bannykh, etc.. Met A 6, 620242.
S3. V. N. Golovin, etc. (В. Н. Головин и др.), Met A 6, 620247.
84. В. R. Noton, Met A 7, 720020.
35. /?. R. Clary, etc., Met A 7, 310236.
36. /. p. Romain, etc., Met A 7, 310334, 620030.
599

ПРИЛОЖЕНИЕ 1
СОКРАЩЕНИЯ, ПРИНЯТЫЕ В СПИСКАХ ЛИТЕРАТУРЫ1
Elliott. 1965
Hanemann, 1952
11 arisen, 1958
Mondolfo, 1943
Pearson 1
Pearson 2
Sfcimfc 1969
CA
CZ
JIM
JIMMA
JSCI
LMJ
MA
Met A
WAA
— R. P. Elliott, Constitution of Binary Alloys, First Supplement.
McGraw-Hill, New York, 1969 (P. П. Эллиот. Структура
двойных сплавов. М., «Металлургия», 1970)
— Н. Hanemann and Л. Schrader, Ternare Legierungen des
Aluminiums, Verlag Stahleisen m. b. H.. Dusse'ldorf. 1952.
— M. Hansen and K. Anderko. Constitution of Binary Alloys.
McGraw-Hill, New York, 1958 (M. Хансен, /(. Андерко.
Структуры двойных сплавов. М., Металлургиздат, 1962*
— L. F. Mondolfo, Metallography of Alluminum Alloys, Wiley.
New York, 1943
— W. B. Pearson, A Handbook of Lattice Spacings and Struk-
ture of Metals and Alloys, vol. 1, Pergamon Press, London,
IQCfi
— W. B. Pearson, A Handbook of Lattice Spacings and Struk-
ture of Metals and Alloys, vol. 2, Pergamon Press, London,
1 Q?7
1УО/.
— F. A. Shank. Constitution of Binary Alloys. Second Supple-
Supplement, McGraw-Hill, New York, 1969 (Ф. А, Шанк, Струк-
Структуры двойных сплавов. М., «Металлургия», 1973)
— Chemical Abstracts [реферативный журнал, до 1962 г. из-
издавался по одному тому в год. Начиная с 1962 г. (т. 56,
57) выпускается по два тома в год]
— Chemisches Zentralblatt (реферативный журнал, до 1969 г.
издавался по одному тому в год, например в 1935 г. т. 106,
в 1962 г. т. 133)
— Journal of the Institute of Metals — выпускался с 1909 по
1 QQQ г.
1Уоо Г.
— Journal of the Institute of Metals, включающий рефератив
ный журнал Metallurgical Abstracts с 1934 по 1965 г, (при-
(причем нумерация томов журнала и реферативного журнала
не совпадает, например Journal of the Institute of Metals
v. 91—93 за 1963—1965 гг. содержит Metallurgical Abst-
Abstracts, v. 30—32)
— Journal of the Society of Chemical Industry (выпускается
по одному тому в год, например в 1935 г. т. 54, в 1950 г.
т. 69)
— Metallurgical Abstracts of the Light Metal Educational
Foundation, Inc., Osaka, Japan.
— Metalurgical Abstracts, 1966 г. (т. 1), 1967 г. (т. 2>
— Metals Abstracts — реферативный журнал Institute of Me-
Metals and Am. Soc. Metals [выпускается с 1968 г. (т. 1) и
далее по одному тому в год]
— World Aluminium Abstracts и предшествующий ему Alumi-
Aluminium Abstracts (выпускается по одному тому в год, напри-
например в 1970 г. т. 3, в 1975 г. т. 8).
1 В списках литературы приводятся сокращенные названия семи книг и девяти ре-
реферативных журналов. При этом в последних указываются фамилия первого автора
номер тома и номер реферата. В реферативном журнале ЛММА последнее число соот-
соответствует в основном номеру группы рефератов. Полные названия книг и журналов, а
также некоторые пояснения приводятся ниже. Остальные дополнения приведены в
скобках. (Прим. перев.)
600

ПРИЛОЖЕНИЕ 2
СПИСОК ДОПОЛНИТЕЛЬНОЙ ЛИТЕРАТУРЫ
В этом приложении приводятся источники, которые были найдены после
того, как рукопись была завершена. Включены все источники, появившиеся
в журналах Met A, WAA и С А до июня 1975 г. включительно, приведены
также более поздние работы из некоторых наиболее распространенных жур-
журналов.
Содержание этих источников не рассматривается в настоящей моногра-
монографии. В помощь читателю после каждой ссылки указана основная тема
работы.
А! - Ag
1. В. Н. Verbeek, etc., Met A 7, 151142 (удельная теплоемкость).
2. /. Е. Westmoreland, etc., Met A 7, 130501 (осаждение из паровой фазы).
3. К. N. Murty, etc., Met A 7, 152340 (старение).
4. R. A McKee, etc., Met A 7, 130923 (диффузия).
5. D. A. Porter, etc., Met A 7, 150992 (поверхности Ферми).
6. R. Ichikawa, Met A 7, 140459 (старение сплава, полученного при охлаждении
со сверхбольшими скоростями1).
7. A. Ismankulov, etc., Met A 7, 140180 (старение).
8. A. Danger, etc., Met A 7, 130765 (старение).
9. L. E. Drain, Met A 7, 150560 (ядерный магнитный резонанс).
10. К. М. Entwistle, Met A 8, 140010 (старение).
11. V. М. Agishev, etc. (В. М. Агичев и др.), Met A 7, 140165 (старение).
12. G. 4. Chadwick, Met A 7, 120639 (рост эвтектики).
13. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталии и др.), Met A 8, 320238 (энтропия смеси).
14. G. R. Armstrong, etc., Met A 8, 110247 (структура эвтектики).
15. Н. Yoshida, etc., WAA 8, 540017 (старение).
16. A. Cartier, etc., CA 82, 76300m (структура жидкой фазы).
17. R. Schaller, etc., CA 82, 62865п (старение).
18. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
19. M. Morinaga, etc., CA 82, 20632d (старение сплава).
20. M. L. Swanson, etc., Met A 8, 160159 (влияние облучения).
21. R. Roberge, etc., Met A 8, 110331 (старение сплава).
22. M. Ц. Fine, WAA 8, 540050 (обзор по старению).
23. R. О. Williams, etc., WAA 8, 520038 (растворимость в твердом состоянии).
AI - Аг
I. С. Blaise, etc., WAA 8, 530087 (выделение Аг).
Al — As
1. V. A. Rotenberg, etc. (В. А. Ротенберг и др.), Met A 7, 151362 (свойства
AsAl).
AI — Аи
1. М. Onishi, etc., Met A 7, 130887 (диффузия).
2. S. U. Campisano, etc., Met A 8, 120384 (интерметаллические соединения).
3. R. Sankaran, etc., Met A 7, 110807 (старение).
4. Е. К. Kovshikov, ets., (Е. К. Ковшиков и др.), СА 82, 63123f (биметалличе-
(биметаллические соединения).
5. 5. fujkawa, etc., CA 82, 6700t (растворимость в твердом состоянии).
6. D. Acker, etc., CA 82, 245799 (диффузия).
7. Е. W. /. Miller, etc., WAA 530133 (диффузия в жидком состоянии).
601

А1 —В
1. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
AI - Ba
1. G. Bruzzone, etc., Met A 8, 110258 (диаграмма состояния).
2. В. P. Burylev, etc., (Б. П. Бурилев и др.), Met A 7, 110780; WAA 8, 520011
(термодинамика).
3. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
Al — Be
1. M. A. Komarov (M. А. Комаров), Met A 7, 551302 (диффузия при сварке).
2. D. F. Hassort, etc., Met A 8, 310132 (механические свойства).
3. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
Al — Br
1. M. E. Anthoney, etc., WAA 8, 240002 (теплота образования).
Al - С
1. V. S. Kopan, etc. (В. С. Копан и др.), Met A 7, 620163 (композиционные
материалы).
2. V. N. Eremenko, etc. (В. Н. Еременко и др.), Met A 7, 152303 (образова-
(образование карбида).
3. В. С. Pai, etc., WAA 8, 540015 (сплавы Al — С).
Al — Са
1. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
2. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
Al - Cd
1. G. A. Grigorev, etc. (Г. А. Григорьев и др.), Met A 7, 311269 (коррозия
в парах Cd).
2. A. A. Baranov, etc. (А. А. Баранов), Met A 8, 560294 (рост при термоцикли-
ровании).
А1 — Се
1. У. V. Mahoney, etc., Met A 7, 320642 (теплота образования СеА13).
2.' G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
М - С1
1. P. Nolting, Met A 7, 510229 (обработка А1 расплавов).
2. R. Bauer, etc., Met A 7, 430159 (удаление Mg).
3. М. С. Mangalick, Met A 7, 510260, 8, 430096 (удаление Mg).
Al — Co
1. /. У. Dekhtyar, etc. (Я. Ю. Дехтяр и др.), Met A 7, 150865 (аннигиляция
позитронов).
602

2. G. Af. Kuznetsov, etc. (Г. Af. Кузнецов и др.), M?t A 8, 110125 (расчет лик-
ликвидуса, со.пидуса).
3. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение;.
4. R. V Patil, etc., CA 82, 89276h (диффузия).
5. К. О. Soerensen, etc., CA 82, 46848d (эффект Мёссбауэра).
6. J. В. Dunlop, etc., CA 82, 103955 (свойства соединений).
AI - Cr
1. К. Nagahama, etc., Met A 7, 140461, 8, 140077 (старение).
2. V. 1. Psarev, etc. (В. И. Псарев и др.), Met A 7, 110616 (перитектнческие
реакции).
3. E. К. Csetenyi, etc., Met A 7, 140330 (старение).
4. Af. Coldea, etc., Met A 8, 330121 (магнитные свойства СгА17).
5. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
6. 5. Matasaka, etc., CA 82, 6735h (фронт кристаллизации).
7. E. S. Filippov, etc. (E. С. Филиппов и др.), CA 82, 34104v (пернтектические
реакции).
8. /. В. Dunlop, etc., CA 82, 103955 (свойства соединений).
9. Af. Sugiyama, etc., Met A 8, 151226 (граница раздела ж. — тв.).
Al — Си
!. A. A. Baranov, etc. (А. А. Баранов), Met A 7, 320728 (тепловой рост).
2. R. Bonnet, etc., Met A 7, 120649 (ориентационное соотношение).
3. С. P. Cutler, etc., Met A 7, 312404 (сверхпластичность эвтектики).
4. /. 5. Ahearn, etc., Met A 7, 312898 (движение дислокаций).
5. Н. Bibring, Met A 7, 620125 (свойства эвтектических сплавов).
6. R. H. Bukalil, etc.. Met A 8, 140062 (старение).
7. С. Calabrese, etc., Met A 7, 140245, 140246, 312605 (деформация в про-
процессе старения, усталость).
8. /. W. Edington, etc., Met A 7, 210342 (концентрационные градиенты).
9. F. Fouquet, etc., Met A 7, 140205 (старение).
10. В. A. Danilckenko, etc. (В. А. Данильченко), Met A 7, 160280 (сегрегация
под действием облучения).
11. D. D. Double, Met A 7, 120648 (пластинчатая эвтектика).
12. P. Doig, etc., Met A 7, 351507 (коррозия под напряжением).
13. Е. L. Hall, etc., Met A 7, 130563 (закалочные дефекты).
14. V. Horalek, Met A 7, 130586 (рост дендритов).
15. М. Hirai, etc., Met A 8, 110139 (направленная кристаллизация).
16. R. Н. Hopkins, Met A 7, 120647 (структура эвтектики).
17. R. Kovacheva, etc., Met A 7, 210350 (интерметаллидные соединения).
18. G. A. Korolkov, etc. (Г. Л. Корольков и др.), Met A 7, 510576 (усадка).
19. G. Garmong, etc, Met A 7, 120651, 8, 120143, 130318, 310037 (структура
эвтектики).
20. /. Merlin, etc., Met A 7, 140425 (старение).
21. /. Mimault, etc., Met A 7, 330789 (магнитные свойства).
22. 5. Nishi, etc. Met A 7, 152026, 8, 120758, 311630 (диффузия в газообразном
состоянии).
23. В. Badon — Clecr, etc., Met A 8; 120211 (столбчатые кристаллы).
24. ,/. Le Coze, Met A 7, 140374, 8, 150427 (старение).
25. M. Sugiyama, etc., Met A 7, 121030, 121096 (направленная кристаллиза-
кристаллизация).
26. R. Sankaran, etc., Met A 7, 110807 (старение).
27. R. Af. Sharp, etc., Met A 7, 120640 (рост эвтектики).
28. /. Т. Song, etc., Met A 7, 160474 (облучение в процессе старения).
29. R. R. Rornanova, etc. (P. P. Романова и др.), Met A 8, 140078 (TMO).
30. T. V. Rajan, etc., Met A 7, 313060 (предел текучести).
31. D. Proulx, etc., Met A 7, 311702 (ползучесть эвтектического сплава).
603

32. A. Pattnaik, etc., Met A 7, 311411 (свойства эвтектического сплава).
33. M. P. de Campos Filho, etc., Met A 7, 120395 (сегрегация).
34. Т. Takahashi, etc., Met A 8, 140100 (старение).
35. A. A. Tavassoli, Met A 8, 140088 (старение).
36. Y. M. Vainblat, etc. (Ю. М. Вайнблат и др.), Met A 8, 110126 (термическая
обработка).
37. К. Tsumuraya, etc., Met A 7, 140462 (старение).
38. G. Thomas, Met A 7, 130658 (неравновесные структуры).
39. A. M. Zahra, etc., WAA 8. 540021 (старение).
40. Y. S. Veselyansky, etc. (Ю. С. Веселянский и др.), Met A 7, 121088 (раз-
(разрушение эвтектики).
41. К. Welpmann, etc., Met A 8, 560226 (TMO).
42. K. Yasue, etc., Met A 8, 320393 (вязкость).
43. 5. P. Agrawal, etc., Met A 8, 210160 (электронная микроскопия).
44. A. D. Banchik, etc., Met A 8, 140112 (структура эвтектики).
45. G. A. Chadwick, Met A 7, 120639 (рост эвтектики).
46. L. E. Drain, Met A 7, 150560 (ядерный магнитный резонанс).
47. V. S. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский и др.), Met A 8, 120006 (дис-
(дислокации в дендритах).
48. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
49. G. Zambelli, etc., CA 82, 34159s (разрушение).
50. 5. Budorov, etc., WAA 8, 530027 (кристаллизация эвтектики).
51. К. Ando, etc., Met A 8, 130345 (старение).
52. К. К. Kapur, etc., CA 82, 63067r (образование Э'-фазы).
53. К. Р. Young, etc., Met A 8, 120461 (междендритные пространства)
54. H. Yoshida, etc., WAA 8, 540017 (старение).
55. 5. К. Kang, etc., Met A 8, 120485; WAA 8, 540051 (старение).
56. H. C. Burghard, Jr., CA 82, 34187z (разрушение).
57. Y. G. Golder, WAA 8, 530091 (дендритная сегрегация).
58. В. N. Bhat, WAA 8, 530102 (тепловая сегрегация).
59. A. A. Romanov, etc. (A. A. Poчанов и др.), WAA 8, 5301Э4 (неравновесная
кристаллизация).
60. /. P. Riquet, etc., CA 82, 76309w (рост дендритов).
61. H. D. Dannoehl, etc., С А 82, 48280m (теплота растворения).
62. D. Acker, CA 82, 24579q (диффузия).
63. С. Stein, CA82, 10191 lw (старение).
64. A. Krawitz, etc., WAA 8, 530156 (старение).
65. В. Cantor, etc., Met A 8, 120510, 130418 (рост эвтектики, свойства).
66. P. Guyot, etc., Met A 8, 140159 (старение).
67. /. Perakis, etc., Met A 8, 150994 (термодинамические свойства).
68. H. A. Davies, etc., Met A 8, 210220 (охлаждение со сверхбольшими скоро-
скоростями).
69. G. Rai, etc., Met A 8, 311066 (сверхпластичность).
70. G. K. Straub, etc., Met A 8, 151159 (старение).
71. M. E. Fine, WAA 8, 540050 (старение).
72. W. F. Hosford, etc., WAA 8, 540047 (старение).
73 A. Fremit, etc., CA 82, 159448 (деформация CuAl2).
74.' V. B. Livshit, etc., WAA 8, 530114 (старение).
75. ,4. Roosz, etc., WAA 8, 530118 (скорость плавления).
76. M. G. Scott, WAA 8, 530130 (охлаждение со сверхбольшими скоростями).
77. Е. W. J. Miller, etc., WAA 8, 530133 (кристаллизация).
78. К. М. Entwistle, etc., WAA 8, 540039 (обзор по старению).
79. R. D. Schmidt—Whiteley, WAA 8, 610264 (сверхпластичность эвтектики).
80. G. Bauer, etc., WAA 8, 530168 (искажение решетки).
81. R. Seguin, etc., WAA 8, 530169 (параметр решетки).
82. У. Р. Simon, etc., WAA 8, 540060 (старение).
83. M. Dupeux, etc., WAA 8, 610339 (свойства эвтектических сплавов).
84. К. Hashiura, etc., WAA 8, 620072 (удельная теплоемкость).
604

