Дослідження закономірностей структуроутворення сплавів системи Cu-Sn-Al немонотектичного концентраційного інтервалу

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Дослідження закономірностей структуроутворення сплавів системи Cu-Sn-Al немонотектичного концентраційного інтервалу

Узлов К.І., Інститут промислових та бізнес технологій Українського державного університету науки і технологій,

Реп'ях С.І., Інститут промислових та бізнес технологій Українського державного університету науки і технологій,

Кімстач Т.В., Інститут промислових та бізнес технологій Українського державного університету науки і технологій)

Вступ

структуроутворення сплав бронза

За результатами аналітичних досліджень [1, 2] встановлено, що на сьогодні щорічне зростання попиту на мідь складає 2,1% і в 2030 році світовий попит на мідь може зрости до 40 млн. т. При цьому, за даними International Copper Study Group, дефіцит міді на світовому ринку вже в 2020 р. досяг 250 тис. т. [2].

Такий попит на мідь та її сплави зумовлений унікальним поєднанням в мідних сплавах ряду властивостей які дозволяють використовувати їх в самих різних середовищах та умовах роботи [3]. Одним з напрямів, який потребує значного споживання мідних сплавів, є «Механічна інженерія» де мідні сплави використовують в якості зносостійких матеріалів для виготовлення фрикційних деталей та елементів тертя/ковзання, підшипників, тощо. При цьому, за даними [4-7], в області виробництва підшипників с точки зору розробки нових матеріалів найбільш перспективними є монотектичні сплави.

Для поєднання необхідних механічних, корозійних, антифрикційних та ливарних параметрів потрібно цілеспрямоване легування мідних сплавів кількома елементами. Якісно здійснити таке легування без вивчення фазових діаграм неможливо. Фазові діаграми є науковим підґрунтям для оптимізації промислових складів сплавів [8, 9].

Аналіз трикомпонентних діаграм системи Cu-Sn-Al [10-13] доводить, що дослідження спрямовані на встановлення закономірностей структуроутворення цих трикомпонентних бронз присвячені, переважно, сплавам на основі олова. Дані, щодо мідного куту цієї діаграми фрагментарні та, навіть, суперечливі.

Тому напрям досліджень, щодо структуроутворення сплавів системи Cu-Sn-Al немонотектичного концентраційного інтервалу є актуальним.

Виклад основного матеріалу

Бронзи системи Cu-Sn- Al з вмістом понад 7% (мас.) Al. Аналіз діаграми Al-Sn свідчить про те, що взаємодія компонентів алюмінію та олова не може додати до структурного стану цих сплавів ніяких проміжних фаз, через їх відсутність у цій двокомпонентній системі [14]. При кристалізації сплавів системи Cu-Sn-Al температура тугоплавкого компоненту Al не може бути домінуючою через те, що вона відповідає значенню 660 °С. Тим більше, таке саме твердження є справедливим для олова. Відомо, що температура плавлення олова - 232 °С. Крім того, в системі Al-Sn має місце евтектична горизонталь при ще нижчий температурі - 228 °С. Точка евтектики, в даному випадку, відповідає концентрації 97,8 % (ат) Sn. При цьому, в цій потрійній системі Cu-Sn-Al температура плавлення міді 1063 °С. В системі Cu-Sn наступною за цією температурою по мірі зниження є перитектика - 798 °С. Але у системі Cu-Al точка конгруентного плавлення хімічної сполуки 1048 °С. Евтектика в цій системі відповідає температурі 1037 °С та концентрації 8,5 % (мас.) Al. При цьому евтектична горизонталь на діаграмі фазових рівноваг знаходиться майже за концентраційними межами лінії евтектоїдної рівноваги. Крайнє значення вмісту Al на верхній концентраційний межі евтектики 9,5 % (мас.). Найнижча концентрація Al на евтектоїдної горизонталі 9,4 % (мас.).

