Закономірності формування дрібнозернистої структури алюмінієвих сплавів, що містять дисперсні частки тугоплавких сполук

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

ІНСТИТУТ МЕТАЛОФІЗИКИ ім. Г.В. КУРДЮМОВА

УДК 661.74: 669.14.046.554

ЗАКОНОМІРНОСТІ ФОРМУВАННЯ ДРІБНОЗЕРНИСТОЇ

СТРУКТУРИ АЛЮМІНІЄВИХ СПЛАВІВ, ЩО

МІСТЯТЬ ДИСПЕРСНІ ЧАСТКИ ТУГОПЛАВКИХ СПОЛУК

Спеціальність 05.16.01 - Металознавство та термічна обробка металів

Автореферат

на здобуття вченого ступеня

доктора технічних наук

Михаленков Костянтин Вікторович

Київ 2005

Дисертацією є рукопис

Робота виконана на кафедрі „Фізико-хімічні основи технології металів” інженерно - фізичного факультету Національного технічного університету України „Київський політехнічний інститут”

Науковий консультант: член-кореспондент НАН України, доктор технічних наук Чернега Дмитро Федорович, Національний технічний університет України „Київський політехнічний інститут” завідувач кафедри „Фізико-хімічні основи технології металів”

Офіційні опоненти: доктор технічних наук, професор Шурін Анатолій Климентійович, Інститут металофізики ім. Г. В. Курдюмова НАН України, головний науковий співробітник; доктор технічних наук, професор Кондратюк Станіслав Євгенович, Фізико-технологічний інститут металів та сплавів НАН України, завідувач відділу лиття та структуроутворення сталі

член-кореспондент НАН України, доктор фізико-математичних наук Мільман Юлій Вікторович, Інститут проблем матеріалознавства ім. І. М. Францевича, НАН України, завідувач відділу фізики високоміцних і метастабільних сплавів

Провідна установа: Національна металургійна академія України, м. Дніпропетровськ

Захист дисертації відбудеться 8 червня 2005 року о 14.00 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 26. 168. 01 при Інституті металофізики ім. Г. В. Курдюмова Національної Академії наук України (03142, м. Київ, бульв. Академіка Вернадського, 36, конференц - зал Інституту металофізики НАН України; тел.(044) 424-10-05).

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці Інституту металофізики НАН України за адресою: 03142, м. Київ 142, проспект Академіка Вернадського, 36, Інститут металофізики НАН України.

Автореферат розісланий 28 квітня 2005 року.

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради Д 26. 168. 01, д-р фіз.-матем. наук В. К. Піщак

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. Незважаючи на те, що в останні роки з'явилися і знайшли застосування нові матеріали, такі як полімери, кераміки, композити, нано- і квазікристали, основу промислових конструкцій, як і раніш, складають металеві матеріали. Серед них одну з провідних позицій займають алюмінієві сплави.

Відомо, що максимальні механічні властивості, високу корозійну стійкість, найкращу якість поверхні має метал, структура якого складається з дрібних рівновісних зерен. Таке твердження повністю справедливо для алюмінію і сплавів на його основі, які за звичайних умов охолодження утворюють структуру з стовбчастих або великих рівновісних зерен, а в деяких випадках твердіють з утворенням пір'ястих кристалів.

З відомих методів досягнення означеного структурного стану, який забезпечує найкращі споживчі характеристики алюмінієвих сплавів, тільки оброблення розплаву лігатурними або сольовими додатками, що веде до формування в металі часток тугоплавких сполук, які при охолодженні відіграють роль підкладинок для утворення кристалів твердої фази, знайшло широке промислове використання. Розповсюдження лігатурної обробки алюмінієвих сплавів обумовлено в першу чергу простотою реалізації способу, а також відносною дешевизною матеріалів та необхідного технологічного обладнання.

Нині промисловість використовує, головним чином, готові лігатури, що подаються в потік металу на шляху до кристалізатору, або безпосередньо в роздаткову піч. Переважно це титан - вміщуючи лігатури. Але ефективність використання лігатур не є високою. Таке твердження означає, що далеко не усі введені з лігатурою до розплаву частки виступають як підкладки для зародження твердої фази, тобто к. к. д лігатур ніколи не сягає 100 %. В більшості випадків ефективність лігатур не перевищує 5 %, що веде до недоцільної втрати ресурсів і підвищення собівартості металу.

Для кожної лігатури ефективність залежить від типу часток, які переходять з нею до розплаву, від складу сплаву, величини перегріву, тривалості витримки в рідкому стані і умов охолодження. Тому для прогнозування оптимального для кожного сплаву типу лігатури необхідно з'ясувати вплив означених факторів на формування структури металу. За останні десятиріччя було виконано величезну кількість досліджень по модифікуванню алюмінієвих сплавів. Але вони переважно стосувалися дії окремих факторів і не мали прогностичного підходу. Відомості про комплексні широкомасштабні дослідження даної проблеми відсутні. До того ж переважну більшість попередніх робіт було виконано на застарілому обладнанні, яке не забезпечує необхідної роздільної здатності при вивченні морфології та складу зародкоутворюючих часток, а також їх безпосереднього оточення.

Необхідно також відзначити, що зараз алюмінієва індустрія використовує значну кількість вторинної сировини, що містить певний набір домішок або вже попередньо оброблена лігатурами з дисперсними частками. У цьому контексті зазначимо, що абсолютно усі сплави, що надходять до України з закордону у вигляді напівфабрикатів (профіль, пакувальна фольга, кузови, обшивка кузовів автомобілів), або відливок (блоки циліндрів, головки, корпуси трансмісій, диски), були оброблені лігатурами і, відповідно, містять у своєму складі дисперсні частки. Завдяки цьому на внутрішній ринок вторинної алюмінієвої сировини потрапляє брухт, який містить частки потенціальних зародкоутворювачів. Нестача інформації про це на підприємствах, що переробляють алюмінієвий брухт, а також відсутність в них методик контролю вмісту таких додатків призводять до марної втрати присутніх в металі часток. Таке становище викликає необхідність додаткового залучення в технологічний процес лігатурних додатків, які забезпечують формування бажаної структури зливків або відливок, і веде до невиправданого підвищення собівартості виробів, а також збільшує витрати сировинних матеріалів.

Зараз на Україні виготовляється близько 110 тис. тон первинних (в тому числі силумінів) і 90 тис. тон вторинних алюмінієвих сплавів. З них лише у 5 - 7 % випадків для формування бажаного структурного стану використовуються лігатури. Таке становище, у поєднанні із штучним заниженням рівня механічних властивостей сплавів в діючому стандарті ДСТУ 2839 - 94, веде до того, що вироби з українських алюмінієвих сплавів не можуть рівноцінно конкурувати із продукцією західних виробників.