85. M. W. A. Bright, etc., ASME Tr., 1975, v. 97, p. 1 (свойства эвтектических
сплавов).
86. S. J. Sanderson, Phil. Mag., 1975, v. 31, p. 757 (старение).
87. M. Kanno, etc., Met A 8, 140232 (старение).
Al - Er
1. /. F. Siebert, etc., Met A 8, 150305 (атомная структура).
2. G. Will etc., Met A 7, 331746 (магнитные свойства ЕгА13).
Al — Fe
1. N. A. Trung, etc., Met A 7, 110619 (кристаллизация).
2. 5. Masuyama, etc., Met A 7, 340683 (интерметаллидные соединения).
3. L. N. Larikov, etc. (Л. Н. Лариков и др.), Met A 7, 560159 (биметаллы).
4. /. Y. Dekhtyar, etc. (#. Ю. Дехтяр и др.), Met A 7, 150865 (аннигиляция
позитронов).
5. 5. Nasu, etc., Met A 7, 151227 (эффект Мёссбауэра).
6. С. М. L. Adam, etc., Met A 7, 620143 (однонаправленная кристаллизация).
7. R. В. Diegle, Met A 7, 120723 (емкостное сопротивление).
8. L. N. Sergeev (Л. Н. Сергеев), Met A 8, 120232 (структура эвтектики).
9. 5. Nishi, etc., Met A 8, 120448; 311021 (структура и свойства эвтектики).
10. R. Kovacheva, etc., Met A 7, 210350 (интерметаллидные соединения).
11. M. H. Jacobs, etc., Met A 8, 120586 (структура, образуемая при охлажде-
охлаждении со сверхбольшими скоростями).
12. A. Fontaine, etc., WAA 8, 530094 (структура, образуемая при охлаждении
со сверхбольшими скоростями).
13. 5. Masataka, etc., CA 82, 6735h (фронт кристаллизации).
14. G. Thursfield, etc., Met A 8, 311168 (свойства сплава, охлажденного со
сверхбольшими скоростями).
15. Н. D. Dannoehi, CA 82, 48280т (теплота растворения).
16. Y. Murakami, etc., Met A 7, 210321 (FeAl3 в сравнении с FeAl6).
17. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
ликвидуса).
18. R. К. Vassel, etc., Met A 8, 150998 (свойства)
19. С. A. P. Horton, WAA 8, 530148 (ползучесть).
20. Y. Murakami, WAA 8, 530163 (эффект Мёссбауэра).
21. /. Miki, etc., WAA 8, 530186 (соединение, образующееся при быстрой кри-
кристаллизации).
22. Н. Kosuge, WAA 8, 530189 (соединение, образующееся при быстрой кри-
кристаллизации).
23. С. McL Adam, etc., WAA 8, 530192 (ориентировка эвтектики).
24. М. Kato, etc., WAA 8, 710074 (питтинговая коррозия).
25. О. Collet, etc., Mater. Sci Engng, 1975, 19, 277 (пленки, полученные в ре-
результате испарения)
26. A. Fontaine, etc., Phil. Mag., 1975, v. 31, p. 839 (старение).
27. R. Mishima, etc., Met A 8, 140233, 140234 (старение сплава, полученного
путем охлаждения со сверхбольшими скоростями).
28. М. Sugiyama, etc., Met A 8, 151226 (поверхность раздела та. — ж.)
Al - Ga
1. F. Sommer, WAA 8, 51005 (термодинамика).
2. Е. Е. Glikman, etc., Met A 7, 311058 (сегрегация).
3. 5. К. Marya, etc., Met A 7, 130348 (диффузия).
4. /. М. Gutierrez, etc., Met A 7, 130682 (диффузия).
5. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 8, 320238 (энтропия смеси).
6. G. A. Grigorev, etc. (Г. А. Григорьев и др.), Met A 7, 311269 (пары Ga).
7. L. E. Drain, Met A 7, 150560 (ядерный магнитный резонанс).
8. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
605

9. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
10. L. 1. Cofenshefer, etc., Met A 8, 311284 (свойства).
11. Т. Л. Auten, etc., WAA 8, 610269 (ползучесть).
12. С Papastaikoudis, etc., WAA 8, 630035 (электросопротивление).
Al — Gd
I. J. F. Cannon, etc., J. Less Comm. Metals, 1975, v. 40, p. 313 (структура
GdAl3).
Al — Ge
1. Kishore, etc., Met A 7, 130985 (старение^.
2. /. В. Clark, etc., Met A 7, 110399 (влияние давления на образование эв-
эвтектики).
3. С. С. Tsue, etc., Met A 7, 331956 (сверхпроводимость).
4. М. G. Scott, WAA 8, 520014 (метастабильные фазы).
5. R. I. Kuznetsova, etc. (Р. И. Кузнецова и др.), Met A 7, 110777 (старение).
6. L. Е. Drain, Met A 7, 150560 (ядерный магнитный резонанс).
7. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
8. К. Kobayashi, etc., WAA 8, 530120 (зародышеобразование).
9. Н. Kahkonen, etc., WAA 8, 540062 (старение).
10. J. О. McCaldin, Met A 8, 340400 (реакции на границе раздела).
Al - Н
1. Dow Chemical Co., WAA 8, 250001 (структура гидрида).
2. L. A. Andreev, etc. (Л. А. Андреев и др.), Met A 8, 340159 (диффузия водо-
водорода).
3. L. С. Blayden, etc., Met A 7, 430153 (поглощение водорода смесью А^Оз).
4. D. F. Cernega, etc., Met A 7, 430176 (поглощение водорода смесью А12О3).
5. A. A. Baranov, etc. (А. А. Баранов и др.), Met A 7, 560218 (рост при
термоциклировании).
6. G. Bohm, Met A 7, 430247 (непрерывная дегазация).
7. R M. Gabidullin, etc. (P. M. Габидуллин и др.), Met A 7, 151077 (выде-
(выделение водорода).
8. W. Eichenauer, etc., WAA 8, 530004 (диффузия в жидком состоянии).
9. О. P. Mikulyak, etc. (О. П. Микуляк и др.), Met A 7, 430311 (обработка
расплавов флюсами).
10. /. V. Shvetsov, etc. (Я. В. Швецов и др.), Met A 7, 430147 (обработка
расплавов флюсами).
II. А, В. Shalkevich, etc. (А. В. Шалкевич и др.), Met A 7, 340074 (диффузия
в твердом состоянии).
12. Я. Thier, Met A 7, 551017 (пористость при сварке).
13. R. A. Woods, Met A 7, 550923 (пористость при сварке).
14. P. D. Hess, Met A 7, 430207 (растворимость водорода).
15. М. V. Sharov, etc. (Af. В. Шаров и др.), СА 82, 89302р (поглощение Н
окисью А12О3).
16. Е. Hirosawa, Sumitomo Light Met. Tech. Rep., 1974, v. 15, № 4, p. 70
(вакуумная дегазация).
Al - He
1. /. R. Cost, etc., WAA 8, 530052 (выделение Не).
2. R .?>. Brown, CA 82, 89248a (образование Не в процессе излучения).
3. К Y. Chen, etc., Met A 8, 13408 (выделение Не).
606

4. /. M. Harris, etc., CA 82, 163403 (выделение Не).
5. H. Shiraishi, etc., J. Jap. Inst. Met., 1975, v. 39, p. 233 (выделение пузырь-
пузырьков He).
Al - Hg
1. G. Jangg, etc., Met A 7, 110264 (растворимость в твердом состоянии).
Al — I
1. M. E. Anthoney, etc., WA 8, 240002 (теплота образования).
Al - In
1. A. E. С Peres, etc., Met A 7, 110622 (расчет диаграммы состояния, термо-
термодинамика).
2. /. Е. Epperson, etc., Met A 7, 130786 (дефекты решетки).
3. J. E. Titova, etc. (И. Е. Титова и др.), Met A 8, 340299 (коррозия).
4. F. Sommer, WAA 8, 510005 (термодинамика).
5. 5. Zamirca, etc., WAA 8, 520027 (структура расплава).
6. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
Al - Li
1. К. F. Tebbe, etc., Met A 7, 120685 (LisAl2).
2. 5. P. Yatsenko, etc. (С. П. Яценко и др.), Met A 8, 150630 (термодинамика).
3. E. E. Glikman, etc. (E. E. Гликман и др.), Met A 7, 311058 (сегрегация).
4. D. В. Williams, etc., WAA 8, 550019 (электронная структура).
5. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
Al — Lu
I. J. F. Cannon, etc., J. Less Comm. Met., 1975, v. 40, p. 313 (структура LuAh).
Al — Mg
1. V. S. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский и др.), Met A 8, 120006 (дис-
(дислокация в дендритах).
2. С. А. В. Coutinho, etc., Met A 8, 610043 (ползучесть).
3. ,4. Cartier, etc., Met A 7, 151288 (структура расплава).
4. H. J. G. Carvalhinhos, Met A 7, 310841 ^деформация).
5. /С. Kucharova, etc., Met A 7, 311954 (ползучесть).
6. G. Thomas, Met A 7, 130658 (неравновесные структуры).
7. A. Orlova, etc. (А. Орлова и др.), Met A 8, 310219 (ползучесть).
8. 5. /. Rothman, etc., Met A 7, 130941 (диффузия).
9. H. Oikawa, etc., Met A 7, 311684 (ползучесть).
10. U. Maier, etc., Met A 7, 320696 (скорость звука).
II. Т. Takahaski, etc., Met A 7, 120804 (текстура прокатки).
12. P. Leonard, Met A 7, 331768 (электронная структура).
13. В. L. Padma, Met A 7, 140419 (старение).
14. M. Roth, etc., Met A 7, 130861 (старение)
15. M. J. Decerf, etc., Met A 7, 311701, 8, 140023 (деформация)-
16. P. Doig, etc., Met A 7, 351507 (коррозия под напряжением).
17. /. W. Edington, etc., Met A 7, 210342 (градиенты концентрации).
18. Y. M. Vainblat, etc. (Ю. М. Вайнблат и др.), Met A 8, 110126 (термическая
обработка).
19. Т. V. Rajan, etc., Met A, 313060 (предел текучести).
607

20. A. Dauger, etc., Met A 7, 130765 (старение).
21. И. Я, Rossig, etc., Met A 8, 310930 (предел текучести).
22. О. Rap p. etc., Met A 8, 330742 (электросопротивление).
23. С. A. Qrigorev, etc. (Г. А. Григорьев и др.), Met A 7, 311269 (коррол!я в
парах Mg).
24. G. I, Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 8, 320238 (энтропия сме-
смеси) .
25. У. 5. Miroshnichenko, etc. (Я. С. Мирошниченко и др.), WAA 8, 530053
(кристаллизация эвтектики).
26. Л1 Cortserua, etc., WAA 8, 540028 (ТМО).
27. L. E. Drain, Met A 7, 150560 (ядерный магнитный резонанс).
28. G. M. Kuznetsov, etc., (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
29. J. К. Kivilahti, etc., Met A 8, 130391 (возврат).
30. М. Н. Brown, etc., Met A 8, 130393. (ползучесть).
31. Е. I Popov, (E. Я. Попов), WAA 8, 620060 (температура воспламенения).
32. 7. N. Lipchin, etc. (Т. Я. Липчин и др.), WAA 8, 520039. (неравновесная
диаграмма состояния).
AI - Мп
1. Л1 М. Karnowsky, etc., Met A 7, 140431 (старение сплавов, полученных пу-
путем охлаждения со сверхбольшими скоростями).
2. /. V. Salii, etc., (И. В. Салли и др.), Met A 7, 313025 (свойства сплавов,
полученных при охлаждении со сверхвысокими скоростями).
3. Т. Ikeda, etc., Met A 8, 110141 (охлаждение со сверхбольшими скоростями).
4. J. D. Talati, etc., Met A 8, 350339 (коррозия).
5. /. R. Cooper, etc., Met A 8, 150499 (т. э. д. с).
6. D. В. Goel, etc., Met A 8, 140125 (рекристаллизация).
7. /. /. Theler, etc., Met A 8, 140124 (старение).
8. Л'. Nagahama, etc., Met A 8, 140077 (старение).
9. О. Rapp, etc., Met A 8, 330742 (электросопротивление).
10. S. P. Bhat, etc., Met A 8, 110332 (структура сплавов, полученных путем ох-
охлаждения со сверхбольшими скоростями).
11. R. Rixen, etc., WAA 8, 530088 (текстура рекристаллизации).
12. S. Masataka, С А 82, 6735h (фронт кристаллизации).
13. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др), Met A 8, 110125 (расчет
диаграммы состояния).
14. М. L. Swanson, etc., Met A 8, 160159 (влияние облучения).
15 /. В. Dunlop, etc., CA 82, 103955 (свойства соединений).
16. Е. Girt, etc., WAA 8, 510011 (параметр решетки).
17. Y О. Esin, etc. (Ю. О. Есин и др.), WAA 8, 520036 (термодинамика).
18. Е. 5. Filippov, etc. (Е. С. Филиппов и др.), WAA 8, 520040 (свойства рас-
расплавов)..
19. М. Sugiyama, etc., Met A 8, 151226 (граница раздела ж. — тв. фаза).
20. J. A. Eady, etc., J. Austral. Inst. Metals, 1975, v. 20, p. 23 (направленная
кристаллизация).
Ai — Mo
1. R. B. Lyukevich, etc. (P. В. Люкевич и др.), Met A 7, 110707 (неравновес-
(неравновесные фазы).
2. V. I. Dobatkin, etc. (В. И. Добаткин и др.), Met A 7, 110850 (неравновесная
кристаллизация).
3. К. Kamei, etc., WAA 8, 520026 (диаграмма состояния).
Al - N
1. A. Schweighofer, etc.. Met A 7, 140337, 8, 140404 (образование нитридов)
2. V. S. Slavnikov, etc. (В. С. Славников п др.), Met A 7, 331046 (осаждение
из паровой фазы*.
608

3. Y. Uemura, etc., Met A 7, 331584 (свойства A1N).
4. V. I. Myakinenkov, etc. Met A 8, 210131 (осаждение из паровой фазы).
5. Т. Ishii, etc., CA 82, 37499р (свойства нитрида A1N).
6. В. V. Shchetanov, etc. (Б. В. Щетанов и др.), Met A 8, 130445 (рост A1N).
7. W. A. Fischer, etc., Met A 8, 330941 (свойства A1N).
Al — Na
1. G. Gonschior, etc., Met A 7, 520427 (влияние Na на горячую прокатку)
2. 5. Wilkening, etc., Met A 7, 440034 (электролитический Na).
Al - Ni
1. R. Simoneau, etc., Met A 8, 620016 (электросопротивление).
2. D. Gould, etc., Met A 7, 311410 (деформация эвтектики).
3. R. L. Sierakowski, etc., Met A 7, 620141 (прочность эвтектических спла-
сплавов).
4. M. М. Farag, etc., Met A 7, 620142 (структура и прочность эвтектики).
5. A. Lasalmonie, etc., Met A 7, 312897; WAA 8, 610282 (деформация эвтек-
эвтектических сплавов).
6. У. 5. Veselyansky, etc. (Ю. С. Веселянский и др.), Met A 7, 620303, 121088
(разрушение эвтектических сплавов).
7. A. S. Tortika, etc., Met A 8, 120089 (прочность эвтектических сплавов).
8. R. W. Hertzberg, Met A 7, 121051 (межфазные границы в эвтектике).
9. Е. Е. Laufer, etc., Met A 7, 130869 (прочность эвтектических сплавов).
10. F. Kralik, etc., Met A 7, 120601, 130870; 8, 130068 (ориентированная эв-
эвтектика, влияние примесей).
11. Н. Bibring, Met A 7, 620125 (свойства эвтектики).
12. G. Garmong, etc., Met A 7, 120651; 8, 310037 (структура эвтектики).
13. /. Y. Dekhtyar, etc., Met A 7. 150865 (И. Ю. Дегтяр и др.) (аннигиляция
позитронов).
14. G. A. Chadwick, Met A 7, 120639 (рост эвтектики).
15. Н. Jones, Met A 8, 120474 (структура эвтектики).
16. A. Kirin, etc., Met A 8, 150905 (деформация решетки после быстрого ох-
охлаждения методом набрызгивания на металлическую подложку).
17. V. Е. Ivanov (В. Е. Иванов), СА 82, 46896t. (ползучесть эвтектических
сплавов).
18. Н. D. Dannoehl, etc., CA 82, 48280m (теплота растворения).
19. G. M. Kuznetsov, etc. (Г. М. Кузнецов и др.), Met A 8, 110125 (расчетная
диаграмма состояния).
20. S. С. Sckaefer, Met A 8, 150861 (термодинамика)
21. G. J. May, etc., Met A 8, 311203, 620006 (свойства эвтектики).
22. /. В. Duniop, etc., С А 82, 103955 (свойства соединений).
23. F. Aldinger, etc., Z. Metallkunde, 1975, Bd 66, S. 260 (диффузия в волок-
волокнах).
24. H. Т. Courtney, CA 82, 159526 (разрушение эвтектических сплавов).
25. A. Bonefacic, etc., WAA 8, 530129 (ликвация после быстрого охлаждения
методом набрызгивания на металлическую подложку).
26. В. Cantor, etc., WAA 8, 610236 (свойства эвтектики).
27. Е. S. Filippov, etc. (E. С. Филиппов и др.), WAA 8," 520040 (свойства жид-
жидкой фазы).
28. D. R. H. Jones, etc., WAA 8, 530165 (свойства эвтектики).
29. V. N. Eremenko, etc. (В. Н. Еременко и др.), WAA 8, 620075 (раствори-
(растворимость Ni в А1).
30. N. D. Broom, etc., Acta Met., 1975, v. 23, p. 537 (деформация NiAl3).
31. M. W. A. Bright, etc., ASME Tr., 1975, v. 97, p. 1 (свойства эвтектики).
32. D. Duzevic, etc., Scripta Met., 1975, v. 9, p. 543 (закалка из паровой фазы).
Al — Np
I. A. T. Aldred, etc. Met A 7 332368 (магнитные свойства NpAl3).
20 За*. 218 ч вдд

Al - О
1. E. Weidlich, etc., Met A 7, 340319 (ячейки окиси алюминия).
2. В. Gnyra, etc., Met A 7, 130770 [кристаллы А1(ОНK].
3. D. N. Lee, etc., Met A 7, 570173 (структура анодной пленки).
4. A. Polakovic, Met A 7, 140252 (дисперсность Al — A12O3).
5. M. Y. Sharov, etc. (M. Я. Шаров и др.), СА 82, 89302 (структура окислов).
6. Т. Abe, etc., Met A 7, 350956 (структура бёмита).
7. 5. Yamaguchi, Met A 7, 121099; 8, 350581 (субокиси).
8. A. Balzarotti etc., Met A 7, 152273 (электронные свойства y-A12O3).
9. R. В. Pettit, etc., Met A 7, 121098 (окислы в порошках, полученных из
паровой фазы).
10. W. D. Mackintosh, etc., Met A 8, 130110 (диффузия в анодной пленке).
11. R. S. Alwitt, Met A 8, 120125 [рост А1(ОНK].
12. 5. Veda, etc., Met A 8, 120407 (рост окисной пленки).
А1 - РЬ
1. V. S. Kopan, etc., Met A 7, 620163 (композиты).
2. A. A. Baranov, etc. (А. А. Баранов и др.), СА 82, 63045g (рост при термо-
циклировании).
3. V. G. Gorbunov, etc. (В. Г. Горбунов и др.), СА 82, 89305s (ультразвук при
плавке).
4. М. М. McLean, etc., Met A 8, 130394, 130400. (диффузия жидкого РЬ).
А1 - Рг
1. /. V. Mahoney, etc., Met A 7, 320993 (свойства РгА13).
Al — Pt
1. А. М. Tonejc, etc. Met A 8, 110329 (быстрое охлаждение методом на-
брызгивания на металлическую подложку).
Al - Sb
1. A. I. Likomsky, Met A 7, 151477 (примеси в SbAl).
2. /. Topol, etc., Met A 7, 151467 (электронная структура SbAl).
3. V. A. Rotenberg, etc., Met A 7, 151362 (свойства SbAl).
4. G. I. Thomas, etc., Met A 8, 530060 (имплантация Sb).
5. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
Al - Sc
1. /. B. Dunlop, etc., CA 82, 103955 (свойства ScAl3).
Al - Si
1. Т. Т. Huang, CA 82, 159451 (старение).
2. /С. Prabrlputaloong, etc., Met A 7, 340364 (Al+SiO2).
3. H. El Sayed, etc., Met A 8, 140012 (упрочнение при старении).
4. L. 5. Palatnik, etc. (Л. С. Палатник и др.), Met A 8, 110189 (вакуумное
напыление).
5. К. Kobayashi, etc., Met A 8, 120325 (ориентационное соотношение).
6. 5. Engler, etc., Met A 7, 312045; WAA 8, 530030 (горячеломкость).
7. 5. M. Bedair, etc., Met A 7, 150811 (охлаждение из паровой фазы).
8. G. Szenes, Met A 7, 312427 (внутреннее трение).
9. 5. С. Schaefer, Met A 7, 321021 (термодинамика).
10. G. A. Korolkov, etc. (Г. А. Корольков и др.), Met A 7, 510576 (усадка).
610