Тобто, при аналізі твердіння виливків бронз трикомпонентної системи Cu-Sn-Al, скоріш за все, слід очікувати першою реалізацію фазових перетворень, які притаманні системі Cu-Al.

На рис. 1 представлені мікроструктурні оптичне (а) та растрове електронно-мікроскопічне (б) зображення сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,12 %; Al - 10,39 %; Sn - 3,49 %.

Аналіз мікроструктури на рис. 1 свідчить про те що кристалізація сплаву трикомпонентної системи Cu-Sn-Al доевтектоїдного складу (за діаграмою Cu-Al) із вмістом 10,39 % (мас.) Al відбувається із первинною кристалізацією Р-СизА1, та подальшим її частковим перетворенням з формуванням а-Си твердого розчину. Перехід через евтектоїдну горизонталь супроводжується реакцією Р-СизА1 ^ а-Cu + Y2-CU9AI4. Тобто, кінцевий структурний стан складається із а-Cu кристалів твердофазної перекристалізації вихідної P-фази, та продуктів евтектоїдного розпаду залишкової Р-фази.

Рис. 1. Мікроструктурні оптичне (а) та растрове електронно-мікроскопічне (б) зображення сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,12 %; Al - 10,39 %; Sn - 3,49 %

Мікроструктури на рис. 2 сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,60 %; Al - 9,73 %; Sn - 3,67 % свідчать про закономірне збільшення кількості a-фази при зменшенні концентрації Al в сплаві в області евтектоїдної горизонталі. Аналіз мікроструктури на рис. 2 свідчить, також, про ідентичний структурний стан цього сплаву попередньому. Однак, слід зазначити, що в даному випадку проілюстрований типовий випадок неповного перетворення P-фази за евтектоїдною реакцією.

На рис. 3 представлені результати енерго-дисперсійного спектральному аналізу (ЕДС) дослідного сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,60 %; Al - 9,73 %; Sn - 3,67 %, на якому розміщені позиції точок опромінювання поверхні зразку.

Рис. 2. Мікроструктурні оптичне (а) та растрове електронно-мікроскопічне (б) зображення сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,60 %; Al - 9,73 %; Sn - 3,67 %

Рис.3. Електронно-мікроскопічне зображення у вторинних електронах поверхні зразку з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,60 %; Al - 9,73 %; Sn - 3,67 % з точками розміщення катодного променю

Результати ЕДС аналізу надані в табл. 1.

Таблиця 1 Результати ЕДС аналізу вмісту (ат, %) Cu, Al та Sn зразку з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,60 %;

Аналіз даних табл. 1 свідчить про те, що припущення відносно структуроутворення сплавів аналізуємого інтервалу концентрацій за фазовими перетвореннями системи Cu-Al (структурний склад сплаву за даними ЕДС) є таким.

- Spectrum 3 - a-Cu твердий розчин із розчиненим Al - 10,03 % (ат.) з додатковим легуванням Sn - 2,46 % (ат)

- Spectrum 2 - залишковий продукт евтектоїдної реакції вихідної P-фази зі співвідношенням компонентів Cu - 74,73/(23,08+2,19) ~ 3/1. Тобто, виходячи із визначеного кількісного відношення атомів, це є хімічна сполука зі стехіометричною формулою Cu3Al (Р-фаза)

- Spectrum 1 - евтектоїд a-Cu + Y2-CU9AI4 із інтегральним співвідношенням компонентів близьким до такого, якій характерний для вихідної Р-СшА1 фази.

Крім того, за даними роботи [15], через схильність олов'яних бронз до зворотної ліквації на поверхні виливків з'являється, так званий «олов'яний піт» у вигляді білих плям або виділень. Такі ефекти спостерігаються і в дослідженому випадку (рис 4, а) подібно до структурного стану монотектичного сплаву (рис 4, б) Al-Sn-Cu [16].