Враховуючи наведені міркування, тему дисертаційної роботи, спрямованої на створення наукових основ раціонального використання лігатурних додатків, що містять дисперсні частки тугоплавких сполук, для формування дрібнозернистої структури алюмінієвих сплавів слід вважати актуальною.

Зв'язок із науковими програмами, планами, темами. Робота по темі дисертації виконувалася в рамках загального наукового напрямку кафедри “Фізико-хімічні основи технології металів“ Національного технічного університету України „КПІ”, а також складала органічну частину проектів: 5.42.08/265 - 93 “Розробка і освоєння виробництва лігатур для модифікування алюмінієвих і магнієвих сплавів на основі ультрадисперсного порошку карбонітриду титану” Державної науково-технічної програми 6.02 “Нові металічні матеріали” (1993 - 1996) і 07. 02. 12 / 053 -93 “Розробка технологічних схем одержання високоміцних алюмінієвих сплавів з використанням економічних модифікаторів на основі скандію, його сполук, нітридів металів і вторинної сировини” (1993 - 1997).

Мета дослідження полягала в розробці наукових основ раціонального використання лігатур для формування дрібнозернистої структури зливків і відливок із алюмінієвих сплавів.

Для досягнення цієї мети були вирішені наступні задачі:

– визначення складу і морфології зародкоутворюючих часток в алюмінії, який містить до- і заперитектичні добавки титану;

– встановлення термодинамічних умов утворення і стійкості часток карбіду титана в алюмінієвому розплаві;

– дослідження впливу цирконію, а також заліза, кремнію, міді, марганцю і магнію на розмір зерна алюмінію;

– визначення коефіцієнту розподілу титану при кристалізації алюмінію і сплавів на основі системи алюміній - кремній;

– визначення умов зменшення розмірів литого зерна алюмінію і його сплавів з кремнієм після додавання лігатур, що вміщують частки дібориду і карбіду титана;

– дослідження поверхневої зони між зародкоутворюючими частками і алюмінієвою матрицею;

– встановлення впливу концентраційного переохолодження на зародкоутворюючу здатність часток дібориду титана;

– встановлення умов зменшення розмірів зерна алюмінію і алюмінієво-кремнієвого сплаву за рахунок добавки часток нітриду і карбонітриду титану при їх введенні у суміші з фторцирконатом калію;

– встановлення взаємозв'язку між морфологією зерен твердого розчину і вмістом легуючих елементів в алюмінії.

Об'єктом дослідження в дисертаційній роботі був вплив лігатурних додатків, що містять частки тугоплавких сполук, на структуроутворення низько- та високолегованих алюмінієвих сплавів.

Предметом дослідження в роботі були склад, морфологія і розподіл дисперсних часток тугоплавких сполук в алюмінії і сплавах на його основі.

Методи дослідження: стандартні методи визначення середнього розміру зерна, проведення термічного аналізу, а також оптична мікроскопія у поєднанні із комп'ютерним аналізом металографічних зображень, рентгеноструктурний і мікрорентгеноспектральний аналіз, растрова скануюча електронна мікроскопія, у тому числі з високою роздільною здатністю, а також трансмісійна мікроскопія з високою роздільною здатністю.

Наукова новизна досліджень і одержаних результатів полягає в наступному:

– встановлено, що тип зародкоутворюючих часток в доперитектичних сплавах Al Ti визначається способом введення титану. Такі результати, в поєднанні з термодинамічними розрахунками реакцій в потрійній системі Al - Ti C, розв'язують тривалу наукову дискусію про причини формування рівновісної структури доперитектичних сплавів Al Ti, а також з'ясовують умови, за яких відбувається довільне утворення часток карбіду титану в алюмінієвому розплаві;

– експериментально доведено, що при кристалізації заперитектичних сплавів Al Ti в умовах охолодження металу із швидкістю 1 - 20 К/с склад часток, на поверхні яких відбувається зародкоутворення, відповідає сполуці Al₃Ti. Це свідчить, що твердіння алюмінієвих сплавів в дослідженому інтервалі швидкостей охолодження відбувається у відповідності до рівноважної діаграми стану без утворення будь-яких метастабільних фаз;

– експериментально встановлене існування проміжного шару Al Ti товщиною близько 20 нм, який розміщується між зародкоутворюючими тугоплавкими частками дібориду титану і алюмінієвою матрицею і має ознаки аморфної структури. Цей факт свідчить, що прогнозування зародкоутворюючої здібності тієї чи іншої сполуки не може проводитись лише шляхом розрахунку розбіжностей параметрів кристалічної гратки металу та дисперсної частки;

– експериментально визначено коефіцієнт розподілу титану (k_Ti) при кристалізації алюмінію технічної чистоти і доевтектичного сплаву системи алюміній - кремній. Максимальний вміст Ti в Al технічної чистоти спостерігається в центральних областях зерен і становить 0,33 % Ti, а k_{Ti =} 6,22, що менше ніж k_Ti визначений з рівноважної діаграми стану (7,5);

– запропоновано варіант моделі формування кристалічної структури алюмінію після додавання лігатур, що містять дисперсні частки тугоплавких сполук, який враховує розподіл зародкоутворюючих часток за розмірами, вперше експериментально визначений для лігатур на основі системи Al-Ti-B. Моделювання, проведене стосовно кількості зерен алюмінію в одиниці об'єму металу показало задовільний збіг розрахованих значень із результатами експериментів по обробці алюмінію технічної чистоти лігатурою AlTi5B1, що свідчить про коректність моделі, вірність зроблених при моделюванні припущень, а також показує можливість використання розробленого алгоритму як складової частини технологічного прогнозування при виробництві зливків або відливок з алюмінієвих сплавів з високою якістю;

– встановлено, що при введенні часток нітриду титану або карбонітриду титану до рідкого алюмінію або алюмінієвих сплавів у суміші із гексафтортитанатом калію, тугоплавкі частки не грають самостійної ролі в процесі утворення зародків твердої фази. Показано, що під час реагування солі із металом нітридні частки скупчуються в конгломерати, які в подальшому вкриваються оболонкою інтерметалідної сполуки, на поверхні якої при охолодженні розплаву відбувається утворення кристалів твердої фази. Завдяки такій послідовності процесів кристалізації алюмінієвих сплавів після введення нітридних часток в суміші із сіллю, їхнє використання для зерно подрібнення алюмінію недоцільно;

– встановлено, що тип зародкоутворюючих часток в алюміній - кремнієвих сплавах з добавками бору залежить від вмісту титану у вихідному сплаві. Цей взаємозв'язок дає змогу без проведення досліджень, прогнозувати тип частки, за участю якої буде відбуватися зародкоутвореня сплаву, і відповідно, визначати подальшу поведінку цих часток при витримці розплаву довгий час в роздатковій печі або на стадіях подальших переплавів;

– запропоновано універсальний підхід до керування структуроутворенням алюмінієвих сплавів за допомогою лігатурних додатків, який включає в себе наявність в металі, по-перше, необхідної кількості часток потенційних зародкоутворювачів і, по-друге, достатнього вмісту легуючих елементів у складі твердого розчину, що забезпечує оптимальну швидкість зростання кристалів твердої фази.