11. L N. Sergeev (Л. Н. Сергеев), Met A 8, 120232 (кристаллизация эвтек-
эвтектики ).
12. А. Е. Gershinsky, etc. (A. E. Гершинский и др.), Met A 7, 340526 (Al+SiO).
13. D. Apelian, etc., Met A 8, 320114 (дендритная сетка).
14. С. С. Tsuei, etc., Met A 7, 331956 (сверхпроводимость).
15. Л. A. Baranov, etc. {А. А. Баранов и др.), Met A 7, 320728 (термический
рост).
16. Y. S. Veselyansky, etc., Met A 7, 121088 (разрушение эвтектических спла-
сплавов ).
17. G. I. Batalin, etc. (Г. И. Баталин и др.), Met A 8, 320238 (энтропия сме-
смешивания).
18. К. Kumada, etc., WAA 8, 540009 (упрочнение сплавов при старении, полу-
полученных методом быстрого охлаждения на металлическую подложку).
19. P. A. Parkhutik G7. А. Пархутик) WAA 8, 530054 (кристаллизация эв-
эвтектики).
20. G. 1. Barinov, etc. (Г. И. Баринов и др.), WAA 8, 530065 (диффузия в
жидком состоянии).
21. S. Masataka, etc., СА 82, 6735h (фронт кристаллизации).
22. D. В. Chernov, etc. (Д. Б. Чернов и др.), СА 82, 160878 (влияние давления
на диаграмму состояния).
23. М. Sugiyama, etc., Met A 8, 151226 (граница раздела твердая фаза—
жидкость).
24. /. О. McCaldin, Met A 8, 340400 (межфазные взаимодействия).
25. /. /. Bellina, Jr., Met A 8, 340401. (осаждение из паровой фазы).
26. /. Sandor, etc., Met A 8, 510367 (жидкотекучесть).
Al - Sn
1. D. A. Stakhov, etc. (Д. А. Стахов и др.), Met A 7, 331032 (магнитные свой-
свойства).
2. ,/. Schmiedl, etc., Met A 7, 340316; 8, 150178 (термодинамика).
3. U. Maier, etc., Met A 7, 320696 (скорость звука).
4. /. Е. Titova, etc. (И. Е. Титова и др.), Met A 8, 340299 (коррозия).
5. A. A. Baranov, etc. (А. А. Баранов и др.), СА 82, 63045g. (рост при тер-
моциклировании).
6. A. Kirin, etc., Met A 8, 150905 (деформация решетки после быстрого ох-
охлаждения методом набрызгивания на металлическую подложку).
7. К. О. Soerensen, etc., CA 82, 46848d (эффект Мёссбауэра).
8. A. Bonefacic, etc., WAA 8, 530129 (ликвация после быстрого охлаждения
методом набрызгивания на металлическую подложку).
Al — Sr
1. А. V. Vakhobov, etc. (Л. В. Вахобов и др.), Met A 7, 110780; 8, 150628;
WAA, 8, 520011, 520041 (термодинамика, давление пара, диаграмма со-
состояния).
2. G. Bruzzone, etc., Met A 8, 110258 (диаграмма состояния).
3. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
4. В. P. Burylev, etc. (Б. П. Бурылев и др.), Met A 8, 151224 (диаграмма со-
состояния).
А1 - Та
1. Я. Kimura, etc., Met A 8. 110305 (диаграмма состояния).
А1 - ТЬ
1. /. F. Cannon, etc., J. Less Comm Met., 1975, v. 40, p. 313 (структура ТЬА13).
20* Зак. 2,18 gj j

Al - Ti
1. H. W. Kerr, etc., Met A 7, 110651 (перитектические реакции).
2. /. M. Stuve, etc., Met A 7, 320664 (свойства TiAls).
3. Y. 0. Esin, etc. (Ю. О. Есин и др.), Met A 8, 320249 (теплота образования).
4. M. Heckler, Met A 8, 150782 (ликвидус).
5. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
6. /. В. Dunlop, etc., CA 82, 103955 (свойства соединений).
Al — Tl
1. F. Sommer, WAA 8, 510005 (термодинамика).
Al — U
1. A. Filho, etc., WAA 8, 530020 (кристаллизация эвтектики).
2. L. P. Lee, etc., Met A 8, 110310 (переход UA13 в UA14).
3. H. D. Dannoehl, etc., CA 82, 48280m (теплота растворения).
Al - V
1. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
2. J. В. Dunlop, etc., CA 82, 103955 (свойства соединений).
3. E. S. Filippov, etc. (E. С. Филиппов и др.), WAA 8, 520040. (свойства жид-
жидкой фазы).
4. R. Seguin, etc., WAA 8, 530169 (параметр решетки).
Al - Yb
I. H. J. Van Daal, etc., Met A 8, 320209, 330696 (электронная структура, свой-
свойства YbA'l3).
Al — Zn
1. /. Allain, etc., Met A 8, 140085 (старение).
2. R. Acuna, etc., Met A 7, 130660 (старение).
3. R. Ciach, etc., Met A 8, 110055, 110056, 150227 (старение).
4. D. Cheetham, etc., Met A 7, 151403 (эвтектоидный распад).
5. S. Ceresara etc., Met A 7, 140439 (старение).
6. 5. P. Clough, etc., Met A 7, 140430 (старение).
7. A. J. Davis, etc., Met A 7, 321224 (плотность жидкой фазы).
8. U. К. Duisemaliev, etc., Met A 8, 310256 (сверхпластичность).
9. H. G, Fabian, etc., Met A 7, 151878; 8, 140156 (старение).
10. A. Junqua, etc., Met A 7, 110794 (старение).
II. M. Kato, etc., Met A 8, 310778 (свойства эвтектоидных сплавов).
12. У. Hiraoka, etc., Met A 8, 150640 (старение).
13. О. A. Kaibyshev, otc. (О. А. Кайбышев и др.), Met A 7, 310956 (сверхпла-
(сверхпластичность) .
14. A. Ismankulov, Met A 7, 140179 (старение).
15. W. Piotrowski, etc., Met A 8, 110107 (старение).
16. A. Munster, Met A 7, 110349 (монотектоидное превращение).
17. tf. N. Melton, Met A 7, 120535; WAA 8, 540026 (сверхпластичность).
18. К. Nuttall, Met A 7, 311145 (эвтектоидный распад).
19. А. /С. Nayak, Met A 7, 110335 (диаграмма состояния).
20. С. Т. Lin, etc., Met A 7, 321153 (жидкотекучесть).
21. /. Merlin, Met A 7, 140370 (старение).
22. С. Oytana, etc., Met A 7, 312448 (сверхпластичность).
23. M. Morinaga, etc., Met A 7, 130719 (старение).
24. У. Motohashi, etc., Met A 7, 313072, 313073 (сверхпластичность).

25. R. Roberge, etc., Met A 7, 120540 (монотектоидный распад).
26. M. С. Shin, etc., Met A 7, 120570 (структура эвтектики).
27. A. E. W. Smith, etc., Met A 7, 110336. (эвтектоидный распад).
28. M. Simerska, etc. Met A 7, 110480, 110738, 110739; 8, 110044 (старение).
29. /. Turon, etc., Met A 7, 311246 (сверхпластичность).
30. W. Truszkowski, etc., Met A 7, 140285; 8, 140024 (старение).
31. R. J. White, etc., Met A 7, 151008 (старение).
32. К. M. Yamaleev, etc. (К. M. Ямалеев и др.), Met A 7, 140301, 140302 (ста-
(старение) .
33. /. N. Bogachev, etc. (Я. Н. Богачев и др.), Met A 8, 310943 (сверхпластич-
(сверхпластичность).
34. N. A. Trung, etc., Met A 7, 110619 (кристаллизация).
35. A. Dauger, etc., Met A 7, 130765 (старение).
36. G. A. Grigorev, etc. (Г. А. Григорев и др.), Met A 7, 311269 (напыление
Zn на А1 фольгу).
37. A. Vetiska, WAA 8, 530029 (кристаллизация).
38. Я. Yoshida, etc., WAA 8, 540017 (старение).
39. G. Prasad, etc., CA 82, 89226a (старение).
40. A. Haessner, CA 82, 46915y (диффузия по границам зерен).
41. К. Yavue, etc., Met A 8, 320393 (вязкость).
42. Т. R. Anantharaman, etc., Met A 8, 140166 (старение).
43. Y. Murakami, Met A 8, 140190 (старение).
44. К. N. Melton, etc., Met A 8, 130322 (эвтектоидный распад).
45. К. N. Melton, etc., Met A 8, 140158 (старение).
46. A. Krawitz, etc., WAA 8, 530156 (старение).
47 Y. Murakami, WAA 8, 540037 (обзор по старению).
48.' Т. N. Lipchin, etc. (Т. Н. Липкин и др.), WAA 8, 520039 (неравновесная
диаграмма).
49. С. D. Clark, etc., WAA 8, 520042 (старение).
50. M. W. Park, etc., WAA 8, 520043 (старение).
51. /. Delafond, etc., WAA 8, 540061 (старение).
52. Т. Saso, etc., WAA 8, 550069 (старение)
53. Я. Naziri, etc., Acta Met., 1975, v. 23, p. 489 (эвтектоид).
54. /С N. Melton, etc., Corrosion, 1975, v. 31, p. 146 (коррозия в сверхпластич-
сверхпластичном состоянии).
Al — Zr
1. В. Thundal, Met A 7, 140121 (старение).
2. L. G. Klimovich, etc., (Л. Г. Климович и др.), Met A 7, 140216 (старение).
3. 5. Hori, etc., Met A 7, 121029, 140210 (рекристаллизация).
4. Y. O. Esin, etc. (Ю. О. Есин и др.), Met A 8, 320249 (теплота образования).
5. J. V. Salli, etc., Met A 7, 313025 (свойства после быстрого охлаждения ме-
методом набрызгивания на металлическую подложку).
6. G. Lang, CA 82, 62983z (поверхностное натяжение).
7. 5. Nishikawa, etc., WAA 8, 610237 (механические свойства).
8. F. Erdmann-Jesnitzer, etc., Metall, 1975, Bd 29, S. 341 (азотирование).
9. /. Mihi, WAA 8, 540052 (старение).
Al — kg — In
1. 5. Zaminca, etc., WAA 8, 520027 (структура расплава).
Al — Ag — Zn
1. V. M. Agishev (В. М. Агишев), etc., Met A 7, 140165 (старение).
2. Я. A. Kahkonen, etc., Met A 7, 140117 (старение сплава, полученного при
сверхвысокой скорости охлаждения).
613

Al — As — Ga
1. T. D. Dzhafarov, etc. (Т. Д. Джафаров), СА 82, 37430J [соединение
(AlGa)As].
2. G. A. Antypyas, etc., Met A 7, 120617 [соединение (AlGa)As].
3. V. M. Andreev, etc. (В. М. Андреев), Met A 7, 152307, 331601 [соединение
(AlGa)As].
4. M A. Afromowitz (M. А. Афромович), Met A 8, 320061 [соединение
(AlGa, As)].
5. Z. /. Alferov, etc. C. И. Алферов), Met A 7, 620304 [соединение (AlGa)Al].
6. H. C. Casey, Jr., etc., Met A 7, 320478 [соединение (AlGa)As].
7. A. Y. Cho, etc., Met A 8, 120001 [соединение (AlGa)As].
8. L. Constanzinescu, etc., Met A 8, 320047 [соединение (AlGa)As].
9. R. Dingle, etc., Met A 8, 150302 [соединение (AlGa)As].
10. L V. Druzhinina (Л. В. Дружинина), etc., Met A 8, 120107 [соединение
(AlGa) As].
11. A. A. Immorlica Jr. etc., Met A 8, 330413 [соединение (AlGa)As].
12. A. N. Imenkov (A. H. Именков), etc., Met A 8, 320078 [соединение
(AlGa) As].
13. D. Z. Garbuzov (Д. 3. Г арбузов), etc., Met A 7, 320572 [соединение
(AlGa) As].
14. V. F Kovalenko (В. Ф. Коваленко), etc., Met A 7, 152309 [соединение
(AlGa) As].
15. T. Kawakami, etc., Met A 7, 120711 [соединение (AlGa)As].
16. W. D. Johnston, Jr., Met A 7, 320857 [соединение (AlGa)As].
17. С. Н. Li, Met A 8, 150353 [соединение (AlGa)As].
18. R. Ludeke, etc., Met A 7, 120717 [соединение (AlGa)As].
19. R. V. Martinelli, etc., Met A 8, 330255 [соединение (AlGa)As].
20. M. Nakamura, etc., Met A 7, 120806 [соединение (AlGa)As].
21. P. G. McMullin, etc., Met A 7, 331911 [соединение (AlGa)As].
22. P. Petroff, etc., Met A 7, 130892; 8, 130109 [соединение (AlGa)As].
23. D. L. Rode, Met A 8, 150267. [соединение (AlGa)As].
24. F. K. Reinhart, etc., Met A 7, 320738; 8, 630035. [соединение (AlGa)As].
25. H. Sobotta, etc., Met A 8, 150115 [соединение (AlGa)As].
26. К. К. Shih, etc., Met A 7, 331489 [соединение (AlGa)As].
27. D. D. Sell, etc., Met A 7, 320635 [соединение (AlGa)As].
28. H. Yonezu, etc., Met A 8, 330235 [соединение (AlGa)As].
29. E. S. Yang, Met A 8, 330253 [соединение (AlGa)As].
30. E. B. Vinogradova (E. Б. Виноградова), etc., Met A 8, 330566 [соединение
(AlGa) As].
31. T. G. L Van Oirschot, Met A 7, 120606 [соединение (AlGa)As].
32. /. Weissman, etc., Met A 7, 120981 [соединение (AlGa)As].
33. T. Tsukada, Met A 8, 120330 [соединение (AlGa)As].
34. P. A. Askarov (П. А. Аскаров), etc., Met A 8, 320369 [соединение
(AlGa) As].
35. H. Neumann, etc., Met A 8, 330914 [соединение (AlGa)As].
36. A. J. Spring—Thorpe, etc., Met A 8, 330821 [соединение (AlGa)As].
37. 5. Kishino, etc., Met A 8, 130335 [соединение (AlGa)As].
38. H. T. Minden, etc., Met A 8, 110395 [германий в соединении (AlGa)As].
Al — As — Sb, Al — P — Sb
1. L. M. Foster, Met A 8, 110221 (область расслоения).
Al — В — Cr
1. N. F. Chaban, etc., Met A 7, 110300 (диаграмма состояния).
614

Al — В — Mn
1. N. F. Chaban, etc., Met A 7, 110300 (диаграмма состояния).
Al - В - Ti
1. S. E. Naess, etc., CA 82, 6699z (измельчение зерна).
2. Y. Baba, etc., Met A 7, 430346 (измельчение зерна).
3. J. Cisse, etc., Met. Trans., 1974, v. 5, p. 633 (измельчение зерна).
4. D. J. Allen, etc., Met. Trans., 1975, v. 6A, p. 1117 (измельчение зерна).
5. /. Maxwell, etc., WAA 8, 530193 (измельчение зерна).
Al — Ba — Co, Al — Ba — Fe, Al — Ba — Ni,
Al - Sr - Ni, Al - Sr - Co
1. K. Turban, etc., Met A 8, 120695 (тройные соединения).
Al — С — Cl, Al — Cl — О, Al — С — Cl — O,
Al — Cl — О — P, Al — С — Cl — О — P,
Al - Be - Cl - H - P
1. K. W. Lange, etc., WAA 8, 310019 (превращения).
2. E. A. C. Peres, etc., Met A 8, 440046 (термодинамические характеристики).
Al - Cd - Cu
1. H. Watanabe, etc., Met A 8, 110431 (диаграмма состояния).
2. R. Sankanan, etc., Met A 7, 140436 (старение).
Al — Се — Er, Al — Ce — Gd, Al — Ce — La,
Al - Ce - Tb
1. V. Nicolescu, Met A 7, 150835 (электрические свойства).
2. P. В. Van Aken, etc., Met A 8, 320208, 330697 [электронная структура фа-
фазы (CeLa)Al3.
Al - Co - Y
1. M. Hamano, etc., Met A 8, 331060 (соединения).
Al - Cr - Mg
1. /. Miki, WAA 8, 540052 (диаграмма состояния).
Al - Cr - Mn
1. W. Rostoker, etc., Met A 7, 540170 (порошки, полученные распылением).
Al — Cr — Zr
1. 5. /. Bertnan, etc., WAA 8, 430019 (старение порошков).
Al — Си — Fe
1. R. Kovancheva, etc., Met A 7, 210350 (интерметаллические соединения).
615