Рис. 4. Мікроструктура виділень «олов'яного поту» в досліджуваній бронзі (а) з масовим вмістом компонентів: Cu - 84,03 %, Al - 10,14 % , Sn - 5,83 % та мікроструктурні позиції олов 'яної фази в сплаві Al-Sn-Cu (за даними [16])

За результатами наведених досліджень можна зробити висновок, що для сплавів трикомпонентної системи Cu-Sn-Al з концентрацією компонентів відповідно до евтектоїдної горизонталі діаграми Cu-Al характерним є реалізація фазових перетворень із наявністю фаз і структурних складових типових для алюмінієвих бронз.

Додатковим підтвердженням цього факту є результати дифракційного рентгеноструктурного аналізу. Типова дифрактограма сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,60 %; Al - 9,73 %; Sn - 3,67% наведена на рис. 5.

Тобто, рентгеноструктурний фазовий аналіз (рис 5) свідчить про наявність в сплаві саме тих фаз, які є складовими a-Cu твердого розчину та евтектоїда a-Cu + 72- CU9AI4 відповідно до системи Cu-Al.

Рис. 5. Дифрактограма сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 86,60 %; Al - 9,73 %; Sn - 3,67%

Бронзи системи Cu-Sn-Al з вмістом до 7% (мас.) Al. Перехід у концентраційну область зниженої концентрації

Al проти рівноважної за евтектичною лінією діаграми Cu- Al (до 7,4 % (мас.)) принципово змінює характер структуроутворення сплавів системи Cu-Sn-Al. У цьому випадку в інтервалі ліквідус-солідус формуються первинні дендрити a-Cu (рис.6).

Температурний інтервал між Іпл Cu та евтектичною горизонталлю складає 1085 °С - 1037 °С і дорівнює 48 °С. Наведений факт є запорукою дуже вузького інтервалу кристалізації, що забезпечує, за даними [17, 18], преференційну рідкоплинність бронзі. Це пов'язано, за даними загальновідомих теоретичних та практичних робіт з ливарного виробництва (див., наприклад [17, 18]), з тим, що по мірі збільшення інтервалу кристалізації сплаву його рідкоплинність зменшується.

а б

а - х100, б - х500

Рис. 6. Мікроструктура відливки дослідженої бронзи з вмістом до 7% (мас.) Al

Тобто, сплави цього інтервалу за первинною кристалізацією є алюмінієвими бронзами, а за сукупністю подальших фазових перетворень - олов'яними бронзами. При формуванні первинних дендритів a-Cu¹ (рис. 6, а) рідина, що відтісняється їх гілками, суттєво насичується легкоплавким оловом (рис. 6, б). Тоді, при температурі 798 °С залишкова рідина кристалізується за перитектичною реакцією системи Cu-Sn: Рідина + a-Cu ^ P-CusSn - 798°C. Мікроструктурні оптичне та растрове електронно-мікроскопічне зображення сплаву зі співвідношенням компонентів: Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 % наведені на рис. 7, а, б.

Результати досліджень рентгеноспектрального мікроскопічного аналізу (РСМА) представлені на рис. 8. За даними проведеного РСМА стає очевидним той факт, що досліджувана хімічна сполука містить підвищену кількість олова. З цієї причини кількість міді та алюмінію в позиції розташування цього з'єднання закономірно знижується.

Цей факт, також, свідчить на користь зробленого вище припущення про формування у міждендритних позиціях Sn-вмісної проміжної фази.

а б

а - х1000

Рис. 7. Мікроструктурні оптичне (а) та растрове електронно-мікроскопічне (б) зображення сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 %

З метою доведення цього припущення було реалізоване ЕДС сканування (рис. 9) хімічної сполуки у міждендритних позиціях закристалізованого сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 %.

Результати ЕДС сканування дослідного зразка відповідно до позицій спектрів за рис. 8 представлені в табл. 2.