Виходячи з одержаних результатів можна сформулювати наступні положення, які виносяться на захист:

– склад зародкоутворюючих часток в алюмінії при доперитектичних добавках титану залежить від способу його введення в розплав;

– зародкоутворення в алюмінії після добавки лігатури з частками дібориду титана відбувається на поверхні тонкого шару Al₃Ti, який вкриває частки;

– температурні умови, необхідні для утворення на тугоплавких частках зародків твердої фази, забезпечуються формуванням попереду зростаючої дендритної гілки зони концентраційного переохолодження;

– коректне застосування моделі зерноподріюбнюючої дії лігатур в алюмінієвих сплавах потребує врахування неоднорідності розподілу тугоплавких часток в лігатурах за розміром.

Практичне значення одержаних результатів полягає в тому, що на основі проведених досліджень визначені умови, в яких частки тугоплавких сполук діють як зародкоутворювачі, і обґрунтовано універсальний підхід до цілеспрямованого застосування лігатур і солей для керування структуроутворенням як високолегованих ливарних алюмінієвих сплавів, так і низьколегованих сплавів призначених для подальшої термомеханічної обробки. Цей підхід спрямований на забезпечення прогнозування оптимальної технології при виробництві алюмінієвих сплавів, в яких бажаний структурний стан досягається за допомогою лігатур, що містять частки тугоплавких сполук. За запрошенням керівництва Комунального підприємства “Київський завод алюмінієвих будівельних конструкцій” (продуктивність 40 тис. тон зливків алюмінієвих сплавів на рік) було виконано оптимізацію умов використання лігатурних додатків при безперервному литті зливків, що дало змогу за умов збереження якості виробів зменшити собівартість продукції. У співробітництві із відділом головного металурга АНТК „Антонов” було вдосконалено технологію одержання виливків в умовах ливарного цеху № 10. Зміна традиційної технології оброблення розплаву на подвійну лігатуру системи алюміній - бор дозволила уникнути шкідливих викидів фтору в атмосферу, які спостерігалися при використанні солі, а також досягти більшого ефекту зерноподрібнення і кращої стабільності механічних властивостей відливок. За рахунок впровадження лігатурної обробки вторинних ливарних сплавів АК5М2, АК9М2 і АК8М3 на підприємстві „Укрколірмет” було покращено їхню структуру, що дало змогу підвищити конкурентоспроможність виробів підприємства на ринку вторинних алюмінієвих сплавів.

Особистий внесок здобувача. Здобувачеві належить формулювання мети і постановка конкретних задач роботи, проведення всіх експериментів, аналіз і обговорення їх результатів, формулювання висновків, підготовка і написання статей і докладів. Науковий консультант, член-кореспондент НАН України Д. Ф. Чернега приймав участь в узгоджені загального напрямку роботи, а також проводив консультації і надавав рекомендації з організаційних питань. Професор, доктор-інженер Вінфред Райф з Берлінського технічного університету надав можливість виконати більшу частину досліджень з використанням сучасного обладнання.

Апробація результатів дисертації. Результати дисертаційної роботи доповідалися та обговорювалися на міжнародному рівні як в Україні, так і за її межами: на 9-й науковій конференції “Гази і неметалеві включення в ливарних сплавах” (Запоріжжя, 1996); на науково-технічній конференції з міжнародною участю “Ультрадисперсные порошки, материалы и наноструктури” (Красноярськ, 1996); на міжнародній науково-технічній конференції “Кристалізація і властивості сплавів. Нові технології” (Київ, 1997); на 5-й міжнародній конференції з технології матеріалів “CO-MAT-TECH `97” (Трнава, Словенія); на щорічних науково-технічних конференціях Краківської гірничо-металургійної академії (Краків, Польща) у 1998, 1999, 2000 і 2003 роках; на міжнародній конференції “Евтектика 2000” (Дніпропетровськ, 2000); на міжнародній конференції “Перспективные материалы” (Київ, 1999); на 6-й міжнародній конференції “Діаграми стану в матеріалознавстві PDMS-VI 2001” (Київ, 2001); на міжнародному науково-технічному конгресі “Ливарне виробництво у новому сторіччі: як перемогти конкуренцію” (Київ, 2002); на міжнародній науково-технічній конференції „Спеціальна металургія: Учора. Сьогодні. Завтра” (Київ, 2002).

Публікації: За темою дисертації опубліковано 32 наукові роботи, у тому числі 23 статті в фахових наукових виданнях, перелік яких затверджений ВАК України, 8 робіт в працях міжнародних і національних конференцій. З робіт із співавторами [1 - 6] в дисертацію включено тільки ті результати, що отримано особисто автором.

Структура дисертації: Дисертація складається із вступу, семи розділів, висновків і списку цитованої літератури і додатку. Загальний об'єм дисертації складає 396 сторінок, основний текстовий матеріал викладений на 308 сторінках. Дисертація містить 151 рисунків і 43 таблиць. Список використаних джерел складає 303 найменування.

лігатурний високолегований алюмінієвий тугоплавкий

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ

У вступі наведено обґрунтування актуальності роботи, мету та задачі, які належало вирішити для досягнення цілей роботи. Викладено найбільш вагомі нові результати, представлено практичну цінність, сформульовано положення, які виносяться на захист. Приведено також дані про апробацію роботи і структуру дисертації.