Al — Си — Н
1. R. M. Gabidutlin (P. M. Габидуллин), etc., CA 82, 103842 (растворимость
водорода в фазе СиАЬ).
Al — Си — Hf
1. V. У. Markiv (В. Я. Маркие), etc., Met A 7, 110685 (диаграмма состояния).
А1 — Си — In
1. Н. Watanabe, etc., WAA 8, 520002 (диаграмма состояния).
2. R. Sankanan, etc., Met A 7, 140436 (старение).
3. 5. /. Sanderson, Phil. Mag., 1975, v. 31, p. 753 (старение).
Al — Cu — Mg
1. 5. Ochiai, etc, Met A 7, 312181 (квазибинарная эвтектика).
2. A. A. Tavassoli, Met A 8, 140088 (старение).
3. H. Suzuki, etc., WAA 8, 540044 (старение).
Al — Cu — Mn
1. W. Rostoker, etc., Met A 7, 540170 (порошки, полученные распылением).
2. WAA 8, 540059. (старение).
3. 5. Matsuo, etc., J. Jap. Inst. Lignt Metals, 1975, v. 25, p. 18 (старение).
Al — Cu — Ni
1. R. M. Sharp, etc., Met A 7, 120640 (образование эвтектики).
2. M. M. Farag, etc., Met Trans., 1975, v. 6A, 1009 (эвтектический компози-
композиционный материал).
Al — Cu — Sn
1. H. Yoshida, etc., WAA 8, 540017 (старение).
2. R. Sankanan, etc., Met A 7, 140436 (старение).
3. H. Suzuki, etc., Met A 8, 140099, 140236 (старение).
4. H. Watanabe, etc., Met A 8, 110432 (диаграмма состояния).
Al — Cu — U
1. Z. Blazina, etc., Met A 7, 120684 (интерметаллическне соединения).
Al — Cu — Y
1. M. E. Drits (M. E. Цриц), etc., Met A 7, 140183, 311771 (свойства при вы-
высокой температуре).
Al — Cu — Zn
1. 5. С. Maeng, etc., Met A 7, 121040 (направленная кристаллизация).
Al — Fe — Gd
1. O. /. Vrivchar (О. И. Вивчар), etc., Met A 7, 110317 (диаграмма состояния)
616

Al — Fe — Mn
1. M. H. Jacobs, etc., WAA 8, 530037 (структура сплавов, полученных при
сверхбыстром охлаждении).
2. /. /. Theler, etc., Met A 8, 140124 [образование фазы (FeMn)Al6].
3. D. В. Goel, etc., Met A 8, 140125 [образование фазы (FeMn)Al6].
Al — Fe — Ni
1. R. M. Brodskaya (P. M. Бродская), etc., Met A 7, 110369 (структура фазы
FeN4Al9).
Al — Fe — Sm
1. O. /. Vivchar (О. И. Вивчар), etc., Met A 7, 110590 (диаграмма состояния).
Al — Fe — Zr
\. M. H. Jacobs, etc., WAA 8, 530037 (структура сплавов, полученных при
сверхбыстром охлаждении).
Al — Ga — Gd
1. Е. N. Koch, etc., Met A 8, 330609 (магнитные свойства расплава).
Al — Ga — Sb
1. N. V. Май, etc., Met A 8, 150747, 210166 [соединение (AlGa)Sb].
Al — Ge — Mg
1. K. S. Dubey, С А 82, 48321a (электропроводность соединения (Mg2Ge).
Al — Ge — Se
1. 4. Kottwitz, etc., Met A 8, 330135 [пары (Al — GeSe)].
Al — H — Mg
1. R. M. Gabidulin (P. M. Габидуллин), etc., CA 82, 103842 (растворимость
водорода в Mg5Al7).
Al — H — Mn, Al — H — Ti, Al — H — Zr
1. R. M. Gabidullin (P. M. Габидуллин), etc., С А 82, 103842 (растворимость-
водорода в соединениях).
Al — Н — Si
1. L. A. Andreev (Л. А. Андреев), etc., Met A 7, 110706 (растворимость во-
водорода).
Al — In — Sb
1. 5. Isomura, etc., Met A 8, 320347 [соединение (Alln)Sn].
617

Al — Li — Mg
\. I. N. Fridlyander (И. Н. Фридляндер), etc., WAA 8, 540020 (старение).
2. I. M. Bronshtein (И. М. Бронштейн), etc., Met A 7, 160462 (электрические
свойства).
Al — Mg — Mn
I. Miki, WAA 8, 540052 (диаграмма состояния).
Al — Mg — Si
1. A. P. Bushmin, WAA 8, 630010 (старение).
2. M. Otsuka, etc., Met A 8, 311080 (сверхпластичность).
3. К. S. Dubey, CA 82, 48321a (электропроводность фазы Mg2Si).
4. S. Muramachi, etc., Met A 7, 140420 (старение)
5. Т. Hirata, etc., Met A 7, 313082 (старение).
6. G. Szenes, etc., Met A 7, 151883 (внутреннее трение).
7. P. G. McCormik, Met A 7, 311955 (линии Людерса).
8. D. Munz, Met A 7, 312899 (линии Людерса).
9. Я. Nakamura, Met A 7, 140313, 350952 (старение).
10. /. Kovacs, etc., Met A 8, 560227 (старение).
II. R. P. Wahi, etc., Met A 8, 120574 (старение).
12. P. Burczy, WAA 8, 540042 (старение).
Al - Mg — Sn
I. K. S. Dubey, CA 82, 48321a (электропроводность соединения Mg2Sn).
Al — Mg — Zn
1. H. Yamada, etc., WAA 8, 540001 (старение).
2. P. Jagodich, WAA 8, 540002 (старение).
3. V. I. Elagin (В. И. Елагин), etc., WAA 8, 520016 (старение).
4. J. H. Auld, etc., WAA 8, 530059 (старение).
5. A. M. Pogodaev (A. M. Погодаев), etc., Met A 8, 440106 (термодинамиче-
(термодинамические характеристики).
6 Я. Suzuki etc., Met A 7, 140315, 8, 140230, 140231 (старение).
7. N. S. (jerchikova (H. С. Герчикова), etc., WAA 8, 530089 (коррозия под
напряжением).
8. С. Р. Auger, etc., Met A 8, 140175 (старение).
9. P. Doig, etc., Met A 7, 130429 (диффузия).
10. Т. М. Zamotorina (Т. М. Замоторина), etc., Met A 8, 140141 (старение).
II. /. W. Edington, etc., Met A 7, 210342 (градиенты концентрации).
12. V. S. Zolotorevsky (В. С. Золоторевский), etc., Met A 8, 120006 (дендрит-
(дендритный рост).
13. К. Matuki, etc., Met A 8, 310277 (сверхпластичность).
14. G. Jiirgens, etc., Met A 7, 140331 (старение).
15. N. К. Srinivasan, etc., Met A 7, 140458 (старение).
16. В. Prasad, etc., Met A 7, 140442 (старение).
17. G. Bobock, etc., Met A 7, 140377 (старение).
18. E. Nes, etc., Met A 7, 121080 (рекристаллизация).
19. M. Bernole, etc., Met A 8, 140017 (старение).
20. Y. Tomita, etc., Met A 8, 130101 (старение).
21. A. G. Morachevsky (А. Г. Морачевский), etc., Met A 8, 150406 (термодина-
(термодинамические характеристики).
22. P. Doig, etc., WAA 8, 530164 (процесс сегрегации на границах зерен).
23. К. Я. Diinkelon, etc., WAA 8, 540053 (старение).
24. Я. Bossac, etc., CA 82, 159411 (старение).
618

25. С. Chen, etc., CA 82, 159549 (влияние титана на старение).
26. Л. Krawitz, etc., WAA 8, 530156 (старение).
27. Y. Murakami, WAA 8, 540037 (обзор литературы по старению).
28. К. М. Entwistle, etc., WAA 8, 540039 (обзор литературы по старению).
29 М. Каппо, etc., Met A 8, 140232 (старение).
30.' Y. Kojima, etc., J. Jap. Inst. Light Metals, 1975, v. 25, p. 59, 64 (коррозия
под напряжением).
Al — Mo — Si
1. P. Hutka, etc., Met A 8, 320531 (смачиваемость).
Al - Ni - Si
1. P. K. Rohatgi, etc., WAA 8, 530142 (структура эвтектики).
Al — Ni — U
1. Z. Blazina, etc., Met A 7, 110209 (интерметаллические соединения).
Al — Pu — U
1. F. Y. Fradin (Ф. #. Фрадин), etc., Met A 7, 330917 [соединение (PuU)Al2].
Al _ Si - Ti
1. M. Richard, WAA 8, 530182 [соединение (AlTiSi)].
Al — Ti — Zn
1. W. A. Pollard, etc., CA 82, 159446, 159447 (соединение Ti2ZnAl5, измельче-
измельчение зерна).
Al — Се — Mn — Ni
1. F. Daurelte, etc., WAA 8, 520017 (эвтектика).
Al — Cu — Mg — Pb
1. R. Kumar, etc., WAA 8, 530019 (распределение меди в расплаве).
Al — Си — Si — Zn
I. E. M. Padezhnova (E. M. Падежнова), etc., Met A 7, 110441 (диаграмма
состояния).
Al - Na - P - Si
1. E. A. Taran (E. А. Таран), etc., CA 82, 76355h (модифицированиеI.
2. W. Meryer, CA 82, 89232r (модифицирование).
3. G. G. Krushenko (Г. Г. Крушенко), CA 82, 89301 n (модифицирование)'.
4. G. A. Colligan, etc., CA 82, 6660 (влияние фосфора)
5. /. Klaban, etc., CA 82, 34065h (электросопротивление эвтектики).
6. /. M. Zalinova (И. М. Залинова), etc., WAA 8, 320025 (модифицирование).
7. G. Gutierrez-Solaria, etc., Met A 7, 311826 (модифицирование).
8. Т. Miyate, Met A 7, 120915, 430162 (модифицирование).
9. H. Fredriksson, etc., Met A 7, 120539. (модифицирование).
10. R. Portalier, Met A 7, 510161 (модифицирование).
II. M. Holmanova (M. Холманова), Met A 7, 210303 (модифицирование).
619

12. J. Langerweger, etc., Met A 7, 430248 (модифицирование).
13. P. A. Parkhutik (П. А. Пархутик), etc., Met A 7, 120588; 8, 120647 (моди-
(модифицирование).
14. S. Y. Kim, etc., Met A 7, 312564, 430163, 430164 (первичный кремний).
15. J. Cisse, etc., CA 82, 159439 (A12O3 в качестве зародыша кристаллизации).
16. К. Kobayashi, etc., WAA 8, 530120, 530131, 530184, 530185 (первичный
кремний, образование эвтектики).
17. D. С. Jenkinson, etc., WAA 8, 320047 (модифицирование стронцием).
18. V. G. Sapyan, etc., WAA 7, 330129 (добавки фосфора).
19. /. N. Ganiev (И. Н. Ганиев), etc., WAA 8, 330092 (модифицирование строн-
стронцием).
20. Н. A. Steem, etc., Acta Met, 1975, v. 23, p. 529 (кристаллизация эвтекти-
эвтектики).
Al — Cr — Mg — Mn — Zn
1. W. Rostoker, etc., Met A 7, 540170 (сплавы, полученные при сверхвысокой
скорости охлаждения при кристаллизации).
А1 — Сг — Мп — Ti — V — Zr
1. R. M. Sizova (P. M. Сизова), Met A 8, 110298 (старение).
Сплавы с медью
1. О. .4. Setykov, etc. (О. А. Сетюков и др.), Met A 7, 110767 (структура).
2. М. Lebo, etc., Met A 7, 312211 (структура).
3. R. Develay, Met A 7, 312454 (структура).
4. А. V. Kurbatova, etc. (А. В. Курбатова и др.),Met A 8, 110301 (структура).
5. V. V. Teleshov, etc. (В. В. Телешов и др.), Met A 8, 140138 (структура).
6. Е. Н. Wettinck, Met A 7, 460026 (структура).
7. М. P. Harding, Met A 8, 320182 (плотность жидкости).
8. Anon., Met A 8, 710009 (механические свойства).
9. В. G. Martin, Met A 8, 220160 (механические свойства).
10. Anon., Met A 8, 710094 (механические свойства).
11. P. F. A. Bijlmer, Met A 7, 310911 (механические свойства).
12. /. N. Fridlyander, etc. (Я. Н. Фридляндер и др.), Met A 7, 312769 (меха-
(механические свойства).
13. Е. G. Konovalov, etc. (E. Г. Коновалов и др.), Met A 7, 311257 (механиче-
(механические свойства).
14. A. A. Vorobev, etc. (А. А. Воробьев и др.), Met A 8, 311014. (механические
свойства).
15. R. E. Medrano, etc., Met A 7, 520251 (механические свойства).
16. К. Tanaka, etc., CA 82, 62951п (механические свойства).
17. V. G. Kudryashov, etc. (В. Г. Кудряшов и др.), Met A 7, 121021 (меха-
(механические свойства).
18. Н. Р. Ней, etc., Met A 8, 310920 (механические свойства).
19. V. P. Kozlovskaya, etc. (В. Я. Козловская и др.), Met A 7, 312768 (меха-
(механические свойства).
20. О. 5. Bochvar, etc. (О. С. Бочвар и др.), Met A 7, 312767 (механические
свойства).
21. A. U. de Konong, Met A 7, 312729 (механические свойства).
22. Anon., Met A 7, 312698 (механические свойства).
23. /. G. Kaufman, etc., Met A 7, 312645 (механические свойства).
24. A. Arbel, etc., Met A 8, 310034 (ползучесть).
25. О. A. Romanova (О. А. Романова), Met A 7, 312766 (ползучесть).
26. 5. L Olkin (С. Л. Олькин), Met A 7, 312109, 312796 (ползучесть).
27. Y. I. Ustinovschchikov (Ю. 'Я. Установщиков), Met A 7, 130387 (уста-
(усталость) .
620

28. V. I. Pokhmursky, etc., Met A 8, 350397 (усталость).
29 A M. Prishlyak, etc., Met A 7, 312087 (усталость).
30 M N Stepnov, etc. (M. H. Степнов и др.), Wet A 7, 312150 (усталость).
31. Л. V. Karlashov, etc. (А. В. Карлашов и др.), Met A 7, 310753; 350630; 8,
310705 (усталость).
32 G P. Vidal, etc., Met A 7, 310655, 312701, 312702; 8, 311217 (усталость).
33. J. G. Kaufman, etc., Met A 7, 311112; 8, 310402 (усталость).
34. F. W. Trebuler, Jr., etc., Met A 8, 310392 (усталость).
35. 5. Pattanaik etc., CA 82, 89277J (ползучесть).
36 D. M. Egle, etc., Met A 7, 220476 (усталость).
37. L E. Tucker, etc., Met A 7, 311417 (усталость).
38. /. P. Sandifer, Met A 7, 3150484 (усталость).
39. /. Lukac, etc., CA 82, 34168u (разрушение).
40. A. J. Bryant, С А 82, 34032 (оплавление эвтектики).
41. E. Schaap. Met A 8, 310626 (усталость).
42. /. Shewchuk, Met A 8, 310567 (усталость).
43. 5. Nishi, etc., CA 82, 20699 (жидкотекучесть).
44. К. Muramatsu, etc., Met A 7, 312851 (усталость).
45. M. Orgasawaram, etc., Met A 8, 310426 (усталость).
46. Т. Yokobori, etc., Met A 7, 311141; 8, 311633 (усталость).
47. /. Welter, etc., Met A 8, 310196 (усталость).
48. M. G. Fernandez, etc., Met A 8, 310536 (усталость).
49. A. M. Sullivan, etc., Met A 8, 310102, 310403 (вязкость разрушения).
50. D. Y. Wang, Met A 8, 310404 (вязкость разрушения).
51.5. Goto, etc., Met A 7, 313074 (вязкость разрушения).
52. V. E. Carter, etc., Met A 7, 350861 (вязкость разрушения).
53. M. A. Kassem, Met A 8, 310917 (вязкость разрушения).
54. V. V. Panasyuk, etc. (В. В. Панасюк и др.), Met A 7, 312081 (вязкость
разрушения).
55. /. N. Robinson, etc., Met A 8, 220182 (вязкость разрушения).
56. R. H. Van Stone, etc., Met A 8, 310109 (вязкость разрушения).
57. /. E. Campbell, Met A 8, 310104 (вязкость разрушения).
58. R. J. Ripling, etc., Met A 8, 310099 (вязкость разрушения).
59. /. /. Bethke, etc., Met A 7, 350329 (коррозия).
60. R. J. H. Wanhill, Met A 8, 310303 (коррозия).
61. /. Fielding, Met A 7, 350471 (коррозия).
62. F. Pearsteim, etc., Met A 7, 350964 (коррозия).
63. A. /. Jacobs, etc., Met A 8, 350159 (коррозия).
64. P. Doig, etc., Met A 8, 350329 (коррозия).
65. L. M. Bland, Met A 8, 350217 (коррозия).
66. N. L. Rogers, Met A 7, 350328 (коррозия).
67. P. F. A. Bijlmer, Met A 7, 350494 (коррозия).
68. /. F. Jenkins, etc., Met A 7, 351292 (коррозия).
69. К. Я. Miska, Met A 7, 710169 (коррозия).
70. F. Mansfield, etc. Met A 7, 351299; 8, 350162 (коррозия).
71. A. V. Karlashov, etc., (А. В. Карлашов и др.), Met A 7, 351530; 8
350770 (коррозия).
72. Y. M. Abelyasheva, etc. (Ю. М. Абеляшева и др.), Met A 7, 350519 (коп-
розия).
73. /. P. Kuliev, etc. (И. П. Кулиев и др.), Met A 7, 350524 (коррозия).
74. L. F. Zubkova, etc. (Л. Ф. Зубкова и др.), Met A 7, 350644 (коррозия).
75. L. A. Glikman, etc., Met A 7, 340339 (коррозия).
76. 5. A. Balezin, etc. (С. А. Балезин и др.), Met A 7, 351134 (коррозия).
77. Г. N. Smirnova, etc. (Т. Н. Смирнова и др.), Met A 7, 351447 (коррозия).
78. G. S. Selyukova, etc. (Г. С. Селюкова и др.), Met A 8, 350420 (коррозия).
79. Л. /. Levin, etc. (А. И. Левин и др.), Met A 8, 350125 (коррозия).
80. Н. P. van Leeuwen, etc., Met A 8, 350553 (коррозия).
81. /. M. de la Torre, etc., Met A 8, 350252 (коррозия).
82. M. Baroe, etc., Met A 8, 340016 (коррозия).
621