Таблиця 2 Результати ЕДС аналізу вмісту (ат, %) Cu, Al та Sn зразку з масовим вмістом компонентів: Cu-92,46 %; Al-3,78 %; Sn-3,75 %

Рис. 8. Протокол РСМА дослідження сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 %

Рис. 9. Позиції РСМА сканування з кроком 3 мкм міжфазної границі матриця-хімічна сполука.

Результати РСМА сканування міжфазної границі (хімічна сполука)^а-Си матриця (рис.9, табл. 2) додатково підтверджують той факт, що досліджена проміжна фаза є олов'яною. Кількісні розрахунки атомних відсотків вмісту міді та олова дають результат: 79,96/16,86 ~ 5. Тобто, стехіометрія цієї фази CusSn, яка є перитектичною Р-фазою системи Cu-Sn. Кількісні дані табл. 2 свідчать, також, по її легування Al в кількості приблизно 3 % (ат). На відміну від фазових складових попереднього концентраційного інтервалу сплавів, в даному випадку Al не формує будь-яких фаз у цьому випадку.

На рис. 10 представлені результати диференційного термогравіметричного аналізу (ДТГА) з масовим вмістом компонентів: Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 % при охолодженні.

Рис.10. Результати диференційного термогравіметричного аналізу сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 % при охолодженні

За даними ДТГА сплаву Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 % встановлено, що після проходження інтервалу температур ліквідус-солідус в сплаві відбувається значиме фазове перетворення про яке свідчить максимум на кривих охолодження в інтервалах температур 821,0.. .784,4 °С (з max 880,0 °С) при експерименті в атмосфері аргону та 822,7.788,6 °С (з max 810,0°С) в атмосфері повітря. Показово,що температура перитектичного рівноваги в системі Cu-Sn відповідає значенню 798 °С, тобто відноситься до вказаного температурного інтервалу.

Додатковим підтвердженням двофазного складу структури сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 % є результати рентгеноструктурного фазового аналізу наведеного на рис. 11.

Рис. 11 Дифрактограма сплаву з масовим вмістом компонентів: Cu - 92,47 %; Al - 3,78 %; Sn - 3,75 %

На дифрактограмі рис.11 ідентифіковані дифракційні максимуми а-Си твердого розчину та фази P-CusSn перитектичного походження.

Але в цій концентраційній області, в залежності від вмісту олова, структурний і фазовий склад сплавів, також, неоднаковий. По це свідчать результати металографічного аналізу (рис. 12).

а б в

а - *400, б - *800, в - *400

Рис. 12 Мікроструктури бронз з масовим вмістом компонентів: а - Cu - 97,60 %; Al - 1,10 %; Sn - 1,30 %; б - Cu - 92,07 %; Al - 3,52 %; Sn - 3,41 %; в - Cu - 88,01 %; Al - 6,12 %; Sn - 5,87 %

При вмісті Sn до 3% (мас) структура сплаву є однофазною - a-Gu твердий розчин (див. рис. 12, а).

В інтервалі концентрацій 3.4 % (мас) Sn сплави набувають двофазну a-Cu та P-CusSn структуру(див. рис. 12, б).

В структурі сплаву з 4.7 % (мас) Sn очевидно присутні продукти евтектоїдного розпаду P-CusSn ^ a-Cu + 6-Cu3iSns (див. рис. 12, в).

ДТГА при нагріві для сплаву Cu - 88,01 %; Al - 6,12 %; Sn - 5,87 % (рис. 13) регіструє наявність максимумів диференційного сигналу невисокої інтенсивності при температурах 652,3.628,9 °С (з максимумом при 636,4 °С), 586,2 .571,6 °С (з максимумом при 570,8 °С). Очевидно, що ці сигнали є індикаторами твердофазних перетворень.