У першому розділі представлено інформацію щодо існуючих методів керування структуроутворенням алюмінієвих сплавів і подано аналіз можливих домішок в алюмінії (Al). Показано, що Al технічної чистоти (сума домішок 0,3 ваг. %) (далі по тексту використовуються ваг. %, використання іншої розмірності позначено додатково) вміщує в своєму складі (5 6) 10⁵ см^-3 часток тугоплавких сполук (оксидів, боридів алюмінію і титану, нітридів у складі оксидних плівок). Такої кількості потенційних зародкоутворювачів достатньо для формування рівновісної структури металу із середнім розміром литого зерна 150 - 200 мкм. Але за умов охолоджування із швидкістю 1 20 К/с алюміній технічної чистоти твердіє у вигляді стовбчастих кристалів. Це свідчить про те, що при кристалізації алюмінію означені частки залишаються неактивними, тобто зародкоутворення за їхньою участю не відбувається. Це також дає підстави вважати, що для формування рівновісної структури алюмінію та його сплавів лише додавання до металу часток потенційних зародкоутворювачів є необхідною, але не достатньою умовою.

У другому розділі наведено критичний аналіз літературних даних з питань формування рівновісної дрібнозернистої структури алюмінієвих сплавів, включаючи запропоновану А. Кібулою карбідно - боридної модель та модель перитектичної реакції, що була запропонована Л. Мондолфо. Розглянуто також комбіновані моделі, запропоновані для з'ясування механізмів подрібнення литого зерна Al після введення Ti та B.

Дослідженнями, які було проведено ще наприкінці 40-х років минулого сторіччя, було встановлено, що після додавання до рідкого Al перехідних елементів, метал кристалізується у вигляді дрібних рівновісних зерен.

Відповідно до “карбідної” моделі, при додаванні до алюмінію Ti, Zr, Cr в розплаві формуються частки карбідів (TiC, ZrC, CrC), які при охолодженні виступають центрами кристалізації. Утворення карбідів є результатом реакції перехідного елементу з домішкою вуглецю, що потрапляє до алюмінію під час електролізу. Відсутність на той час експериментальних засобів вивчення морфології і складу об'єктів з середніми розмірами 2 - 5 мкм, що характерно для зародкоутворюючих часток, не дало змогу підтвердити справедливість гіпотези. Рентгеноструктурним аналізом залишку після розчинення алюмінієвої матриці було ідентифіковано лише частки карбіду титану (TiC), а експериментальних підтверджень утворення карбідів цирконію або інших перехідних елементів наведено не було. До того ж, А. Кібулою для аналізу було відібрано усі екстраговані із металу частки, і в цьому випадку немає можливості чітко встановити, які з них були центрами кристалізації, а які - ні.

Щодо “боридної” моделі зменшення розмірів литого зерна Al за рахунок сумісного введення Ti і В, в літературі немає чіткої відповіді на питання про роль часток дібориду титану (TiB₂) в процесі кристалізації. На підставі експериментальних спостережень часток не лише в центрах зерен Al, а й по границях зерен, деякі дослідники вважають, що TiB₂ не відіграє безпосередньої ролі в утворенні зародків твердої фази. До цього часу також не визначено склад часток, які переходять до Al із потрійних лігатур системи Al - Ti - B.

Найпоширеніша промислова лігатура AlTi5B1 (номінальний склад 5 % Ti і 1 % В) вміщує достатньо високий надлишок Ti над стехіометричним складом TiB₂, який зв'язано у триалюмінід титану (Al₃Ti). Відповідно до моделі перитектичної реакції, яку було запропонованої Л.Мондолфо, кристали Al₃Ti є ефективними зародкоутворю-вачами Al, і за таких умов, при введені означеної лігатури до металу цілком ймовірно, що головну роль центрів кристалізації будуть виконувати саме частки Al₃Ti, а не бориди. Одним з найпростіших виходів з такого протиріччя і підгрунттям для з'ясування ролі бору і часток TiB₂ в формуванні дрібнозернистої структури Al могли бути результати досліджень, в яких до металу додавалися б лише бориди, а надлишковий Ti був відсутній. Але такі результати в літературі відсутні. Тому, незважаючи на довгострокове промислове використання лігатур на основі системи Al - Ti - B, процеси, що супроводжують формування структури алюмінієвих сплавів після їхнього додавання, залишаються предметом дискусії.

Слід також відзначити, що відомості про те, яким чином вміст легуючих елементів впливає на здатність дисперсних часток тугоплавких сполук до утворення зародків твердої фази, відсутні. Відповідно немає можливості прогнозувати процес структуроутворення алюмінієвих сплавів в присутності часток тугоплавких сполук.

Третій розділ вміщує характеристику використаних при проведені досліджень вихідних матеріалів та застосованих експериментальних методів.

В роботі використано алюміній високого ступеню чистоти A99,99 (сума домішок 0,01 %), алюміній технічної чистоти А99,7 (сума домішок 0,3 %), сплави на основі системи Al - Si із вмістом Si 7 та 11 % і промисловий ливарний сплав АК 7 (система Al - Si - Mg із вмістом Si = 7,5 % і Mg = 0,38 %). Модельні сплави з Ti, Cu, Fe виплавлялися на основі A99,99 з додаванням відповідних лігатур (AlTi10, AlCu50, AlFe25), а у випадку сплавів Al - Ti та Al - Zr - з додаванням гексафтортитанату калію (K₂TiF₆) і гексафторцирконату калію (K₂ZrF₆), відповідно.

В дослідженнях використано такі лігатури: двокомпонентні лігатури AlTi6 і AlB4, а також трьохкомпонентні лігатури на основі системи Al - Ti - B (AlTi5B1, AlTi3B1, AlTi2.2B1) і Al - Ti - C (AlTi5C0,15, AlTi2C0,2). Означені лігатури виробляються серійно і використовуються в алюмінієвій промисловості. В складі лігатури AlTi6, міститься 0,05 % вуглецю (С). Переважна його більшість сконцентрована в кристалах Al₃Ti.

До фазового складу лігатур Al - Ti - B входять матриця Al, кристали Al₃Ti (тільки для лігатур AlTi5B1 і AlTi3B1) і частки, у спектрі мікрорентгено-спектрального аналізу яких спостерігаються піки В, Ti і Al. Такий набір елементів відповідає сполуці Al_1-XTi_XB₂, де X змінюється від 0 до 1,0. Проведений на трансмісійному електронному мікроскопі аналіз більш як 60 часток вилучених із матриці промислових лігатур AlTi5B1 і AlTi2,2B1, показав, що основна більшість з них має склад, близький до стехіометричного TiB₂ (0,90X1). Склад часток із середніми розмірами 1,0 мкм і вище більше відповідає TiB₂, ніж для часток менших за 1 мкм. Це свідчить, що переважна більшість часток, які переходять до розплаву при введенні лігатур Al - Ti - B являють собою сполуку TiB₂ і, відповідно, мають однакову спроможність до зародкоутворення кристалів твердої фази.