83. F. Gourcuff, etc., Met A 8, 350234 (коррозия).
84. P. L. Bonora, etc., Met A 7, 351512 (коррозия).
85. 5. Terai, etc., Met A 8, 350154 (коррозия).
86. К. Коп, etc., Ca 82, 76373m (коррозия под напряжением).
87. M. Hagiwara, etc., Met A 7, 351459 (коррозия).
88. R. Horiuchi, Met A 7, 560580 (литье).
89. E. Hata, etc., Met A 7, 460050 (литье).
90. К. S. Murthy, etc., Met A 7, 510264 (литье).
91. L B. Berezhiani, etc., Met A 7, 121163 (литье).
92. О. 5. Bochvar, etc. (О. С. Бочвар и др.), Met A 7, 510509 (литье).
93. V. G. Gorbunov, etc. (В. Г. Горбунов и др.), Met A 7, 510185 (литье).
94. V. S. Zolotorevsky, etc. (В. С. Золотаревский и др.), Met A 7, 120790
(литье).
95. Л. М. Osokin (A. M. Осокин), Met A 7, 510184 (литье).
96. М. Drouzy, etc., Met A 8, 311032 (литье).
97. U. D. Mallya, etc., Met A 8, 510224 (литье).
98. L Kosec, etc., Met A 8, 340148 (литье).
99. L Pilissy, etc., Met A 8, 220331 (литье).
100. D. Boenisch, etc., Met A 7, 510253 (литье).
101. S.A. Levy, etc., Met A 7, 460029 (литье).
102. /. M. L. de Azcona, etc., Met A 7, 230472 (пластическая деформация, тек-
текстура).
103. R. L. Tofpenets, etc., Met A 7, 130535 (пластическая деформация, тек-
текстура).
104. W. A. Anderson, etc., Met A 8, 310624 (пластическая деформация, тек-
текстура).
105. /. A. D. Cello, etc., Met A 8, 310625 (пластическая деформация, тек-
текстура).
106. G. I. Baxter, etc., Met A 8, 520023 (пластическая деформация, текстура).
107. M. Pridvornic, Met A 8, 520158 (пластическая деформация, текстура).
108. G. J. Davies, etc., Met A 7, 120428 (пластическая деформация, текстура).
109. /. N. Fridlyander, etc. (#. Н. Фридляндер и др.), Met A 7, 140384 (тер-
(термообработка).
110. М. Kubota, etc., CA 82, 56786g (разрушение при высоких температурах).
111. M. F. Zakharov, etc. (M. Ф. Захаров и др.), Met A 7, 311022 (термооб-
(термообработка).
112. М. Conserva, etc., Met A 7, 560543 (термообработка).
113. С. /. Chevrier, etc., Met A 8, 310684 (термообработка).
114. Y. M. Vainblat, etc. (Ю. М. Вайнблат и др.), Met A 7, 140346 (термооб-
(термообработка).
115. Anon., Met A 8, 560164, 560165, 560166, 560167, 560168 (термообработка).
116. М. Renouard, Met A 8, 560084 (термообработка).
117. D. M. Rabkin, etc. (Д. М. Рабкин и др.), Met A 7, 311490 (сварка).
118. A. A. Bondarev, etc. (А. А. Бондарев и др.), Met A 7, 551194 (сварка).
119. М. С. Ross, etc., Met A 7, 551138 (сварка).
120. F. Potthoff, etc., Met A 7, 551016 (сварка).
121. Т. Saga, etc., Met A 7, 530259 (обрабатываемость).
122. H. Mitani, etc., Met A 7, 540374 (порошковая металлургия).
123. F. Gatto, Met A 7, 311949 (порошковая металлургия).
124. Т. Watanabe, etc., Met A 7, 540427 (порошковая металлургия).
125. В. М. Butcher, etc., Met A 8, 540059 (порошковая металлургия).
126. V. В. Livshits, etc., Met A 8, 140188 (старение).
127. S. S. Becker, Met A 8, 311101 (способность к формообразованию).
128. R. Rascual, Met A 8, 311083 (скачкообразная деформация).
129. /. V. Volkov (И. В. Волков), Met A 8, 220446 (деформация).
130. V. N. Shavurin, etc., (В. Н. Шавурин и др.), Met A 8, 350766 (коррозия).
131. V. F. Rozenberg, etc. (В. Ф. Розенберг и др.), Met A 8, 350805, 350804
(коррозия).
132. L. S. Nemova, etc. (Л. С. Немова и др.), Met A 8, 350803 (коррозия).
133. М. О. Speidel, Met. Trans., 1975, 6А, 631 (коррозия под напряжением).
622

134. G. Т. liahn, etc., Met Trans., 1975, 6A, 653 (вязкость разрушения).
135. D. S. Thompson, Met Trans., 1975, 6A, 671 (вязкость разрушения).
136. В. 4. Wilcox, etc., CA 82, 102008u (сверхпластичность).
137. G. Luitjering, etc., CA 82, 102014t (усталость).
138. /. Т. Fourie, etc., CA 82, 102020s (деформационное упрочнение).
139. A. Y. Ishchenko, etc. (А. Я. Ищенко и др.), СА 82, 102057 (сварка).
140. Anon., Met A 8, 710095 (свойства).
141. G. S. Pisarenko, etc. (Г. С. Писаренко и др.), СА 82, 159495 (анизотро-
(анизотропия при низких температурах).
142. А. М. Dietrich, etc., CA 82, 15925 (ударное нагружеиие).
143. R. E. Stoltz, etc., WAA 8, 610189 (эффект Баушингера).
144. V. S. Campos, etc., WAA 8, 610218 (механические свойства).
145. F. Fouquet, etc.. WAA 8, 610234 (термообработка).
146. G. Hilaire, etc., WAA 8, 610235 (связь между структурой и свойствами).
147. W. Blum, etc., WAA 8, 610258 (горячая деформация).
148. Т. A. Roach, etc., WAA 8, 610275 (ползучесть).
149. P. Vigier, WAA 8, 610284 (вязкость разрушения).
150. A. F. Beck, etc., WAA 8, 640154 (высокотемпературное окисление).
151. G. Scharf, etc., Metall, 1975, v. 29, p. 358 (гомогенизация).
152. К. Muramatsu, etc. Sumitomo Light Metals Tech. Rep., 1974, v. 15, № 1,
p. 19 (усталость).
153. G. I. Timofeev, etc. (F. И. Тимофеев и др.), WAA 8, 330094 (жидкотеку-
честь).
154. G. J. Petrak, WAA 8, 610288 (вязкость разрушения).
155. R . A. Kish, WAA 8, 610287 (усталостные трещины).
156. /. de Fouquet, etc., WAA 610295 (усталостное разрушение).
157. M. A. Smirnov, etc. (M. А. Смирнов и др.), WAA 8, 610296 (термомехани-
(термомеханическая обработка).
158. /. A. Sova, etc., Met A 8, 350893 (коррозионная усталость).
159. R. N. Wilson, WAA 8, 610313 (ползучесть).
160. M. D. Tyavlovsky (M. Д. Тявловский), WAA 8, 610315 (ударная проч-
прочность) .
161. R. В. Waterhouse, WAA 8, 610316 (фреттинг-усталость).
162. /. Hartmut, WAA 8, 610319 (усталость).
163. E. Fukushima, etc., WAA 8, 610321 (скачкообразная деформация).
164. M. Suzuki, etc., WAA 8, 610322 (усталостные трещины).
165. D. Brock, WAA 8, 610323, 610346 (усталостные трещины).
166. N. N. Beklemischev, etc.. (Я. Н. Беклемишев и др.), WAA 8, 610330 (де-
(деформация).
167. 5. P. Borisov, etc. (С. П. Борисов и др.), WAA 8, 610341 (ползучесть).
168. G. Zambelli, etc., WAA 8, 610342 (разрушение).
169. W. Barrois, WAA 8, 610344 (усталость).
170. R. J. Linz, etc., WAA 8, 620071 (теплопроводность).
171. V. I. Laptev, etc. (В. 'Я. Лаптев и др.), WAA 8, 620077 (ударная волна).
172. V. S. Sinyavsky, etc. (В. С. Синявский и др.), WAA 8, 640169 (коррозия).
173. A. Guilhaudis, WAA 8, 640197 (коррозия в морской среде).
174. /. G. Kaufman, WAA 8, 710062 (вязкость разрушения).
175. F. G. Verber, etc., WAA 8, 710070 (усталость).
176. 5. R. Mintzer, etc., Mater. Sci. Engng, 1975, v. 19, p. 289 (деформация).
177. Y. V. Murty, etc., Met A 8, 350888 (коррозия).
178. /. Odorico, etc., Met A 8, 311463 (усталость).
179. 5. Kocanda, etc., Met A 8, 311473 (усталость).
180. /. D. Talati, etc., Met A 8, 350895 (ингибиторы коррозии).
181. С. Baker, Met A 8, 460031 (сверхпластичный сплав).
182. G. S. Hsu, etc., Met A 8, 460032 (лист для автомобилей).
183. P. /. E. Forsyth, etc., Met Techn., 1975, v. 2, p. 158 (текстура).

Промышленные сплавы с кремнием
1. С. McL Adam, etc., Met A 8, 120037 (структура).
2. V. G. Sapyan, etc., Met A 7, 312517 (структура).
3. A. Y. Ioffe, etc., Met A 7, 110708 (структура).
4. 5. L. Potanin (С. Л. Потанин и др.), Met A 7, 110371 (структура).
5. M. P. Harding, Met A 8, 320182 (плотность жидкой фазы).
6. Z. V. Tokarev, etc. C. В. Токарев и др.), С А 82, 89210g (жидкотеку честь).
7. P. R. Austen, etc., Met A 8, 310875 (разрушение).
8. D. S. Saunders, Met A 8, 310876 (разрушение).
9. К. Anderko, etc., JIMMA 6, 313465 (разрушение).
10. M. A. Kassem, Met A 8, 310917 (разрушение).
11. S. Nishi, etc., С А 82, 20699f (ударная вязкость).
12. /. Weller, etc., Met A 8, 310928 (механические свойства).
13. В. Tarjan, etc., Met A 8, 510237 (механические свойства).
14. E. N. Bossing, etc., Met A 8, 510144 (механические свойства).
15. К. G. Vasilevsky, etc. (/(. Г. Василевский и др.), Met A 7, 460034 (меха-
(механические свойства).
16. E. A. Sukhodolskaya, etc. (E. А. Суходольская и др.), Met A 7, 310969 (ме-
(механические свойства].
17. H. Rogoss, Met A 8, 460010 (механические свойства).
18. P. S. Kotval, Met A 7, 510212 (сопротивление износу).
19. S. Oya, etc., Met A 7, 311846 (усталость).
20. P. L Bonora, etc., Met A 7, 351511 (коррозия).
21. У. M. Abelyasheva, etc. (Ю. М. Абеляшева и др.), Met A 7, 350519 (корро-
(коррозия).
22. P. F. A. Bijlmer, Met A 7, 350494 (коррозия).
23. Anon., Met A 8, 510043 (литье).
24. /. Imre, etc., Met A 8, 510139 (литье).
25. L. Pilissy, etc., Met A 8, 220331, 510138 (литье).
26. S. Engler, etc., Met A 7, 510208 (литье).
27. О. Pradhakar, etc., Met A 7, 510332 (литье).
28. L Jenicek, etc., Met A 7, 510156 (литье).
29. /. Csak, etc., Met A 8, 510165 (литье).
30. Я. Riedelbauch, etc., Met A 8, 560224 (литье).
31. /. /. Prokhorov, etc. (И. И. Прохоров и др.), Met A 7, 510574 (литье).
32. V. I. Yakovlev, etc. (В. И. Яковлев и др.), Met A 7, 430301 (литье)
33. R. Ferri, Met A 7, 510482 (литье).
34. G. /. Timofeev, etc. (Г. И. Тимофеев и др.), Met A 7, 510293 (литье).
35. M. F. Komarova, etc. (M. Ф. Комарова и др.). Met A 7, 140129 (термо-
(термообработка).
36. /. У. Mann, Met A 7, 310692 (термообработка»,
37. Anon., Met A 8, 560164, 560165, 560166, 560167, 560168 (термообработка).
38. D. Boenisch, etc., Met A 7, 510235 (термообработка).
39. U. D. Mallya, etc., Met A 8, 510224 (термообработка).
40. D. M. Rabkin, etc. (Д. М. Рабкин и др.), Met A 7, 551300 (сварка).
41. S. Zaima, etc., Met A 7, 530377; 8, 530111 (обработка резанием).
42. К. Kishi, etc., Met A 7, 530343 (обработка резанием).
43. E. I. Storchai, etc., Met A 8, 550565 (сварка).
44. Anon., Met A 8, 530177 (обработка резанием).
45. /. A. Abreu, Met A 8, 530202 (обработка резанием).
46. D. Morris, Met A 8, 530174 (обработка резанием).
47. V. Millig, etc., Z. Metallkunde, 1975, Bd 66, S. 127 (структура при ста-
старении).
48. /. Cisse, etc., CA 82, 159434 (измельчение зерна).
49. G. 5. Pisarenko, etc. (Г. С. Писаренко и др.), СА 82, 159495 (анизотропия
при низких температурах).
49а. Anon., WAA 8, 560046, 560047 (сплавы AlS.iCu, свойства).
50. L. Henricks, etc., WAA 8, 330091 (кристаллизация).
51. G. Scharf, etc., Metall, 1975, Bd 29, S. 358 (термообработка).
624

52. Y. Takatsuji, etc., WAA 8, 420052 (обработка резанием).
53. M. Rihle, WAA 8, 540056 (AlSi+Cr, V).
54. /. Welter, WAA 8, 610328 (соотношение первичных и вторичных фаз).
55. A. Gullhandis, WAA 8, 640197 (коррозия в морской воде).
56. Anon., WAA 8, 650014 (свойства).
57. Р. К. Rohatgi, etc., Met A 8, 311606, 311617 (износ).
58. 5. Engler, etc., Aluminium, 1975, Bd 51, S. 281, 405 (литейные свойства).
59. R. Sinfield, etc., J. Australian Inst. Metals, 1975, v. 20, p. 44 (прочность
в зависимости от содержания Mg, Fe).
Промышленные сплавы с Mg2Si
1. Anon., Met A 8, 520497 (структура заготовок).
2. Anon., Met A 7, 710126 (свойства).
3. W. Л. Anderson, etc., Met A 8, 310624 (свойства).
4. Н. J. Hamel, Met A 7, 312465 (механические свойства).
5. S. Sato, Met A 7, 220559 (механические свойства).
6. В. G. Martin, Met A 8, 220160 (механические свойства).
7. /. G. Kaufman, etc., Met A 7, 312645 (механические свойства).
8. Н. Р. Ней, etc., Met A 8, 310920 (механические свойства).
9. /. Weller, etc., CA 82, 76346f (механические свойства).
10. D. A. Shockey, etc., Met A 7, 312946 (разрушение).
11. E. I. Kutaitseva, etc. (E. И. Кутайцева и др.), Met A 7, 312515 (свойства).
12. D. К. Benson, etc., Met A 7, 140392 (усталость).
13. E. Schaap, Met A 8, 310626 (усталость).
14. M. N. Stepnov, etc. (M. H. Степнов и др.), Met A 7, 312150 (усталость).
15. V. Sklenicka, etc., Met A 7, 311221 (ползучесть).
16. F. Mansfield, etc., Met A 7, 351299; 8, 350162 (коррозия).
17. F. W. Fahy, Met A 8, 350064 (коррозия).
18. M. Leoni, etc., Met A 7, 510607 (литье).
19. E. N. Bossing, etc., Met A 8, 220164 (литье).
20. W. A. Anderson, etc., CA 82, 629762 (формуемость).
21. D. Achenbach, Met A 7, 520623 (пластическая деформация).
22. E. Buray-Mihalyi, etc., Met A 7, 311710 (сварка).
23. R. H. Wittman, Met A 7, 551331 (сварка).
24. M. Vidmar, etc., Met A 8, 550222 (сварка).
25. G. Fortina, etc., Met A 7, 570171 (анодирование).
26. /. Rohrmoser, etc., Met A 7, 351521 (анодирование).
27. /. M. Bowling, etc., CA 82, 102003p (влияние Мп на разрушение).
28. V. Sklenicka, etc., С А 82, 102006s (порошковая металлургия).
29. A. Titchener, etc., CA 82, 102015 (термомеханическая обработка)
30. R. E. Reed-Hill, etc., WAA 8, 610271 (прерывистое течение).
31. /. Lipkin, etc., Met. Trans., 1975, v. 6A, p. 167 (течение при усталости)
32. J. Larsen-Basse, etc., WAA 8, 610250 (износ). "
33. /. Lankford, etc., WAA 8, 610255 (усталостные трещины).
34. /. D. Evensen, etc., WAA 8, 610259 (разрушение).
35. Т. A. Roach, etc., WAA 8, 610275 (ползучесть).
36. G. Szenes, etc., WAA 8, 620059 (внутреннее трение).
37. G. Scharf, etc., Metall, 1975, Bd 29, S. 358 (гомогенизация).
38. G. Thomas, etc., WAA 8, 610337 (зуб текучести).
39. /. С. Swearengen, etc., Mater. Sci. Engng., 1975, v. 19, p. 105 (термоцикли-
рование).
Промышленные сплавы с Mg
1. М. P. Harding, CA 82, 46881 j (плотность жидкой фазы)
2. R. M. Hart, Met A 7, 311593 (свойства).
3. О. A. Setyukov, etc. (О. А. Сетюков и др.), Met A 7 120490
4. F. Gatto, Met A 7, 311949 (свойства).
625
(структура).