Рис.13 Результати диференційного термогравіметричного аналізу сплаву з евтектоїдною складовою при нагріві

Відомо, що у системі Cu-Sn при охолодженні в твердому стані мають місце такі фазові перетворення:

Евтектоїдне: y-CwSn >p -CusSn + s-CusSn - 630 °C;

Перитектоїдне: P -CusSn + y- Cu4Sn > S-CusiSns - 580 °C;

Евтектоїдне - P CusSn>a-Cu+ S-CusiSns - 520 °C.

Наведені дані щодо температур твердофазних перетворень дуже добре відповідають інтервалам термічних ефектів, які зафіксовані методом ДТГА (див. рис. 13).

При температурі 350°С S- CusiSns мала би розпадатися [19, 20] за евтектоїдною реакцією на фази a-Cu та s. Але це перетворення може реалізовуватися тільки при дуже повільному охолодженні. В реальних умовах твердіння, сплав після 520 °С зберігає зазвичай двофазну будову a-Cu+S-CusiSns.

Тобто, всі розглянуті твердофазні перетворення пов'язані з формуванням S-CusiSns фази. Зі з'явленням фази S-CusiSns у структурі бронз знижується їх пластичність та в'язкість.

Бронзи системи Cu-Sn-Al з вмістом до 7 % (мас) Al та 4...8 % (мас.) Sn. Евтектоїд a-Cu+S-CusiSns, як продукт метастабільного евтектоїдного перетворення Р-фази перитектичного походження, або сама P-CusSn в умовах реального промислового литва з'являються та зберігаються в кінцевій структурі бронзи вже при вмісті Sn 5.. .6 % (мас.) [2i-2s].

Як було зазначено у попередньому підрозділі, трикомпонентні бронзи системи Cu-Sn-Al в інтервалі концентрацій 4.6 % (мас.) Sn, які кристалізуються з формуванням P-CusSn за перитектичною реакцією, у ході твердофазних перетворень набувають структурного стану a-Cu+S-CusiSns.

Фаза S-CusiSns має вузьку область гомогенності в інтервалі температур 590.350°С. S-фаза - це твердий розчин на основі сполуки CusiSns з електронною концентрацією 21/13, кубічної сингоііії, структурного типу у-латуні (CusSns). Просторова група F43m з четверною інверсійною віссю симетрії та параметром решітки а = 1,79505 нм. 6-фаза це тверда і крихка електронна сполука CusiSns [24, с. 310].

Кристалографічні моделі решіток a-Cu, P-CusSn та 6- CusiSns представлені на рис. 14. Зіставний аналіз кристалографічних характеристик фаз в сплавах , які вміщують в собі гексаедричну ГЦК решітку Fm3m міді з параметром a=3,615A, гексаедричну ОЦК решітку Im 3 m P-CusSn з параметром a=2,991A та гесатетраедричну решітку евтектоїдної 6-фази - хімічної сполуки CusiSns кубічної сингонії просторової групи симетрії F43m з параметрами a=b=c=17,951A.

Рис. 14 Кристалографічні моделі решіток: a-Cu твердого розчину з гранецентрованою кубічною решіткою Fm3m вищої категорії симетрії (а), J-фази Cu5Sn з об'ємноцентрованою кубічною решіткою Іт^т вищої категорії симетрії (б) і евтектоїдної б-фази - хімічної сполуки CusiSns кубічної сингонії з просторовою групою симетрії F^3m з четверною інверсійною віссю симетрії (в) та відповідних простих форм: гексаедрів (г, д) та гексатетраедру (е)

Результати зіставного аналізу рис. 14 дозволяють пояснити окрихчування аналізуємого сплаву при з'явленні на місті компактної ОЦК P-CusSn фази продукту її евтектоїдного перетворення - 6-Cu3iSn₈. Просторова група цієї фази за формулами кристалографії 3L44L3P. За наявністю основної ознаки 4L3 решітка цієї фази відноситься до кубічної сингонії, планарного класу симетрії. Параметр решітки цієї фази a=17,951A, тобто у шість разів більший за вихідну P-CusSn фазу з параметром a=2,991 А.