До фазового складу лігатур, що вміщують вуглець (AlTi5C0,15, AlTi2C0,2) входять кристали Al₃Ti, матриця Al і частки TiC.

Зразки для визначення середнього розміру литого зерна (l_ср) заливалися в сталеву форму з товщиною стінки 10 мм, внутрішнім діаметром 35 мм і висотою 65 мм. За умов заливки металу з температурою 10235 К в таку форму, що попередньо нагріта до 673 К, швидкість охолодження в період до початку твердіння становить 1,0 K/с. Для кімнатної температури форми швидкість охолодження металу - 16,0 K/с, а при охолоджені форми з піччю - 0,1 K/с. Переважна більшість досліджень, за винятком окремих експериментів, виконувалися за таких умов: місткість тигля - 150-250 г, температура нагріву розплаву, введення додатків і розливання - 1023 К, час витримки металу до розливання - 5 хвилин, температура форми - 673 К. Для термічного аналізу у форму встановлювалися дві хромель-алюмелеві термопари. Одна з них розміщувалася біля стінки (реєстрація температури зародкоутворення), а друга - в центрі форми (реєстрація температури зростання рівновісних кристалів). Після кожного експерименту термопари виплавлялися із зразків і після калібрування використовувалися для наступного експерименту.

Для дослідження мікроструктур в роботі було використано оптичні мікроскопи з'єднані із цифровою відеокамерою та цифровою фотокамерою і можливістю вивчення зразків в поляризованому світлі. Дослідження мікроструктури сплавів і морфології фазових складових виконувалося на скануючих електронних мікроскопах “Zeiss DSM 950” і “Jeol 840” та “Hitachi S4000” з високою роздільною здатністю (точкова роздільна здатність-2,0 нм). Дослідження тонкої мікроструктури сплавів було виконано на трансмісійному електронному мікроскопі “Philips CM30Т” і трансмісійному мікроскопі з високою роздільною здатністю “Philips CM30 UT/FEG” (точкова роздільна здатність - 0,17 нм). Використання такого набору металографічного обладнання і методів в поєднанні із стандартними методиками визначення l_ср, хімічного складу, механічних властивостей засвідчують достовірність отриманих в роботі експериментальних результатів.

В четвертому розділі представлено результати досліджень впливу окремих хімічних елементів та лігатур з дисперсними тугоплавкими частками на структуроутворення алюмінію високої та технічної чистоти при кристалізації.

Відомо, що перехід від стовпчастої до рівновісної структури при кристалізації Al спостерігається при доперитектичних додатках Ti. Таку тенденцію структуроутворення у сплавах Al Ti було перевірено великою кількістю досліджень. Але механізми, за рахунок яких відбуваються такі зміни структури Al лишалися не до кінця з'ясованими. При додаванні Ti до чистого Al у складі лігатури AlTi6 ефект зменшення розмірів литого зерна спостерігається при меншому вмісті Ti в металі, ніж у випадку, коли його введення здійснюється шляхом відновлення із K₂TiF₆. Значення l_ср в А99,99 сягають рівня 200 мкм після введення 1,75 % лігатури AlTi6, що забезпечує 0,1 % Ti в металі. Аналогічний рівень l_ср в разі використання K₂TiF₆ досягається тільки після введення 1,1 % солі, що забезпечує 0,22 % Ti в металі, тобто в заперитектичному інтервалі, але перехід від стовпчастої до рівновісної структури спостерігається при додаванні 0,13 % Ti (0,55 % K₂TiF₆).

Для A99,7 ефективність дії AlTi6 і K₂TiF₆ також відрізняється. Метал кристалізується у вигляді рівновісних зерен після введення 0,03 % Ti із лігатури AlTi6 (0,8 % лігатури). При використанні K₂TiF₆ для утворення рівновісної структури необхідно додати 0,05 % Ti (1,8 % солі). Максимальна ступінь зменшення розмірів зерна Al у А99,7 досягається після введення 1,6 % AlTi6 (0,1 % Ti в металі) або 4,0 % K₂TiF₆ (0,13 % Ti в металі).

Наведені результати свідчать, що механізми зменшення розмірів зерна Al за рахунок введення Ti у разі його введення в алюміній в складі подвійної лігатури AlTi6 і у випадку, коли введення здійснюється при відновленні із K₂TiF₆, відрізняються і залежать від чистоти вихідного металу.

В центрі проблеми формування рівновісної дрібнозернистої структури знаходиться питання про тип зародкоутворюючої частки. Тому для з'ясування закономірностей структуроутворення Al з додатками Ti треба встановити тип зародкоутворюючих часток, які формуються в Al після введення лігатури або солі.

Дослідження мікроструктури зразків А99,99 після введення різної кількості AlTi6 показали, що:

§ в центрах зерен Al присутні скупчення часток (3 - 10 часток), які мають дві характерні форми: частки з чітким огранюванням та частки з довільною формою поверхні;

§ в спектрах мікрорентгеноспектрального аналізу усіх часток присутні піки інтенсивності Al і Ti, а спектри часток із кристалічним огранюванням вміщують ще пік С, інтенсивність якого набагато вища за фоновий рівень;

§ в зразках із заперитектичним вмістом Ti, поряд з частками довільної форми та тими, що мають огранювання, присутні кристали тетрагональної форми;

§ до складу центрів кристалізації в сплавах із заперитектичним вмістом Ti входять ті ж самі елементи, що і у випадку доперитектичних сплавів, але в кристалах тетрагональної форми вуглець не спостерігається.

Характерним представником центрів кристалізації доперитектичних сплавів (після введення Ti із AlTi6) є скупчення часток. В його складі добре розрізняються частки, які мають чітке кристалічне огранення (частки 1, 2 і 3), в той час як дві інші (частки 4 і 5) мають довільну форму. Картини поверхневого розподілу елементів в них показують, що всі вони вміщують Ti, а С ідентифікується тільки в тих, що мають кристалічне огранювання. В інших зразках спостерігалися випадки, коли в центрах зерен були присутні або тільки частки довільної форми, або тільки з кристалічним огранюванням.

Таким чином, в до- і заперитектичних сплавах Al Ti в разі введення Ti із подвійної лігатури AlTi6 в процесі кристалізації беруть участь три типи часток:

§ частки довільної форми, що містять тільки Ti і Al;

§ частки з кристалічним огранюванням, які містять Al, Ti і С;

§ кристали тетрагональної форми, що вміщують Ti і Al.