5. К. Н. Miska, Met A 7, 710169 (свойства).
6. /. Л. DiCello, etc., Met A 8, 310625 (свойства).
7. W. A. Anderson, etc., Met A 8, 310624 (свойства).
8. R. Develay, Met A 7, 312454; 8, 310178 (свойства).
9. К. G. Schmitt-Thomas, etc., Met A 7, 220438 (механические свойства).
10. А. V. Karasev (А. В. Карасев), Met A 7, 312737 (механические свойства).
11. Н. Н. Rossig, etc., Met A 7, 312464 (механические свойства).
12. /. N. Fridlyander, etc. (И. Н. Фридляндер и др.), Met A 8, 310767 (меха-
(механические свойства).
13. Anon., Met A 8, 550125 (механические свойства).
14. Т. Kishi, etc., Met A 7, 311183 (механические свойства).
15. /. G. Kaufman, etc., Met A 7, 312645 (механические свойства).
16. 5. К. Kim, etc., Met A 7, 560144 (разрушение).
17. Е. Hirosawa, etc., Met A 8, 311029 (разрушение).
18. Т. Takai, etc., Met A 8, 311629, 311631 (разрушение).
19. 5. Nishi, etc., CA 82, 20699f (вязкость разрушения).
20. Т. Eukui, Met A 7, 312177; 8, 311028 (вязкость разрушения).
21. /. G. Kaufman, etc., Met A 8, 310110, 310405 (вязкость разрушения).
22. P. F. Kulbashnyi, etc., CA 82, 34179у (усталость).
23. У. 5. Huang, etc., CA 82, 102025х (деформация при усталости).
24. J. Welter, etc., Met A 8, 310196 (усталость).
25. Т. W. Crooker, Met A 7, 310607 (усталость).
26. R. A. Kelsey, etc., Met A 8, 310111 (усталость).
27. W. Spath, Met A 8, 310194 (усталость).
28. Af. Uemura, etc., CA 82, 101915a (усталость).
29. К. Muramatsu, etc., Met A 7, 311845, 312851 (усталость).
30. V. I. Yakovlev, etc. (В. И. Яковлев и др.), Met A 7, 312820 (ползучесть).
31. К. Тота, etc., Met A 7, 312848 (ползучесть).
32. /. Kariya, etc., Met A 7, 310744 (ползучесть).
33. N. Matsumo, etc., С А 82, 46858g (ползучесть).
34. Z. G. Lipovetskaya C. Г. Липовецкая), Met A 8, 310964 (сопротивление
износу).
35. V. S. Zotikov, etc. (В. С. Зотиков и др.), Met A 7, 351541 (коррозия).
36. D. L. Belitskus, Met A 8, 350355 (коррозия).
37. M. Hagiwara, etc., Met A 7, 351459 (коррозия).
38. /. P. Kuliev, etc. (Я. П. Кулиев и др.), Met A 7, 350527 (коррозия).
39. P. Doig, etc., Met A 8, 350329 (коррозия).
40. E. C. Althof, etc., Met A 8, 350567 (коррозия).
41. V. S. Sinyavsky, etc. (В. С. Синявский и др.), Met A 7, 351446 (коррозия).
42. M. Conserva, etc., Met A 7, 311723 (коррозия).
43. Y. Baha, Met A 7, 350352, 350958 (коррозия).
44. V. P. Kassyura, etc., Met A 7, 351540 (коррозия).
45. /. Rohrmoser, etc., Met A 7, 351521 (коррозия).
46. M. N. Desai, etc., Met A 8, 350461 (коррозия).
47. E. P. Short, etc., Met A 8, 350361 (коррозия).
48. О. /. Steklov, etc. (О. И. Стеклов и др.), Met A 7, 351355 (коррозия).
49. R. Chandrashekar, Met A 7, 351455, 350563; 8, 350146, 350138 (коррозия).
50. L M. Koganov, etc. (Л. М. Коганов и др.), Met A 7, 520238 (литье).
51. G. V. Cherepok, etc., Met A 7, 460016 (литье).
52. V. A. Joy, etc., Met A 7, 510593 (литье).
53. L. Kosek, etc., Met A 8, 340148 (литье).
54. E. Hata, etc., Met A 7, 460050 (литье).
55. W. Ratuszek, etc., Met A 7, 120376 (пластическая деформация, текстура).
56. Y. M. Okhrimenko, etc. (Ю. М. Охрименко и др.), Met A 8, 520174 (пла-
(пластическая деформация, текстура).
57. М. Н. Warton, etc., Met A 7, 311171 (фреттинговая усталость).
58. Я. P. He'd, etc., Met A 8, 310920 (пластическая деформация, текстура).
59. D. Dimitrov, etc., Met A 7, 312441 (термообработка).
626

60. M. Conserve*, etc., Met A 7, 560543 (термообработка).
61. /. Inada, etc., С А 82, 63113c (сварка).
62. 5. Mukae, etc., CA 82, 46951 g (сварка).
63. A Y. Ishchenko, etc. (А. Ю. Ищенко и др.), Met A 7, 551295. (сварка).
64. Y. Arata, etc., Met A 7, 551324 (сварка).
65. Т. Fukui, etc., Met A 7, 550504, 8, 311627 (сварка).
66. M. Vidmar, etc., Met A 8, 550222 (сварка).
67. R. E. Zinkham, etc., Met A 8, 310918 (сварка).
68. Y. N. Skachkov,, etc., (/О. H. Скачков и др.), А 8, 550401 (сварка).
69. A. A. Bondarev, etc. (А. А. Бондарев и др.), Met A 7, 551194 (сварка).
70. /. G. Массо, СА 82, 101998с (усталость сварных швов).
71. Я. Ahlborn, etc., Met A 8, 310921 (порошковая металлургия).
72. G. Fortina, etc., Met A 7, 570171 (анодирование).
73. Т. Nakayama, etc., Met A 8, 350553 (анодирование).
74. Е. М. Durayne, etc., Met A 7, 220753 (разрушение).
75. G. P. Sakhatsky (Г. П. Сахацкий), Met A 7, 550706 (сварка).
76. М. Conserva, etc., Met A 8, 140144 (термомеханическая обработка).
77. /. 5. Enochs, etc., Met A 8, 311067 (усталость).
78. A. A. Sukhoverkhov, etc. [А. А. Суховерков и др.), Met A 8, 311305
(сварка).
79. V. V. Istomin-Kastrovsky, etc. (В. В. Истомин-Костровский и др.),
Met A 8, 311306 (сварка).
80. Т. I. Lennox, Jr., Etc., Met A 8, 350686 (коррозия).
81. P. H. Thornton, etr., Met Trans., 1975, v. 6A, p. 1253 (пеносплав).
82. R. T. King, etc., Met. Trans., 1975, v. 6A, p. 683 (радиационное повреж-
повреждение) .
83. A. A. Tavassoli, etc., WAA 8, 610270 (формообразование сверхпластич-
сверхпластичных сплавов).
84. В. N. Litvin (Б. Я. Литвин), СА 82, 159429 (гомогенизация).
85. /. Evancho, СА 82, 159522 (сплав Al—Mg — Li).
86. R. W. Rogers, Jr., etc., CA 82, 159550 (эксплуатация в морских условиях)
87. О. Prabhakar, WAA 8, 330085 (кристаллизация).
88. S. Sato, etc., WAA 8, 610233 (усталость).
89. Т. Takaai, etc., WAA 8, 610239 (износ).
90. F. A. Mohamed, etc., WAA 8, 610277 (деформация).
91. R. W. Klaffky, etc., WAA 8, 620069 (теплопроводность).
92. W. Spaeth, Metall, 1974, v. 28, p. 132, 227 (усталость).
93. Я. Я. Rossig, etc., Metall, 1974, Bd 28, S. 232, 357 (предел текучести).
94. /. Haginoya, Met A 8, 340472 (окисление расплава).
95. F. Hirosawa, etc., Sumitomo Light Met. Tech. Rep., 1974, v. 15B), p. 34
(вязкое разрушение).
96. F. Toshiyasu, WAA 8, 610306 (структура сварного шва).
97. P. F. Kulbashny, etc., WAA 8, 610326 (усталость).
98. M. Uemura, etc., WAA 8, 610329 (усталость).
99. N. N. Beklemishev, etc. (Я. Н. Беклемишев и др.), WAA 8, 610330 (де-
(деформация).
100. Т. Kishi, etc., WAA 8, 610331 (эффект Баушингера).
101. С. F. Schrieber, etc., WAA 8, 640170 (коррозия в солевых растворах).
102. R. Chandrashekar, WAA 8, 640173 (коррозия под напряжением).
103. М. N. Desai, etc., WAA 8, 640190 (ингибиторы коррозии).
104. A. Guihaudis, WAA 8, 640197 (коррозия в морских условиях).
105. /. G. Morris, etc., Mater. Sci. Engng., 1975, v. 17, p. 77 (горячая дефор-
деформация).
106. G. Screm, etc., Mater. Sci. Engng., 1975, v. 18, p. 75 (усталость).
107. E. Haibach, etc., Aluminium, 1975, Bd 51, S. 267 (усталость сварного
шва).
108. E. Whitwham, etc., Mem. Sci. Rev. Met., 1975, v. 72, p. 67 (электропро-
(электропроводники).
627

Промышленные сплавы с Мп
1. G. M. Faulting, etc., Met A 7, 140282 (структура).
2. Anon., Met A 7, 710093 (свойства).
3. Anon., Met A 8, 710001 (свойства).
4. В. Balcerowska, etc., Met A 7, 311248 (свойства).
5. /. К. Kalko, Met A 8, 310245 (ползучесть).
6. S. Terai, etc., Met A 8, 350154 (коррозия).
7. /. F. Jenkinc, etc., Met A 7, 351292 (коррозия).
8. О. Kentzler, etc., Met A 8, 350555 (коррозия).
9. M. Hagiwara, Met A 8, 350645 (коррозия).
10. R. Л. Bonewitz, etc., Met A 7, 350841 (коррозия).
11. W. H. Hartt, Met A 7, 351290 (коррозия).
12. L. Mori, Met A 7, 312472 (коррозия).
13. К G. Compton, etc., Met A 7, 351301 (коррозия).
14. С. F. Schrieber, etc., Met A 7, 351312 (коррозия).
15. /. A. Manning, etc., Met A 7, 351313 (коррозия).
16. R. A. Bonewitz, Met A 7, 350713 (коррозия).
17. M. G. Afonkin, etc. (M. Г. Афонкин и др.), Met A 8, 310987 (литье).
18. M. Pridvornic, Met A 8, 520158 (пластическая деформация, текстура).
19. /. Szymanski, etc., Met A 7, 120776 (пластическая деформация, текстура),
20. Y. M. Vainblat, etc. (Ю. М. Вайнблат и др.), Met A 7, 121022 (рекристал-
(рекристаллизация).
21. R. Horiuchi, Met A 7, 560580 (термообработка).
22. Y. Arata, etc., Met A 8, 550122 (сварка).
23. H. W. Hennicke, etc., Metr A 8, 570027 (эмалирование).
24. R. K. Shah, etc., Met A 8, 350754 (коррозия).
25. R. Rixen, etc., Z. Metallkunde, 1975, Bd 66, S. 16 (текстура прокатки).
26. G. Scharf, etc., Metall, 1975, v. 29 p. 358 (отжиг).
27. Т. Ikeda etc., WAA 8, 530179 (охлаждение со сверхвысокими скоростями).
28. С. F. Schrieber, etc., WAA 8, 640170 (солевая коррозия).
•29. М. N. Patel, etc., Met A 8, 350934 (ингибиторы).
Промышленные сплавы с Zn
1. М. Markworth, CA 82, 101855f (обзор).
2. М. Conserva, etc., Met A 7, 560184 (структура).
3. /. Stobrawa, etc., Met A 7, 140286 (структура).
4. M. P. Harding, CA 82, 46881 j (плотность жидкой фазы).
5. Anon., Met A 7, 312698 (свойства).
6. P. F. A. Bijtmer, Met A 7, 310911 (свойства).
7. К. Н. Miska, Met A 7, 710169 (свойства).
8. R. Develay, Met A 7, 312454; 8, 310178 (свойства).
9. E. I. Kutaitseva, etc. (E. И. Кутайцева и др.), Met A 7, 312515 (свойства).
10. /. L. Mezhbezher, etc., Met A 7, 311062 (свойства).
11. /. Waldman, etc., Met A 7, 120517 (свойства).
12. E. DiRusso, etc., Met A 7, 311228, 312473 (свойства).
13. К. G. Schmitt-Thomas, etc., Met A 7, 220438 (механические свойства).
14. Я. Р. Ней, etc., Met A 8, 310920 (механические свойства).
15. /. G. Kaufman, etc., Met A 7, 312645 (механические свойства).
16. 5. Sato, Met A 7, 220559 (механические свойства).
17. Y. Baba, etc., Met A 7, 312558; 8, 460023 (механические свойства).
18. Y. P. Adler, etc., Met A 7, 312507 (механические свойства).
19. M. A. Hamstad, etc., Met A 7, 310811 (механические свойства).
20. В. Towler, etc., Met A 7, 31146 (механические свойства).
21. M. Orman, etc., Met A 7, 311247 (механические свойства).
22. В. G. Martin, Met A 8, 220160 (остаточные напряжения).
23. О. G. Senatorova, etc. (О. Г. Сеяаторова и др.), Met A 7, 140174 (разру-
(разрушение).
628

24. R. Я. Van Stone, etc., Met A 8, 310109 (разрушение).
25 К Я Schwalbe, Met A 8, 310914 (разрушение).
26 E M Durayne, etc., Met A 7, 220735 (разрушение).
27 E DiRusso, etc., Met A 7, 312475; 8, 311474 (разрушение).
<>8 / D. Embury, etc., Met A 7, 312724; 8, 310211 (разрушение).
29 R /. Ripling, etc., Met A 8, 310099 (вязкость разрушения).
30 V E. Carter, etc., Met A 7, 350861 (вязкость разрушения).
31. T Fukui, Met A 7, 312177; 8, 311028, 311626 (вязкость разрушения).
32. Т. Takai, etc., CA 82, 76380n (разрушение).
33. 5. Nishi, etc., CA 82, 20699f (вязкость разрушения).
34. M. A. Reynolds, etc., Met A 8, 710114 (вязкость разрушения).
35. E. Schaap, Met A 8, 310626 (усталость).
36. M. Uemura, etc., CA 82, 101915a (усталость).
37. К. Muramatsu, etc., Met A 7, 311845 (усталость).
38. D. K. Benson, etc., Met A 7, 140392 (усталость).
39. L M. Bland, Met A 8, 350217. (усталость).
40. M. Ogasawara, etc., Met A 8, 310426 (усталость).
41. D. M. Egle, etc., Met A 7, 220476. (усталость).
42. J. G. Kaufman, Met A 7, 311112; 8, 310402. (усталость).
43. 5. P. Lynch, etc., Met A 7, 312047. (усталость).
44. M. E. Drits, etc. (M. E. Дриц и др.), Met A 7, 312516 (усталость).
45. D. Kosteas, Met A 7, 220531 (усталость).
46. Я. F. Kulbashnyi, etc., CA 82, 34179y (усталость).
47. Y. S. Huang, etc., CA 82, 102025x (деформация при усталости^.
48. N. Matsuno, etc., CA 82, 46858g (ползучесть).
49. E. C. Althof, etc., Met A 8, 350567 (кавитация).
50. F. Mansfield, etc., Met A 7, 351299; 8, 350162 (коррозия).
51. Т. N. Smirnova, etc. (Т. Н. Смирнова и др.), Met A 7, 351447 (коррозия).
52. N. L. Rogers, Met A 7, 350328 (коррозия).
53. R. /. Я. Wanhill, Met A 8, 310303 (разрушение).
54. M. Hagiwara, etc., Met A 7, 351459 (коррозия).
55. О. Geridonmez, Met A 7, 351343 (коррозия).
56. L Mont grain, etc., Met A 8, 350216 (коррозия).
57. A. J. Jacobs, etc., Met A 8, 350159 (коррозия под напряжением).
58. /. M. de la Torre, Met A 8, 350252 (коррозия под напряжением).
59. /. Fielding, Met A 7, 350471 (коррозия под напряжением).
60. A. M. Shlyafirner, etc., Met A 7, 351360 (коррозия под напряжением).
61. P. Krishnaswamy, etc., Met A 7, 351388 (коррозия под напряжением).
62. W. E. Wood, etc., Met A 7, 350970, 350971 (коррозия под напряжением).
63. P. К. Poulose, etc., Met A 7, 350973 (коррозия под напряжением).
64. /. Т. Staley, Met A 7, 140231, 350718 (коррозия под напряжением).
65. P. Doig, etc., Met A 7, 350862; 8, 350713 (коррозия под напряжением).
66. E. Y. Lyublinsky, Met A 7, 340329 (коррозия под напряжением).
57. R. J. Gest, etc., Met A 7, 351462 (коррозия под напряжением)
68. Т. Mills, Met A 8, 350222 (коррозия под напряжением).
69. А. М. Osokin (A. M. Осокин), Met A 7, 510184 (литье).
70. N. S. Zavyanova, etc. (Я. С. Завьянова и др.), Met A 7, 220758 (литье)
71. Я. Yamada, etc., Met A 7, 510621 (литье).
72. Z. Buray, etc., Met A 8, 310486 (пластическая деформация).
73. V. M. Koltsov, etc. (В. М. Кольцов и др.), Met A 8, 520102 (пластическая
деформация).
74. A. Kovacs, etc., Met A 7, 520630 (пластическая деформация).
75. R. С. Fornerod, etc., Met A 7, 312046 (пластическая деформация).
76. S. M. El-Soudani, etc., Met A 8, 210033 (пластическая деформация).
77. N. S. Gerchikova, etc. (Я. С. Герчикова и др.), Met A 7, 130885 (термооб-
(термообработка).
78. /. W. Evancho, etc., Met A 7, 140144 (термообработка).
79. /. N. Fridlyander, etc. (И. Я. Фридляндер и др.), Met A 7, 140417 (тер-
(термообработка).
629

80. V. I. Holnova, etc. (В. И. Хольнова и др.), Met A 7, 140385 (термообра-
(термообработка).
81. E. DiRusso, etc., Met A 7, 520485 (термообработка).
82. M. Vidmar, etc., Met A 8, 550222 (сварка).
83. /. /. Bethke, etc., Met A 7, 350329 (сварка).
84. A. A Bondarev, etc. (А. А. Бондарев и др.), Met A 7, 551194. (сварка).
85. H. G. Kobler, Met A 8, 550366 (сварка).
86. M. Kikuchi, etc., Met A 7, 551201 (сварка).
87. E. Jahnkow, etc., Met A 7, 551011 (сварка).
88. V. Orszagh, Met A 7, 550437 (сварка).
89. M. Pirner, Met A 7, 550805 (сварка).
90. P. J. M. Chare, etc., Met A 8, 540098 (порошковая металлургия).
91. F. J. Gurney, etc., Met A 7, 540295 (порошковая металлургия).
92. J. К. Peirtsegaele, Met A 8, 550499 (сварка).
93. H. P. Van Leeuwen, etc., Met A 8, 350682 (коррозия под напряжением).
94. P. H. Thornton, etc., Met. Trans., 1975, v. 6A, p. 1253 (пеносплав).
95. M. O. Speidel, WAA 8, 640171 (коррозия под напряжением).
96. G. Т. Hahn, etc., WAA 8, 610294, 610307 (вязкость разрушения).
97. D. S. Thompson, WAA 8, 610308 (вязкость разрушения).
98. S. С. Chen, etc., CA 82, 159553 (сварка).
99. F. Gatto, etc., CA 82, 159559 (термомеханические обработки).
100. С. R. Shastry, etc., WAA 8, 540045 (коррозия под напряжением).
101. M. Markworth, WAA 8, 540046 (термообработка).
102. Т. Т. Shih, etc., WAA 8, 610220 (усталость).
103. S. N. Ananin, etc. (С. Н. Ананьин и др.), WAA 8, 610231 (вторичные
сплавы).
104. G. Hilaire, etc., WAA 8, 610235 (взаимосвязь структуры и свойств).
105. S. P. Lynch, WAA 8, 610256 (усталостные трещины).
106. M. Nageswararao, etc., WAA 8, 610273 (усталостные трещины).
107. Т. A. Roash, etc., WAA 8, 610275 (ползучесть).
108. О. Geridonmez, Metall, 1974, Bd 28, S. 224 (коррозия).
109. В. Grzemba, etc., WAA 8, 640181 (коррозия под напряжением).
ПО. М. Pirner, etc., WAA 8, 640182 (коррозия сварных швов).
111. G. Scharf, etc., Metall, 1975, Bd 29, S. 358 (гомогенизация).
112. Y. Baba, etc., Met A 8, 140235, 350935 (гомогенизация, коррозия под на-
напряжением).
113. К. Muramatsu, etc., Sumitomo Light Met. Tech. Rep., 1974, v. 15, № 1,
p. 19 (усталость).
114. Anon., WAA 8, 610287 (трещинообразование при сварке).
115. W. H. Cathey, WAA 8, 610298 (рост трещины).
116. R. A. Everett, Jr., WAA 8, 610327 (усталость).
117. Y. Kojima, etc., WAA 8, 610334, 640189 (коррозия под напряжением).
118. D. V. Wilson, WAA 8, 610338 (анизотропия).
119. К. Н. Schwalbe, Met A 8, 311416 (разрушение).
120. W. Wyrwa, etc., WAA 8, 640188 (коррозия).
121. A. Guilhaudis, WAA 8, 640197 (коррозия в морских условиях).
122. P. Hari, WAA 8, 640198 (коррозия под напряжением).
123. /. G. Kaufman, WAA 8, 710062 (вязкость разрушения).
124. /. P. Auger, etc., Met A 8, 220500 (вязкость разрушения).
125. /. Т. Staley, Met A 8, 311349 (новые ковочные сплавы).
126. О. A. Bakshi, etc. (О. А. Бакши и др.), Met A 8, 550687 (усталость свар-
сварных швов).
127. М. Markworth, Aluminium, 1974, Bd 50, S. 770; 1975, Bd 51, S. 151 (пресс-
эффект)..
128. G. Fischer, etc., Aluminium, 1975, Bd 51, S. 530 (упрочнение при старе-
старении).
129. Y. Kojima, etc., J. Jap. Inst. Met., 1975, v. 25, p. 64, 103 (коррозия под
напряжением).
630