Висновки

За результатами дослідження встановлено, що у випадку структуроутворення сплавів з вмістом алюмінію до евтектичного інтервалу системи Cu-Al фазові перетворення відбуваються відповідно до закономірностей немонотектичних складів монотектичної системи Cu-Sn-Al. Тобто, за рахунок первинної кристалізації високотемпературної a-Cu¹ фази склад рідини змінюється до збагаченої оловом рідкої фази L2, притаманної для потрійної системи Cu-Sn-Al. Тоді, за діаграмою системи Cu-Sn відбувається перитектична реакція L-2+a-Cu^I^P- CusSn.

Дослідженнями металографічного, растрового електронно- мікроскопічного, рентгеноспектрального мікроскопічного, енерго-дисперсійного спектрального, рентгеноструктурного аналізів встановлено евтектико-перитектичний характер структуроутворення сплавів мідного куту системи Cu-Sn-Al з вмістом Sn до 7% (мас.) Al до 11 % (мас.) з первинною кристалізацією за евтектичною діаграмою Cu-Al фази Р-СизА1 та подальшими її твердофазними перетвореннями і наступним формуванням за перитектичною реакцією системи Cu-Sn фази CusSn.

Встановлено, що, на відміну від рівноважної розчинності основних компонентів в a-Cu твердому розчині систем Cu-Al і Cu-Sn, та раніше описаного зсуву ліній фазових рівноваг зі з'явленням у мікроструктурі евтектоїдних складових при 5...6 % (мас.) Sn, кінетика структуроутворення у випадку трикомпонентної системи така, що двофазна структура спостерігається при вмісті Sn ~ 3% (мас.).

Показано, що процес формування кінцевої двофазної структури в трикомпонентній системі Cu-Sn-Al (a-Cu+ Р- CusSn) відбувається за рахунок кристалізації із залишкової рідини хімічної сполуки CusSn за перитектичною реакцією системи Cu-Sn при концентрації в бронзі алюмінію за нижньою межею вмісту цього компоненту відносно евтектоїдної горизонталі системи Cu-Al. Встановлена закономірність дозволяє розширити уявлення про структуроутворення в бронзах та визначити раціональні межі вмісту олова та алюмінію для подальшої оптимізації складу бронзи системи Cu-Sn-Al.

Результати зіставного аналізу кристалографічних характеристик фаз в сплавах, які вміщують в собі гексаедричну ГЦК решітку І'їпЗш міді з параметром а=3,615А, гексаедричну ОЦК решітку Іш''іп р-CusSn з параметром а=2,991А та окрихчування аналізуємого сплаву системи Cu-Sn-Al з вмістом до7 % (мас) Al та 4.8 % (мас.) Sn при з'явленні на місті компактної ОЦК Р-CusSn фази продукту її евтектоїдного перетворення - 6-Cu3iSn₈. гесатетраедричну решітку евтектоїдної 6-фази - хімічної сполуки Cu3iSn8 кубічної сингонії просторової групи симетрії F43m з параметром решітки а=17,951А

Список використаних джерел

1. Кондратьев В.Б., Попов В.В., Кедрова Г.В. Глобальный рынок меди. Горная промышленность. 2019. № 3. С. 80-87.

2. Кондратьев В.Б., Попов В.В., Кедрова Г.В. Глобальный рынок меди (продолжение). Горная промышленность. 2019. № 4. С. 100-101.

3. Branco W. Schipper, Hsiu-Chuan Lin, Marco A. Meloni, Kjell Wansleeben. Estimating global copper demand until 2100 with regression and stock dynamics. Resources, Conservation & Recycling. 132 (2018.) Р. 28-36.

4. Bushe N. A., Goryacheva I. G., & Makhovskaya Yu. Yu.. Effect of the phase composition of antifriction aluminum alloys on their self-lubrication under friction. Trenie Iznos, 23(3), 286 - 295 (2002).