Відповідно до фазового складу лігатури, з нею до металу потрапляють кристали Al₃Ti. Після розчинення -матриці, вони вступають у контакт із рідким металом і, якщо концентрація Ti в металі нижча за перитектичну, розчиняються в Al. Відомо, що середній час до повного розчинення кристалів Al₃Ti в Al становить від 30 с до 10 хв. і залежить від температури перегріву металу, розміру кристалів і чистоти вихідного Al. В сплаві A99,99 + 0,12 % Ti (введення із лігатури), який було перегріто до 1023 К і після витримки 5 хв залито у форму, великих кристалів Al₃Ti не спостерігалося, тобто відбулося їх повне розчинення. Важко визначити момент, коли розчинення Al₃Ti припиняється формуванням шару твердої фази на поверхні кристалів, але є всі підстави ідентифікувати кристали довільної форми, які вміщують тільки Ti і Al, як неповністю розчинені кристали триалюмініду титану. Це означає, що перша фазова складова, яка безпосередньо впливає на формування зародків Al, являє собою ті ж самі кристали Al₃Ti, які перейшли з лігатури до металу, але до початку кристалізації не встигли повністю розчинитися.

Аналізуючи спектри часток з кристалічним огранюванням, які містять інтенсивні піки трьох елементів - Al, Ti і С, важко дати однозначну відповідь про природу цих часток. Перший можливий варіант їхньої ідентифікації - це перовскітна фаза “Р” (Ti₃AlC), або фаза “Н” (Ti₂AlC). З аналізу діаграми стану Al - Ti - C випливає, що у сплаві A99,99 +0,12 % Ti формування потрійних фаз не відбувається і, відповідно, зародкоутворення -Al за їх участю неможливе.

Другий варіант, який може бути запропоновано для ідентифікації часток випливає з особливостей мікрорентгеноспектрального аналізу. Попереднє дослідження показало, що в скануючих електронних мікроскопах “Hitachi S 4000” та “Zeiss DSM 950”, за умов використання прискорюючої напруги 10 кВ, промінь аналізатору проникає в алюмінієву матрицю на глибину 0,6 1,2 мкм. При меншій товщині часток, що аналізуються, в спектрі повинен з'явитися пік інтенсивності матриці, тобто Al. Дати відповідь про товщину часток досить важко, але більшість з них мають товщину меншу за 1,0 мкм. Це означає, що пік інтенсивності Al відноситься тільки до матричного матеріалу. Тоді комбінація піків інтенсивності Ti і C відповідає часткам TiC.

Для аналізу умов утворення цих часток, приймемо за початкову тезу те, що в теоретично чистому алюмінії зародкоутворення за участю TiC неможливе, оскільки відсутнє джерело С для їх утворення. В реальних умовах слід очікувати появу певної кількості вуглецю в Al за рахунок взаємодії рідкого металу з вуглецевими блоками під час електролізу, тощо. Але дати відповідь про концентрацію С в A99,99 неможливо, бо ця величина знаходиться за межами визначення найсучасніших аналізаторів. Враховуючи це, значення 0,02 % C в A99,99, що подано в сертифікаті металу, відображає лише поріг визначення аналізатору, але не відображує реального вмісту С. Відповідно, поява часток, що вміщують С, є тільки наслідком додавання лігатури. В AlTi6 концентрація С дорівнює 0,05 % і він розміщується переважно в кристалах Al₃Ti, що доведено мікрорентгеноспектральним аналізом.

Для оцінки ймовірності формування часток TiC були проведені термодинамічні розрахунки реакції їх утворення. У більшості відомих розрахунків реакції Ti і С учасниками реакції вважалися дві тверді фази (). Порівняно недавно було запропоновано варіант реакції, де Ti знаходиться в рідкому стані, а С та TiC - в твердому (). Обидва запропоновані варіанти реакції Ti і C цілком справедливі за умов стандартного стану учасників реакції. Але в системі, де Ti і C містяться у складі розчину з Al, більш коректним буде запис реакції , де і - титан та вуглець у складі розведеного розчину з Al. Розрахунки було проведено, виходячи з припущення, що для розведених розчинів стандартний стан учасників реакції характеризується концентрацією елементу 1 %. У цьому випадку активність елементу буде визначатися його концентрацією. З використанням послідовних переходів від чистого твердого Ti, С і TiC до титану і вуглецю у складі розчину з алюмінієм у кількості по 1 %, було розраховано зміни вільної енергії для реакцій утворення TiC за умов різної кількості Ti (0,4 %, 0,5 % і 1,0 %) та Al₄C₃ по реакції в інтервалі температур 935 - 1550 К. Результати розрахунків показують, що реакція утворення Al₄C₃ в означеному температурному інтервалі має більш негативні значення вільної енергії, ніж реакція утворення TiC при вмісті Ti 0,4 %. При вмісті Ti 0,5 і 1,0 % значення вільної енергії утворення карбіду титану більш негативні, ніж для Al₄C₃. Тобто, Al₄C₃ є більш стійкою фазою, ніж TiC, якщо вміст Ti в Al менший за 0,5 %.

Таким чином, при доперитектичному вмісті Ti довільне утворення TiC як в A99,99, так і в A99,7 неможливе. Це пов'язано з тим, що концентрація вуглецю в складі розчину з Al дуже мала, а перетворення Al₄C₃ в TiC потребує вмісту Ti не менш, ніж 0,5 %. Головною причиною появи часток TiC в A99,99 є підвищений вміст С в лігатурі AlTi6. Утворення TiC відбувається після розчинення матриці лігатури на межі поділу Al₃Ti / Al. Ця поверхня має підвищений, у порівнянні з іншими об'ємами розплаву, вміст Ti, з урахуванням того, що основна кількість С сконцентрована у складі Al₃Ti. Після часткового або повного розчинення Al₃Ti частки TiC ще деякий час можуть бути присутні в металі і при кристалізації відігравати роль центрів кристалізації. Але у міру того, як концентрація Ti вирівнюється в об'ємі розплаву, стійкість TiC буде зменшуватися і після витримки розплаву більше 40 хв. вони повинні повністю трансформуватися в Al₄C₃. Те, що частки TiC нестійкі в розплаві Al і зменшення розмірів литого зерна за їхньою участю зменшується при витримці розплаву більше ніж 40 хв. було підтверджено в дослідженнях за участю лігатур AlTi5C0,15 та AlTi2,2C0,2.