130. P. J. E. Forsyth, etc., Met. Techn., 1975, v. 2, p. 158 (текстура).
131. /. С. Swearengen, etc., Mater. Sci. Engng., 1975, v. 19, p. 105 (термо-
циклирование).
132. J. A. S. Green, etc., Corrosion, 1975, v. 31, p. 209 (коррозия под напря-
напряжением).
133. Д. Л. Adams, etc., Corrosion, 1975, v. 31, p. 84 (потенциал).
САП
1. В. М. Butcher, etc., CA 82, 89217q (спекание ударным способом).
2. L. /. Gurski, etc., CA 82, 6624w (удельное электросопротивление).
3. V. P. Severdenko, etc. (В. П. Северденко и др.), Met A 7, 540355 (грану-
(гранулированный Al).
4. Т. Ogushi, etc., Met A 7, 330635 (гранулированный Al).
5. L. S. Martsunova, etc., Met A 7, 620086 (сплав Al — Cu).
6. F. J. Esper, etc., Met A 7, 540460 (сплавы, свойства).
7. P. S. Misra, etc., Met A 8, 620065 (отжиг).
8. R. Sasel, Met A 8, 540102 (подшипники Al — Pb).
9. O. Dragan, etc., Met A 8, 540084 (ультразвук при брикетировании).
10. S. G. Yakovlev, etc. (С. Г. Яковлев и др.), Met A 8, 130171 (диффузия
N.i, Zr).
11. M. G. Stepanova. etc. (AT Г. Степанова и др.), Met A 7, 540500 (структура,
свойства).
12. R. Pohlman, etc., Met A 7, 540224 (расплавы и переплав).
13. P. G. Kochetkov, etc. (П. Г. Кочетков и др.), Met A 7, 550576 (сварка).
14. 5. Storchheim, Met A 8, 540173 (спекание на воздухе).
15. /. H. Dudas, etc., Met A 8, 210189 (структура).
16. M. P. Swain, etc., Met A 7, 540463 (свойства).
17. В. L. Ferguson, etc., Met A 8, 540209 (сопротивление удару).
18. E. M. Daver, Met A 8, 540179 (пористые структуры).
19. A. R. E. Singer, etc., Met A 7, 540462; 8, 540167 (распыленные порошки,
фольга).
20. A. Polakovic, WAA 8, 540040 (ультразвук при плавке).
21. J. P. Lyle, Jr., etc., Met A 7, 540255, 540461 (сплавы).
22. К. Е. Buchovecky, etc., Met A 7, 540329, 540459 (поковки, штамповки).
23. G. L. Tsarev, etc. (Г. JI. Царев и др.), Met A 7, 140134 (введение окиси).
24. N. С. Kothari, Met A 8 540041 (горячее брикетирование).
25. J. P. Lyle, etc., WAA 8, 430054 (высокопрочные сплавы).
26. /. H. Gittins, Met A 8, 8, 610272 (ползучесть).
27. /. N. Storozhenko, etc. (#. H. Стороженко и др.), WAA 8, 430055 (электро-
(электролитические порошки).
28. A. Wagendristel, etc., Met A 8, 540254 (порошки, полученные размолом).
29. Е. N. Donskova, etc. (E. Н. Донскова и др.), Met A 8, 540258 (размер по-
порошка).
30. Anon., Met A 8, 720101 (встреча в Дрездене, 1973 г.)
Сплавы, используемые в качестве анодной защиты
1. /. Т. Reding, etc., Met A 7, 351296 (морская вода).
2. С. М. Grandstaff, etc., Met A 7, 351295 (морская вода).
3. W. В. Mackay, Met A 7, 351298 (вода на большой глубине).
4. Т. Murai, etc., Met A 8, 3$0660 (влияние Bi, Ga, Sn, Zn).
5. A. I. Kovalenko (А. И. Коваленко), Met A 7, 350645, 351093, 351099 (эф-
(эффективность защиты в грунте).
6. R. E. Groover, etc., Met A 7, 351294, 351471 (продукты коррозии).
7. E. Y. Lyublinsky (E. Я. Люблинский), Met A 7, 350649, 351103 (эффектив-
(эффективность).
631

Алюминийтугоплавкие металлы
[.Р. К. Rohatgi, etc., Met Trans., 1975, 6A, 1103 (электропровода из AINi).
Композиционные материалы
1. К. F. Sahm, С А 82, 893317 (производство).
2. /С. Mimura, etc., CA 82, 20716 (механические свойства).
3. Waseda, University, CA 82, 34128 (свойства, структура).
4. К. С. Wu, Met A 7, 550255 (сварка).
5. /. W. Weeton, etc., Met A 7, 720109 (обзор).
6. М. A. Wright, Met A 8, 311055 (термоциклирование).
7. /. /. Toth, etc., Met A 7, 620258 (обзор).
8. V. P. Severdenko, etc. (В. П. Северденко и др.), Met A 7, 620093 (свой-
(свойства).
9. A. R. Robertson, etc., Met A 8, 620050 (свойства).
10. М. К. Rybalchenko, etc. (M. К. Рыбальченко и др.), Met A 7, 620180 (ме-
(механические свойства).
11. R. Т. Pepper, etc., Met A 7, 620167 (механические свойства).
12. S. Nagata, etc., Met A 7, 311843, 311844 (материалы с малым удельным
весом).
13. A. G. Metcalfe, Met A 7, 720105 (обзор).
14. М. A. McGuire etc., Met A 8, 620029, 620030 (разрушение).
15. S. W. McClaren, etc., Met A 8, 620049 (свойства).
16. A. V. Lysenko, etc. (А. В. Лизенко и др.), Met A 7, 620079 (деформация*.,
17. Я. A. Khun, etc., Met A 8, 620027 (производство).
18. D. M. Karpinos, etc. (Д. М. Карпинос и др.), Met A 7, 312794, 620184- «
620036 (свойства).
19. E. Ignatowitz, Met A 8, 620085 (производство).
20. A. P. Divecha, etc., Met A 7, 620195 (производство).
21. D. J. Chwirut, etc., Met A 7, 620191 (жаропрочность).
22. С. С. Chamis, etc., Met A 8, 620051 (производство).
23. С. W. Bert, etc., Met A 8, 620015 (жесткость при кручении).
24. J. G. Banker, Met A 7, 620101 (производство).
25. V. P. Bakarinova, etc. (В. П. Бакаринова и др.), Met A 8, 620060 (взаимо-
(взаимодействие) .
26. R. E. Allred, etc., Met A 7, 620166, 620169 (коэффициент Пуассона, раз-
разрушение).
27. D. F. Adams, Met A 7, 620168 (разрушение).
28. Т. Н. Courtney, CA 82, 159526 (разрушение).

ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ СИСТЕМ
Al — Ag
диффузия
рекристаллизация
свойства
старение
упрочнение деформационное
Al — Ag — Bi
Al - А? — Cd
Al — Ag — Cu
Al — Ag — Fe
Al — Ag — Fe — Si
Al — Ag — Ge
Al — Ag — In
Al — Ag — Li
Al — Ag — Mg
Al — Ag — Mg — Zn
Al — Ag — Mn
Al — Ag — Ni — Si
Al — Ag — Ph
Al — Ag — S
Al — Ag — Se
Al — Ag — Si
Al — Ag — Sn
Al — Ag — Те
Al — Ag — Ti
Al - Ag — Tl
Al — Ag — Zn
Al — Ag — Zr
Al — A12O3
Al — Ar
Al —As
Al —As —Bi-Ga
Al — As — Cd — Ga
Al — As — Ga
Al — As — Ga — Ge
Al-As-Ga-Hg
Al — As — Ga — In
Al — As — Ga — Pb
Al — As — Ga — Sb
Al — As — Ga — Sn
Al -As-Ga-Tl
Al — As — Ga — Zn
Al _ As — In
Al — As — Li
Al — As — P
Al - As - Sb
Al-Au
Al — Au — Bi
Al — Au — Hf
Al — Au — Mn
Al-Au - Pb
Al-Au-Sn
\\ — Au — Zr
Al -B
Al — В — Be
Al — В — С
Al - В - Се
Al — В — Co
Al - В - Сг
Al — В — Си
Al — В - Fe
Al - В - La
Al - В - Mg
Al — В — Mn
Al — В — Mo
Al _ В - N
Al - В - Ni
Al-B -Re
Al — В — Si
Al — В — Та
Al —В—Ti
Al - В - V
Al — В - Y
Al-B —Zr
Al —Ba
Al — Ba — Bi
Al — Ba —Co
8, 601
12, 601
10
10, 601
11, 601
10
186
186
187
188
355
188
188, 613
189
189
355
121
355
191
192
192
192
193
192
193
193
194, 613
193
581, 631
17, 601
17, 601
387
387
196, 614
387
387
387
387
387
387
387
387
197
197
197
614
19, 601
193
197
198
193
198
197
21, 602
198
198
198
198
614
198
198
198
200
615
198
198
198
200
198
198
200, 615
198
198
198
22, 602
203
615
Al-Ba-Cr
Al — Ba — Си
Al — Ba — Fe
Al — Ba — Ge
Al — Ba — Mg
Al-Ba-Ni
Al - Ba - Pb
Al —Ba -Si
Al — Be
Al-Be-Ce
Al-Be — Cl — H-P
Al — Be — Co
Al — Be — Cr
Al-Be-Си
Al — Be — Fe
Al — Be — La
Al — Be — Mg
Al — Be —Mg —Zn
Al — Be — Mn
Al —Be —Ni
Al-Be-Si
Al —Be —Ti
Al-Be-Y
Al — Bi
Al - Bi - Ca
Al —Bi-Cd -Ga
Al —Bi —Си
Al-Bi-Er
Al — Bi — Ga
Al — Bi — Ga — Ge
Al-Bi-Ga -Hg
Al — Bi — Ga — In
Al — Bi — Ga — Pb
Al-Bi-Ga-Sb
Al — Bi — Ga — Sn
Al — Bi — Ga — Tl
Al — Bi — Ga — Zn
Al —Bi — La
Al —Bi —Mg
Al-Bi-Pb
Al — Bi — Pb — Sb
Al — Bi — Sb
Al —Bi-Si
Al - Bi - Sn
Al - Bi - Sr
Al —Br
Ai — С
Al — С — Co
Al-C-Cl
Al-C-Cl -O
Al —C-Cl-O-P
Al - С — Cr
Al - С - Fe
Al - С - Mn
Al — С — Mo
Al — С — N
Al — С — Nb
Al —C —Ni
Al - С — О
Al _ С — Pt
Al — С —Sb
Al-C — Si
Al-C-Ta
Al - С - Ti
Al - С - U
Al — С - V
Al-C-W
Al-C —Y
Al - Ca
Al-Ca-Cr
Al — Ca — Си
Al - Ca - Fe
Al - Ca — Mg
Al - Ca — Ni
Al — Ca — Pb
Al — Ca — Sb
Al - Ca - Si
203
203
615
204
203
615
203
203
23, 602
204
615
205
205
205
206
206
207
355
208
209
209
209
211
25
203
387
212
•212
212
387
387
387
387
387
387
387
387
213
213
214
356
215
215
216
203
26, 602
27, 602
216
615
615
615
216
216
216
216
216
216
216
216
216
216
216
216
216
216
216
216
216
29, 602
203
217
217
217
218
203
203
218
633

634
Al - Са - Sn
Al —Cd
Al — Cd - Cu
Al - Cd - Cu - Mn
Al - Cd — Er
Al-Cd-Ga
Al — Cd — Ga — Ge
Al — Cd — Ga — Hg
Al-Cd-Ga - In
Al — Cd — Ga — Pb
Al — Cd — Ga — Sb
Al —Cd —Ga —Sn
Al — Cd —Ga — Tl
Al -Cd —Ga —Zn
Al — Cd — Mg
Al - Cd - Mn
Al — Cd - О
Al — Cd — S
Al - Cd - Sb - Те
Al - Cd — Se
Al-Cd-Si
Al - Cd — Sn
Al — Cd - Те
Al - Cd - Zn
Al —Ce
Al — Ce - Co
Al - Ce - Cr
Al — Ce — Cu
Al — Ce — Cu —Mn
Al - Ce - Er
Al — Ce — Fe
Al — Ce — Gd
Al — Ce —Ge
Al - Ce — H
Al - Ce - La
Al — Ce — Mg
Al — Ce — Mn
Al — Ce — Mn — Ni
Al - Ce - S
Al —Ce —Sb
Al —Ce —Si
Al - Ce - Tb
Al — Ce — Th
Al — Ce — V
Al — Ce - Y
Al — Cl
Al — Cl — F
Al - Cl - О
Al — Cl — О — P
Al —Co
Al — Co —Cu
Al — Co — Cu — Fe
Al — Co — Dy
Al — Co — Er
Al — Co — Fe
Al — Co — Fe — Ni
Al - Co — Gd
Al — Co - Hf
Al — Co — Ho
Al — Co — Lu
Al - Co - Mg
Al - Co - Mn
Al — Co - Nb
Al — Co — Ni
Al — Co — Sc
Al - Co - Si
Al - Co - Sr
Al — Co — Та
Al - Co - Tb
Al - Co - Ti
Al — Co — Tm
Al — Co — U
Al — Co - Y
Al — Co — Zn
Al — Co — Zr
Al-Cr
Al — Cr — Cu
Al-Cr —Cu-Zr
Al _ Cr - Er
Al-Cr - Fe
Al — Cr — Gd
203
31, 602
219, 615
357
212
212
387
387
387
387
387
387
387
387
221
221
222
222
357
222
222
222
222
223
32, 602
223
203
224
358
615
224
615
225
225
226, 615
226
226
619
227
227
228
615
226
203
226
34, 602
228
228, 615
615
36, 602
229
358
229
229
231
358
229
232
229
229
232
232
232
233
232
233
615
232
229
232
229
234
229, 615
234
232
38, 603
234
358
203
235
203
Al — Cr — H
Al-Cr — Hf
Al — Cr - Ho
Al — Cr - La
Al — Cr — Lu
Al — Cr - Mg
Al — Cr —Mg —Mn
Al — Cr — Mg — Mn — Zn
Al - Cr — Mg — Zn
Al — Cr — Mn
Al - Cr — Mn — Ti - V — Zr
Al — Cr — Mo
Al — Cr — Nd
Al — Cr — Ni
Al — Cr - Pr
Al — Cr - S
Al-Cr-Si
Al — Cr — Sr
Al-Cr — Ti
Al — Cr - W
Al - Cr - Y
Al — Cr — Zn
Al-Cr — Zr
Al —Cs
Al-Cs — Si
Al-Cu:
диаграмма состояния
диффузия
свойства магнитные
— механические
— оптические
— теплофизические
— физические
— химические
— электрические
старение
структура расплава
— фазы СиА12
Al — Си, промышленные сплавы:
восприимчивость магнитная
гомогенизация
деформация пластическая
литье
модуль упругости
обрабатываемость резанием
обработка поверхности
— термическая
параметр решетки
плавление эвтектики
плакирование
ползучесть
потенциал электродный
прочность, зависимость от тем-
температуры
рекристаллизация
свариваемость
свойства теплофизические
— физические
— химические
старение
структура
упругости константы
фазы избыточные
эвтектика
электропроводность
Al-Cu - Dy
Al-Cu - Er
Al — Cu — Fe
Al - Cu - Fe - Mg
Al — Cu - Fe - Mg — Mn
Al — Cu — Fe — Mg — Mn — Si
Al — Cu — Fe — Mg — Si
Al — Cu - Fe - Mn
Al — Cu - Fe - Mn — Ni
Al - Cu - Fe - Mn - Si
Al — Cu —Fe — Ni
Al — Cu — Fe — S
Al — Cu — Fe — Si
Al — Cu-Gd
Al — Cu — Ge
Al-Cu-Ge-Mg
225
203
203
203
203
236, 015
359
620
359
237, 615
620
239
203
239
203
240
240
203
242
239
242
242, 615
243
41
243
43, 603
47, 603
45, 603
45, 603
45
43, 603
43, 603
46, 603
44, 603
47, 603
42, 603
43, 603
419, 620
434
432, 620
431, 620
422, 620
441, 620
443, 620
419, 620
414, 620
435, 620
429, 620
424, 620
426, 620
422, 620
434, 620
441, 620
414, 620
414, 620
620
440, 620
410, 620
422, 620
415, 620
435, 6ЯТ
414. 620
229
229
243, 615
360
403
407
403
363
404
404
364
365
365
229
246
366