5. Bushe N.A., Gulyaev A.S., Dvoskina V.A., et al., Bearings from Aluminum Alloys [in Russian], Transport, Moscow (1974), 255 p.

6. Kotova E.G., Kurbatkin I.I., Mironov A.E., & Gershman

I. S. A study of the microstructure and mechanical properties of experimental antifriction alloys (for monometallic sliding bearings), Tsvetn. Met, 2013. №. 5. Р. 66 - 72.

7. Kurbatkin 1.1., Belov N.A., Ozerskii O.N., et al.. Tribological and structural studies of novel aluminum-base antifriction materials. Trenie Iznos, 2014. №. 2, Р. 52 - 57.

8. Древинг В.П. Правило фаз. Москва: Издательство Московского Университета, 1954. 173с.

9. Soares D.F., Abreu M., Barros D., Castro F. Experimental study of the Cu-Al-Sn phase equilibria, close to the copper zone.

J. Min. Metall. Sect. B-Metall. 2017. 53 (3) B. Р. 209 - 213.

10. Chang Y. A., Neumann J. P., Mikula A. & Goldberg D. The Al-Cu-Sn (Aluminum-Copper-Tin) system / Bulletin of Alloy Phase Diagrams, Volume 1, 1980. Р. 82-84. URL:

https://link.springer.com/article/10.1007/BF02883303.

11. Kotadia H. R., Panneerselvam A., Mokhtari O., Green M.A., & Mannan S.H. Massive spalling of Cu-Zn and Cu-Al intermetallic compounds at the interface between solders and Cu substrate during liquid state reaction JOURNAL OF APPLIED PHYSICS 111, 074902 (2012).

12. Watanabe H., Kono N., Sengoku T., Ishizaka M. Phase Diagram in the Copper-Rich Region of the Ternary Copper-Aluminum- Tin System, Shindo GijutsuKenkyukai-Shi, 1975. 14 , Р. 170 - 176.

13. Kotadia H.R., Patel J.B., Fan Z., Doernberg E. & R.Schmid-Fetzer. Processing of Al-45Sn-10Cu Based Immiscible Alloy by a Rheomixing Process. Solid State Phenomena Vols. 141-143 (2008) Р. 529-534.

14. Диаграммы состояния двойных металлических систем: справочник в 3 т. / под общ. ред. Н.П. Лякишева. Москва: Машиностроение, 1996. Т 1. 992 с.

15. Смирягин А.П., Смирягина Н.А., Белова А.В. Промышленные цветные металлы и сплавы. Москва : Металлургия, 1974. 488 с.

16. D. Mirkovid. J. Grobner, K. Schmid-Fetzer. Liquid demixing and microstructure formation in ternary Al-Sn-Cu alloys Materials Science and Engineering A 487 (2008), Р. 456-467.

17. Рабинович Б.В. Введение в литейную гидравлику. Москва: Машиностроение, 1966. 423 с.

18. Гуляев Б.Б. Теория литейных процессов. Ленинград : Машиностроение, 1976. 216 с.

19. Меркулова Г.А. Металловедение и термическая обработка цветных сплавов. Красноярск : Сиб. федер. ун-т, 2008. 312 с.

20. Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. Москва : МИСИС, 2005. 432 с.

21. Мальцев М. В. Металлография промышленных цветных металлов и сплавов. Москва: Металлургия, 1970. 364 с.

22. Гуляев А.П. Металловедение. Москва: Металлургия, 1986. 544 с.

23. Грешта В.Л. Кольорові метали та сплави на їх основі / В.Л. Грешта, О.В. Лисиця, Л.П. Степанова. Запоріжжя: ЗНТУ, 2014. 286 с.

24. Материаловедение / Б.Н. Арзамасов, В.И. Макарова, Г.Г. Мухин и др.; под общ. ред. Б. Н. Арзамасова, Г.Г Мухина. Москва : Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2008. 648 с.

Размещено на Allbest.ru