В центрах зерен як А99,99, так і А99,7 після введення Ti із солі K₂TiF₆ присутні частки, що мають гексагональну морфологію і чітке кристалічне огранювання. Результати мікрорентгеноспектрального аналізу зародкоутворюючих часток показали присутність в спектрі одночасно з Ti і Al, піку інтенсивності В. За своїми морфологічними ознаками ці частки подібні часткам TiB₂, які були вилучені з лігатури AlTi5B1. Враховуючи морфологічну подібність та вміст елементів, можна стверджувати, що введення доперитектичної кількості Ti в Al із солі K₂TiF₆ призводить до утворення в металі TiB₂, які при кристалізації виступають підкладками для утворення кристалів твердої фази. Концентрація бору в A99,99 становить лише 0,0001 %, але і такої кількості виявилося достатньо для формування TiB₂.

Таким чином, тип зародкоутворюючих часток в доперитектичних сплавах Al Ti повністю визначається умовами введення Ti в розплав. В разі використання подвійної лігатури в металі спостерігається утворення карбіду титана, а у випадку обробки сіллю в Al утворюється діборид титану.

Представлені експериментальні дані в поєднанні з термодинамічними розрахунками реакцій в потрійній системі Al - Ti - C, розв'язують тривалу наукову дискусію про причини формування рівновісної структури доперитектичних сплавів Al Ti, а також з'ясовують умови за яких відбувається довільне утворення часток карбіду титану в алюмінієвому розплаві.

Виходячи з уявлення, що профіль розподілу титану в зернах твердого розчину утворюється в процесі кристалізації і зберігається незмінним після її закінчення, за допомогою мікрорентгеноспектрального аналізу зразків сплаву А99,7 + 0,053 % Ti було досліджено розподіл Ti в середині зерен твердого розчину. Максимальний вміст Ti спостерігається в центральних областях зерен, і найвище виміряне значення дорівнює 0,33 % Ti. При наближенні до кінців дендритних гілок вміст Ti зменшується до порогу чутливості аналізатора. Знаючи загальну концентрацію Ti в Al (0,053 %) і виміряне локальне значення, можна розрахувати коефіцієнт розподілу Ti () при кристалізації Al, який становить 6,22 для А99,7, що менше ніж , визначене з рівноважної діаграми стану (7,5).

В зразках, які вміщують заперитектичну кількість Ti, введеного із солі, центрами кристалізації виступають частки тетрагональної форми, як видно. Мікрорентгеноспектральний аналіз цих кристалів, виконаний на скануючому електронному мікроскопі, показав, що вони містять 68,2 - 70,3% Al і 31,8 - 29,7 % Ti. У центру кристалізації А99,99, одержаного в трансмісійному електронному мікроскопі, виявив співпадіння із стехіометричним складом триалюмініду титана (74,7 ат. % Al і 25,12 ат. % Ti). Цей результат свідчить, що в заперитектичних сплавах Al Ti, за умов охолоджування металу із швидкістю в інтервалі 0,2 - 20,0 К/с, зародкоутворення відбувається на поверхні кристалів стехіометричного складу в процесі перитектичної реакції, а стійкою морфологічною формою таких кристалів є тетрагональна. Ці результати також показують, що за означених умов охолодження, твердіння відбувається відповідно до рівноважної діаграми стану без утворення будь-яких метастабільних фаз. Дослідженнями, в яких швидкість охолоджування змінювалася в інтервалі 0,1 - 500 К/с і додатково випробувалися сплави Al Ti, охолоджені на мідному диску, а вміст Ti змінювався від 0,15 % до 4,2 %, було встановлено, що тетрагональна морфологія є найбільш стійкою серед 6 різновидів кристалів Al₃Ti, які було ідентифіковано в зразках.

Іншим елементом, який традиційно вважається ефективним щодо впливу на структуроутворення Al є цирконій. Проведеними дослідженнями встановлено, що введення Zr із солі K₂ZrF₆ до А99,99 в доперитектичній кількості (0,11 %) не веде до переходу від стовбчастої до рівновісної структури. В заперитектичній кількості (0,11 %) такий перехід відбувається при вмісті Zr більше за 0,7 %, а розмір зерна l_ср = 250 мкм досягається лише при 1,0 % Zr в металі, що в 10 разів більше, ніж при додаванні Ti. Досягнення такого ж l_ср алюмінію технічної чистоти відбувається після введення 0,28 % Zr. Сплав A99,99 + 0,45 % Zr кристалізується у вигляді стовпчастих кристалів, але в його структурі присутня значна кількість кристалів, мікрорентгеноспектральний аналіз яких показав, що вони вміщують 51,8 % Zr і 48,2 % Al. Такий вміст елементів практично співпадає із складом фази Al₃Zr. В центрах зерен -Al А99,7 після введення 0,27 % Zr спостерігаються такі ж кристали. Мікрорентгеноспектральний аналіз довів, що їхній склад також відповідає Al₃Zr. Такі результати свідчать про те, що:

– кристали Al₃Zr спроможні до зародкоутворювання твердої фази;

– присутність в розплаві до початку твердіння спроможних до утворення зародків твердої фази часток не є гарантією формування рівновісної дрібнозернистої структури алюмінію;

– наявність перитектичної реакції, при якій на поверхні кристалів Al₃Zr утворюється тверда фаза є необхідною, але не достатньою умовою формування рівновісної структури металу.

Слід також додати, що ні в структурі зразків А99,99, ні в А99,7 після введення Zr ніяких карбідних або боридних часток не спостерігалося.

Дослідження зерноподрібнюючої дії додатків скандію (Sc) і бору (B) підтвердили ці висновки. Формування рівновісної структури А99,99 із l_ср на рівні 100 мкм спостерігалося тільки після додавання більш ніж 0,7 % Sc, тобто коли вміст Sc перевищує евтектичний. Мікроструктура заевтектичних сплавів Al - B складається з твердого розчину і часток дібориду алюмінію (AlB₂), які довільно розподілені в матриці. При цьому, незважаючи на наявність цих часток, що могли би бути зародкоутворювачами, структура А99,99 з заевтектичними додатками В складається із стовпчастих кристалів.

При досліджені впливу сумісних додатків Ti і В на структуроутворення Al було випробувано три види лігатур Al Ti B, в яких вміст В лишався постійним (1 %), а вміст Ti змінювався від 2,2 до 5,0 %. Кількість лігатур, що додавалися до A99,99 або А99,7 змінювалися в інтервалі 0 - 9 %, що охоплює до- і заперитектичний вміст Ti, який входить до складу лігатур, але не зв'язаний у TiB₂. Визначення l_ср для обох марок алюмінію показали, що:

§ максимальну ефективність щодо зменшення розмірів литого зерна як в А99,99, так і в А99,7 має лігатура AlTi5B1, яка вміщує найбільший надлишок Ti (Ti_l = 2,8 %) над стехіометричним складом TiB₂. По мірі зменшення вмісту незв'язаного в TiB₂ титану в лігатурі спостерігається загрубіння структури;

§ перехід від стовпчастої до рівновісної структури не відбувається в разі додавання лігатури стехіометричного складу AlTi2,2B1. При всіх досліджених кількостях доданої лігатури структура сплавів залишалася стовпчастою.