Al _ Си — H
Al — Си — Hf
Al — Си — Hg
Al — Си — Но
Al — Си — In
Al — Си — La
Al — Си — Li
Al — Си — Li —Mg
Al — Си — Li — Si
Al — Си — Lu
Al _ Си — Mg
диффузия
свойства
соединения интерметаллические
СТЯПРНИР
cTnvKTvoa
Al — Си — Mg — Mn
Al — Си — Mg — Mn — Si
Al — Си — Mg — Ni
Al — Си — Mg — Pb
Al — Си — Mg — Sb
Al — Си — Mg — Sb — Sn
Al — Си — Mg — Si
Al — Си — Mg — Zn
Al — Си — Mn
Al — Си — Mn — Ni
Al — Си — Mn — Si
Al — Си — Mo
Al — Си — Mo — Ni
Al — Си — Nb
Al — Си — Ni
Al — Си — О
Al — Си — Pb
Al — Си — Pr
Al — Си — S
Al — Си — Sb
Al — Си — Se
Al _ Си — Si
Al — Си — Si — Zn
Al — Си —Sn
Al — Си — Та
Al — Си — Tb
Al — Си — Те
Al — Си — Ti
Al — Си — Tm
Al — Си — U
Al — Си — V
Al — Си —W
Al — Си — Y
Al — Си — Zn
Al — Си — Zr
Al — Dy
Al — Dy — Er
Al — Dy — Fe
Al — Dy — Gd
Al — Dy — Ge
Al — Dy — Ho
Al — Dy — Mn
Al - Dy - Ni
Al — Dy — Sc
Al — Dy — Tb
Al — Dy — U
Al — Dy — Y
Al — Er
Al — Er — Fe
Al _ Er — Gd
Al — Er — Ge
Al — Er — Ho
Al — Er — Ni
Al —Er —Pb
Al — Er — S
Al — Er — Sc
Al — Er — Tb
Al — Fr — Y
Al-Eu
Al — Eu - Ge
Al — Eu — La
Al -F
Al — Fe:
диффузия
соединения интерметаллические
246, 616
198
247
229
247, 616
247
248
366
366
229
249, 616
252
251
249
616
616
369
405
370
619
370
405
370
376
255, 616
379
379
258
381
198
260, 616
262
262
262
192
262
192
263
619
265, 616
198
229
192
266
229
616
266
267
229, 616
267, 616
269
63
270
270
270
272
270
198
229
270
270
273
270
65, 605
270
270
272, 615
270
229
212
227
270
270
270
66
272
273
66
70, 605
68, 605
свойства
старение
структура
Al — Fe, промышленные сплавы
Al - Fe — Gd
Al - Fe - H
Al - Fe - Hf
Al — Fe — Hg
Al — Fe — La
Al — Fe — Mg
Al - Fe - Mg — Mn
Al - Fe — Mg - Mn - Si
Al — Fe — Mg — Si
Al — Fe — Mg — Zn
Al - Fe - Mn
Al — Fe — Mn — Si
4Л _ Fe — Mo
Al - Fe - Mo - Si
Al — Fe — N
Al — Fe — Nb
Al — Fe — Nd
Al — Fe — Ni
Al - Fe — Ni - Si
Al — Fe — P
Al — Fe - S
Al - Fe - Sc
Al — Fe — Si
Al - Fe — Sm
Al — Fe - Ti
Al — Fe — U
Al — Fe - Y
Al — Fe — Zn
Al - Fe - Zr
Al-Ga
Al - Ga - Gd
Al — Ga — Ge
Al-Ga -Ge-Hg
Al — Ga — Ge — In
Al - Ga - Ge — Pb
Al -Ga-Ge —Sb
Al — Ga —Ge — Sn
Al - Ga - Ge - TI
Al - Ga - Ge - Zn
Al — Ga — Hg
Al — Ga — Hg— In
Al —Ga -Hg —Pb
Al-Ga-Hg-Sb
Al — Ga — Hg —Sn
Al-Ga-Hg-Tl
Al-Ga -Hg —Zn
Al-Ga -In
Al -Ga -In-Pb
Al — Ga — In — Sb
Al — Ga — In — Sn
Al-Ga- In —TI
Al — Ga — In — Zn
Al — Ga — Li
Al — Ga — Mg
Al-Ga - Nb
Al - Ga - P
Al-Ga - Pb
Al-Ga-Pb-Sb
Al — Ga — Pb — Sn
Al - Ga - Pb - TI
Al-Ga —Pb — Zn
Al — Ga — Sb
Al — Ga — Sb — Sn
Al — Ga - Sb — TI
Al - Ga — Sb - Zn
Al — Ga — Si
Al — Ga — Sn
Al-Ga-Sn-Tl
Al — Ga — Sn — Zn
Al — Ga — TI
Al-Ga-Tl-Zn
Al-Ga - Zn
Al-Gd
Al — Gd - Ge
Al — Gd - Ho
Al — Gd — La
Al —Gd-Nd
ОУ, DUt)
71, 605
68, 605
594
616
225
273
274
274
274
381
405
382
384
275, 617
384
277
386
277
273
277
278, 617
386
279
240
273
279
617
283
283
284
284
286, 617
73, 605
617
212
387
387
387
387
387
387
387
212
387
387
387
387
387
387
212
387
387
387
387
387
286
286
286
287
212
387
387
387
387
287, 617
387
387
387
288
212
387
387
212
387
212
75, 606
272
270
373
198
635

Ai — Gd — Ni
Al — Gd — Pr
Al - Gd - S
Al — Gd — Sc
Al — Gd — Tb
Al - Gd — Th
Al — Gd — V
Al — Gd —Y
Al — Ge
Al — Ge — Ho
Al — Ge — La
Al — Ge — Li
Al — Ge— Lu
Al — Ge —Mg
Al — Ge — Mn
Al — Ge — Na
Al — Ge — Nb
Al — Ge — Nd
Al - Ge - P
Al — Ge — Pd
Al - Ge - Pr
Al - Ge - Sb
Al — Ge — Se
Al —Ge —Si
Al — Ge — Sm
Al - Ge — Sr
Al —Ge —Tb
Al — Ge — Tm
Al - Ge - U
Al — Ge — Y
Al — Ge - Yb
Al-H
Al — H - Li
Al - H — Mg
Al — H — Mn
Al — H —Si
Al — H - Sn
Al - H - Th
Al — H - Ti
Al — H — Zr
Al — He
Al-Hf
Al — Hf — Ir
Al-Hf-Nb
Al-Hf-Ni
Al-Hf - Os
Al-Hf - Pd
Al — Hf — Pt
Al - Hf - Rh
Al-Hf - Ru
Al- Hf-Si
Al — Hf — Zn
Al-Hg
Al - Hg - S
Al-Hg-Se
Al — Hg — Те
Al-Ho
Al — Ho — Mn
Al-Ho-Ni
Al-Ho - Sc
Al-Ho - Tb
Al — Ho — Y
Al- I
Al-In
Al — In - P
Al - In — Sb
Al-In-Si
Al — In — Sn
Al — In —Ti
Al —Ir
Al - Ir - Sc
Al —Ir-Ti
Al- Ir-Zr
Al —К
Al — К — Si
Al-Kr
Al —La
Al - La — Mg
Al - La — Pr
Al — La - S
Al - La - V
636
229
198
227
270
270
270
203
270
76, 606
272
288
288
272
289, 617
290
288
290
272
290
198
272
290
617
291
272
204
272
272
291
291
272
79, 606
292
292, 617
617
292, 617
225
225
225, 617
617
83, 606
83
292
198
292
292
292
292
292
292
292
293
84, 607
294
294
294
86
198
229
270
270
270
86, 607
87, 607
294
294, 617
295
295
198
88
292
292
292
88
243
89
89
198
296
227
203
Al —Li
Al — Li - Mg
Al - Li - Mg - Mn
Al — Li — Mg — Mn — Zr
Al-Li-Mg-Si
Al — Li — Mg —Zn
Al — Li — Mg — Zr
Al - Li - Mn
Al - Li — N
Al — Li — P
Al — Li — Pb
Al —Li —Si
Al —Li-Si-Zn
Al - Li - Sn
Al — Li — Zn
Al-Lu
Al —Lu-Ni
Al — Mg:
диффузия
кипение
свойства
соединения интерметаллические
старение
структура
Al — Mg, промышленные сплавы:
анодирование
коррозия
литье
обработка резанием
— давлением
ползучесть
рекристаллизация
сварка
свойства механические
— физические
— электрические
состав
старение
структура
90, 607
296, 618
387
388
388
388
388
298
298
197
299
299
366
299
300
93, 607
229
97, 607
94, 607
96, 607
94, 607
97, 007
94, 607
525, 625
520, 625
521, 625
525, 625
522, 625
517, 625
524, 625
524, 625
516, 625
513, 625
513, 625
512, 625
523, 625
513, 625
температура, влияние на меха-
механические свойства
усталость
фазы избыточные
эвтектики
электродный потенциал
Al - Mg - Mn
Al — Mg — Mn — Si
Al - Mg —Mn — Si — Zn
Al — Mg — Mn — Zn
Al - Mg - Mo
Al-Mg-Na-Si
Al — Mg - Nb
Al — Mg — Ni
Al — Mg — Pb
A - Mg - Re
Al - Mg - S
Al — Mg — Sb
Al —Mg —Si:
диффузия
свойства
старение
структура
517, 625
517, 625
515, 625
523, 625
620, 625
301, 618
390, 618
406
390
303
391
303
303
304
303
240
305
309
311, 618
309, 618
300, 307
Al — Mg — Si, промышленные сплавы:
анодирование
гомогенизация
интерметаллиды избыточные
коррозия
литье
обработка давлением
— резанием
— термическая
отражательная способность
потенциал электродный
сварка
свойства механические
— физические
— электрические
состав
старение
стойкость к искрообразованию
структура
505, 625
499, 625
496, 625
499, 625
499, 625
501, 625
505, 625
503, 625
497, 625
498,625
505, 625
497, 625
494, 625
497, 625
494, 625
504, 625
497, 625
494, 625

температура, влияние на проч-
прочность
эвтектики
А1 — Mg — Si — Zn
Al — Mg — Sn
Al — Mg — Та
Al — Mg — Ti
Al — Mg — U
Al — Mg — V
Al - Mg - W
Al — Mg —Zn:
диффузия
свойства
соединения интерметаллические
старение
структура
Al — Mg — Zr
Al — Mn — V
Al — Mn — W
Al — Mn — Y
Al -Mn-Zn
Al - Mn — Zr
Al - Mo
Al - Mo - Ni
Ai — Mo — P
Al — Mo — Si
Al — Mo — Ti
Al — Mo — V
Al - Mo - Zn
Al-N
Al-N-Nb
Al - N - Ni
Al — N — Si
Al-N - Та
Al —Na
Al —Na —P-Si
Al — Na - Si
Al —Nb
Al — Nb — Ni
Al — Nb — Sb
Al — Nb — Se
41 — Nb — Si
Al — .Nb — Ti
Al-Nb — V
Al — Nb —Zr
Al - Mn:
диффузия
светлые области
свойства
старение
структура
Al — Mn, промышленные сплавы:
гомогенизация
коррозия
литье
рекристаллизация
сварка
светлые области
свойства
состав
структура
А1 — Мп — Мо
Al — Mn — N
А1 — Mn — Ni
Al — Mn — Re
Al — Mn — S
Al —Mn —Si
Al — Mn — Si — Zn
Al — Mn — Sn
Al — Mn - Та
Al — Mn — Tb
Al — Mn — Th
Al — Mn — Ti
Al — Mn — U
Al - Nd
Al - Nd - S
Al — Nd - Tb
Al - Nd - V
Al —Ni
Al — NiAl3, эвтектика
Al — Ni — Sc
498, 625
504, 625
391
315, 618
316
316
316
316
316
320, 618
320, 618
319, 618
320, 618
319, 618
328
332
333
333
303
334
109, 608
335
198
335, 619
336
336
303
110, 608
336
277
337
336
112, 609
393, 619
337
114
292
198
338
338
339
339
339
106, 608
105, 608
105, 60S
106, 608
104, 608
541, 628
539, 628
539, 628
541, 628
541, 628
537, 628
538, 628
537, 628
537, 628
328
277
328
330
240
330
392
332
330
198
198
332
198
115
227
198
203
116, 609
116
292
Al —Ni — Si
Al -Ni-Sn
Al — Ni — Sr
Al - Ni - Та
Al — Ni — Tb
Al - Ni - Ti
Al —Ni —Tm
Al —Ni —U
Al — Ni - V
Al — Ni — W
Al - Ni - Y
Al-Ni-Zn
Al — Ni — Zr
Al — Np
Al — О
Al — О — S
Al — О — V
Al-Os
Al — Os — Ru
Al — Os — Sc
Al-Os — Ti
Al-Os —U
Al — Os — Zr
Al-P
Al - P - Sb
Al-P - Si
A! -Pb
Al - Pb - S
Al — Pb — Sb
Al — Pb — Sn
Al - Pb - Sr
Al — Pb — Zn
Al - Pd
Al — Pd — Sc
Al — Pd — Si
Al - Pd - Ti
Al - Pd - Zr
Al-Pr
Al — Pr — S
л\ — Pr — V
Al — Pr — Y
Al-Pt
Al — Pt — Sc
Al — Pt —Ti
Ai — Pt — Zr
Al — Pu
Al - Pu - U
Al-Ra
Al —Rb
Al _ Rb — Si
Al — Re
Al -Rh
Al - Rb - Sc
Ai — Rh —Ti
Al — Rh — Zr
Л1 — Ru
Al - Ru - Sc
Al - Ru - Ti
Al — Ru — Zr
Al — S
Al — S — Si
Al — S — Sm
Al - S - Y
Al — S — Zn
Al -Sb
Al — Sb — Si
Al — Sb — Sn
Al - Sb - Те
Al - Sb - V
Al — Sb — Y
Al — Sb — Zn
Al — Sc
Al-Sc-Tb
Al - Sc - Y
Al — Se
Al — Se — Si
Al -Se-Zn
Al -Si:
диффузия
свойства
старение
339, 619-
340
Ы5
292
229
292
229
340, 619
292
198
229
340
292
121, 609-
121, G10
341
341
128
341
292
292
198
292
128
341, 614'
343
129, 610-
240
342
342
203
342
131
292
198
292
292
136, 610
227
203
296
133, 61G
292
292
292
124
619
135
135
243
136
137
292
292
292
137
292
292
292
138
343
227
227
240
139, 610
343
343
344
198
344
344
141, 610
270
270
142
343
344
146, 610
144, 610
146, 610
637

структура
Al — Si, промышленные сплавы:
анодирование
добавки, влияние
износостойкость
коррозия
литье
модуль упругости
обработка резанием
потенциал электродный
сварка
свойства магнитные
— механические
— теплофизические
— физические
— электрические
фазы избыточные
эвтектики
Al-Si — Sn
Al — Si — Sr
Al — Si — Та
Al-Si - Th
Al-Si - Ti
Al-Si - U
Al — Si - V
Al-Si - W
Al-Si-Y
Al-Si —Zn
Al — Si — Zr
Al — Sm
Al — Sm — U
Al — Sri
Al - Sri — U
Al - Sn - Zn
Al-Sr
Al —Та
Al — Та — Ti
Al — Та — V
Al-Ta—W
Al-Tb
Al - Tb - Y
Al-Tc
Al —Те
Al — Те — Zn
Al-Th
Al - Th - U
Al-Th — Y
Al — Ti
Al - Ti — U
144, 01U
484, 624
469 624
479, 624
479, 624
480, 624
478, 624
483, 624
479, 624
483, 624
476, 624
476, 624
474, 624
474, 624
474. 624
475, 624
481, 624
345
345
345
346
346, 61?
347
348
348
349
349
350
150
350
151, 611
291
351
153, 611
154, 611
339
339
351
155, 611
270
156
156
344
157
352
226
158, 612
291
A1 — 11 — V
Al —Ti — Zn
Al — Ti — Zr
Al — TI
Al-Tm
Al —U
Al-U-Zn
Al-U-Zr
Al-V
Al — V —Y
Al - V - Zr
Al-W
Al-Xe
Al —Y
Al —Yb
Al — Zn:
диаграмма состояния
диффузия
свойства
кипение
старение
структура
А1 - Zn - Си,
промышленные сплавы
Al - Zn — Mg,
промышленные сплавы
коррозия
литье
обработка давлением
— термомеханическая
ползучесть
потенциал электродный
закалка
рекристаллизация
сварка
свойства механические
— теплофизические
— физические
— электрические
состав
старение
— ступенчатое
структура
усталость
фазы избыточные
эвтектики
А1 - Zn - Zr
Al —Zr
293, 619
252
161, 612
161
162, 612
291
352
164, 612
203
339
166
168
168
170, 612
171, 612
174, 612
172, 612
171, 612
174, 612
172, 612
544
546, 628
554, 628
557, 628
558, 628
564, 628
552, 628
553, 628
559, 628
565, 628
565, 628
550, 628
547, 628
547, 628
547, 628
546, 628
561, 628
563, 628
547, 628
551, 628
549, 628
559, 628
298
183, 613

ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие к русскому изданию . 5
Предисловие -- - 6
Часть I
ДВОЙНЫЕ, ТРОЙНЫЕ, ЧЕТВЕРНЫЕ
И БОЛЕЕ СЛОЖНЫЕ СИСТЕМЫ 8
Глава 1. Двойные системы * 8
Глава 2. Тройные системы » 186
Глава 3. Четверные и более сложные системы . . . 353
Часть II
ПРОМЫШЛЕННЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ 409
Глава 4. Сплавы с медью , 409
Глава 5. Сплавы с кремнием и сплавы с Mg2Si 469
Сплавы с кремнием 469
Сплавы с Mg2Si 494
Глава 6. Сплавы с магнием и сплавы с марганцем 512
Сплавы с магнием 512
Сплавы с марганцем 537
Глава 7. Сплавы с цинком 544
Сплавы Al—Zn—Си 544
Сплавы Al—Zn—Mg 546
Глава 8. Различные сплавы 581
САП (спеченный алюминиевый порошок) 581
Подшипниковые сплавы * 591
Сплавы алюминия с тугоплавкими металлами 594
Сплавы, используемые в качестве анодной защиты 596
Композиционные материалы 597
Приложение 1. Сокращения, принятые в списках литературы .... 600
Приложение 2. Список дополнительной литературы 601
Предметный указатель систем 633
639

ИБ № 1472
Л. Ф. Мондольфо
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Перевод с английского Л. Н. Лещинер, В. С. Сандлера,
О. Г. Сенаторовой, С. Ф. Старшиновой, Е. А. Ткаченко
•одакоры издательства М. И. Заславская, И. В. Ольшанская
Художественный редактор В. В. Баталова
Технический редактор Н. В. Сидорова
Корректоры Ф. Б. Цалкина, Ю. И. Королева
Переплет хдожника В. Ф. Громова
Сдсшо в набор 26.03.79 Подписано в печать 02.10.79
Формат бумаги 60X90Vie Бумага типографская № 1
]'г1рнит\71>а литературная Печать высокая
Печ л ' 40 Уч.-изд. л. 53,40 Тираж 3100 экз.
Заказ 218 Цена 7 р. 60 к. Изд. № 0006
Издательство «Металлургия», 119034, Москва, Г-34,
2-й Обыденский пер., д. 14
Подольский филиал ПО «Периодика» Союзполиграфпрома
при Государственном комитете СССР
л о делам издательств, полиграфии и книжной торговли
г Пс^ольск, ул. Кирова, д. 25