Структура А99,99 та А99,7 після введення потрійних лігатур Al Ti B має наступні характерні особливості:

§ після введення лігатур AlTi5B1В або AlTi3B1 в центрах зерен Al присутні конгломерати часток TiB₂;

§ всі досліджені зразки вміщували, поряд з TiB₂ в центрах кристалізації, частки, які розміщені всередині дендритних гілок, в міждендритних ділянках та по границях зерен. При використанні лігатури стехіометричного складу, частки TiB₂ довільно розміщуються в алюмінієвій матриці.

Ці результати, в поєднанні з наведеними вище спостереженнями в сплавах Al Zr і Al - B , а також аналізом існуючих в Al домішок, свідчать, що присутність в металі в передкристалізаційний період лише часток потенційних зародкоутворювачів (тугоплавких часток та алюмінідів) є необхідною, але не достатньою умовою для формування кристалів твердої фази із багатьох центрів і утворення рівновісної дрібнозернистої структури.

Головне протиріччя у впливі лігатур Al Ti B на структуру Al полягає в тому, що ті ж самі частки TiB₂, які відіграють роль центрів кристалізації при додаванні AlTi5B1 або AlTi3B1, залишаються осторонь від зародкоутворення при введені у складі AlTi2,2B1. З метою з'ясування такої поведінки TiB₂ була виконана серія досліджень, в яких в розплав А99,99 вводилася однакова кількість стехіометричної лігатури (0,1 %), а потім до металу додавалися легуючі елементи, а саме Ti (0,042 % і 0,19 %), Fe (0,09 % і 0,87 %), Zr (0,14 % і 0,37 %). Введення Ti здійснювалося за допомогою K₂TiF₆, що дозволяє уникнути утворення в розплаві часток TiC. Відповідно, весь Ti знаходиться лише у складі розчину. Вивчення макро- і мікроструктур сплавів показали, що А99,99 з додаванням стехіометричної лігатури і 0,042 % Ti має структуру з l_ср = 150 мкм. Таке значення практично співпадає із значенням l_ср А99,99 після введення 1,5 % AlTi5B1. Додавання 0,87 % Fe у сукупності з частками TiB₂ також сприяє формуванню рівновісної структури з l_ср = 200 мкм. При введенні Zr одночасно із TiB₂ ніяких змін в макроструктурі металу не спостерігалося. Цей експеримент свідчить, що Ti не грає специфічної ролі в процесі зародкоутворення і його дія є подібною до внеску інших легуючих елементів в процес утворення кристалів твердої фази.

При досліджені мікроструктури зразків А99,99 + 0,042 % Ti + TiB₂ була встановлена присутність конгломератів часток TiB₂ в центрах зерен Al. Скупчення TiB₂ повністю вкриті шаром, що має більш світлий колір на фоні матриці і його мікрорентгеноспектральний аналіз показав присутність лише Al і Ti. В сплавах з Fe частки TiB₂ також розміщуються в центрах зерен, але ніяких додаткових формувань біля них не спостерігалося. Подальші дослідження сплаву А99,99 + 0,87 % Fe + TiB₂ за допомогою трансмісійного електронного мікроскопу та трансмісійного електронного мікроскопу з високою роздільною здатністю показали, що поверхня TiB₂ повністю вкрита шаром товщиною ~20 нм до складу якого входять лише Al і Ti. Фур'є - аналіз цифрового образу цього шару показав присутність двох концентричних кіл, що характерно для будови аморфних матеріалів. Це засвідчує, що початковий етап формування дрібнозернистої структури полягає в переході дисперсних тугоплавких часток із лігатури до металу і утворенні на їхній поверхні аморфного шару, в даному випадку Al Ti, на якому, при досягненні необхідного для зародкоутворення переохолодження, починається утворення твердої фази.

Таким чином, існування аморфного шару на поверхні зародкоутворюючих часток TiB₂ показує, що прогнозування зародкоутворюючої здібності тієї чи іншої сполуки не може бути виконано, виходячи лише з урахування розбіжностей параметрів кристалічної гратки металу та дисперсної частки.

Для опису внеску легуючого елементу в процес формування структури Al в присутності зародкоутворюючих часток можуть бути використані два параметри, що відомі з літератури. Перший з них, знаний як параметр зростання Q (або фактор гальмування росту), визначається співвідношенням

,(1)

де коефіцієнт перерозподілу і-го елементу розчиненого в Al, нахил лінії ліквідусу відповідної подвійної діаграми стану, середня концентрація розчиненого елементу в металі.

Другий параметр називають параметром переохолодження P і розраховують за формулою

,(2)

В роботі було проведено аналіз цих параметрів з урахуванням правила рівноважного важеля. На прикладі сплавів Al - 0,02 % Ti і Al - 0,05 % Ti показано, що параметр переохолодження P визначає максимальне значення концентраційного переохолодження (_c), яке досягається при кристалізації сплаву, а параметр Q відображує швидкість встановлення зони концентраційного переохолодження на початковому етапі кристалізації (при майже нульовому відносному об'ємі твердої фази).

Проведений аналіз дозволив з'ясувати роль, яку відіграє концентраційне переохолодження в процесі формування кристалічної структури. Вона полягає в тому, що одразу після утворення на стінках форми перших кристалів твердої фази, ініційованих термічним переохолодженням (T_t), навколо них формується зона концентраційного переохолодження (T_c) за рахунок перерозподілу розчиненого в Al елемента. Присутні в цій зоні частки потенційних зародкоутворювачів дістають необхідне для утворення кристалів твердої фази переохолодження (T_n). В свою чергу, нові кристали також формують перед собою концентраційно-переохолоджену зону, в якій також містяться зародкоутворюючі частки. Завдяки такій послідовності процесів, хвиля подій зародкоутворення пронизує весь об'єм металу. Представлений механізм справедливий у випадку, коли T_n T_c. Тільки за таких умов присутні в концентраційно-переохолодженій зоні частки дістануть переохолодження, необхідне для зародкоутворення, і зможуть виконати роль центрів кристалізації. Таким чином, першою функцією розчиненого елемента в процесі твердіння є утворення зони, в якій введені в розплав частки дістають необхідне переохолодження для зародження нових кристалів твердої фази.