بررسی اثر مواد افزودنی برریزساختار
و خواص کششی آلیاژآلومینیم با 2 درصد مس
در این تحقیق اثرات عناصر واسطه مثل افزودنی زیرکنیم، اسکاندیم و تیتانیم و سایر عناصر آلیاژی مثل اسکاندیم و سیلسییم بر ریز ساختار و خواص کششی آلیاژ Al- 2wt%Cu در هر دو شرایط ریخته گری و محلول سازی شده مورد بررسی قرار گرفت. مشاهده شد که افزودن عناصر به صورت ترکیبی تیتانیم-زیرکنیم، زیرکنیم- استرانسیم یا اسکاندیم-زیرکنیم اندازه دانه را در آلیاژ پایه به مقدار قابل توجهی از 219 میکرومتر به 46 تا 104 میکرومتر کاهش دادند. این موضوع به علت وجود ترکیبات بین فلزی سه گانه آلومینایدی که عبارتند از : ) Tiy Al3(Sc1-xZrx، (Al3(Sc1-xZrx و Al3Zr است که به عنوان محل های جوانه زنی برای دانه های α-Al عمل میکنند. مورفولوژی غیر دندریتی با ترکیب و افزودن زیرکنیم-تیتانیم، زیرکنیم-استرانسیم باعث کاهش 65 درصدی مقدار فاز Al2Cu در آلیاژ پایه و همچنین کاهش تخلخل تا 50 درصد می شود. افزودن 2 درصد وزنی سیلسیم نتیجه مشابهی را می دهد و باعث افزایش مقدار یوتکتیک آلومینیم- سیلسیم می شود. اثر زیان بار استرانسیم بر ظرفیت جوانه زنی در افزودنی های تیتانیم-بر در این تحقیق مشاهده نشد. گزارش شده است که افزودن استرانسیم اثر اصلاح کننده ای بر ترکیبات بین فلزی آهنی دارد. افزودن ترکیب زیرکنیم و استرانسیم باعث افزایش استحکام تسلیم آلیاژ ریخته شده پایه تا مقدار MPa35 می شود که در ادامه با عملیات حرارتی محلول سازی این مقدارکاهش پیدا می کند. افزایش و کاهش در استحکام تسلیم به علت تشکیل عناصر و ترکیبات گذرا است که در ادامه با درشت شدن سریع در طی عملیات حرارتی محلول سازی همراه است.
مقدمه
آلیاژ های آلومینیم- مس به خاطر خواص کششی عالی که دارند شناخته شده هستند و این خواص توسط عوامل مختلفی از قبیل عملیات حرارتی، مقدار مس و فاصله بین بازوی دندریتی ) (DASکنترل می شود. ترکیب شیمیایی یک عامل مهم است که خواص کششی آلیاژهای آلومینیم- مس را تحت تاثیر قرار می دهد. عناصر واسطه به عنوان مهمترین مواد افزودنی در آلیاژهای آلومینیم- مس مورد توجه قرار گرفته اند. عناصر زیرکنیم و استرانسیم ذرات سه گانه آلومینایدی Al3Sc) و (Al3Zr را تشکیل می دهند که در طی انجماد به عنوان ذرات اولیه و در حین عملیات حرارتی محلول سازی به عنوان ذرات چسبنده (coherent) یا نیمه چسبنده رسوب می کنند (1و2). ذرات اولیه Al3Zr و Al3Sc به عنوان محل های جوانه زنی برای فاز α-Al در طی انجماد محسوب می شوند و به این وسیله باعث اصلاح ساختار دانه α-Al می شوند. ذرات چسبنده و نیمه چسبنده Al3Zr و Al3Sc توزیع شده عامل سخت شدن آلیاژ و بهبود خواص کششی هستند. همچنین از عناصر افزودنی از قبیل تیتانیم-بر، استرانسیم و نقره در آلیاژهای آلومینیم- مس به عنوان ریزکننده دانه و اصلاح کننده در پیرسازی استفاده می شود. ساختار دندریتی اصلاح شده، که فاصله بازوی دندریتی (DAS) کمی دارد و شاخه های دندریتی در آن باعث اصلاح و توزیع یکنواخت تر یکبات بین فلزی می شود (3و 4). هر دو عامل اصلاح و توزیع یکنواخت ذرات بین فلزی موجب انحلال راحت تر فاز در طی عملیات حرارتی محلول سازی می شوند. این امر با تهیه فاز محلول جامد فوق اشباع و در نتیجه پیرسازی بیشتر صورت می گیرد(5) Argo . و Gru Zleski و (6و7) موضوع کاهش تخلخل انقباضی با کاهش تغذیه بین دندریتی را گزارش کردند. این نوع از تخلخل با کاهش DAS کم تر می شود. در ادامه فاصله کم بین بازوی دندریتی باعث بهبود خواص مکانیکی خواهد شد.
فرآیندهای آزمایش
17 آلیاژ از آلیاژ پایه Al- 2wt%Cu که مقادیر مختلف زیرکنیم، استرانسیم، تیتانیم- بر، استرانسیم، نقره و سیلسیم هم به صورت جداگانه یا تر یکبی به آنها افزوده شده بود تهیه شدند.
جدول 1- ترکیب شیمیایی شمش های آلیاژ پایه Al- 2wt%Cu
جدول 2- آلیاژهای اصلی استفاده شده برای آلیاژسازی
آلیاژ پایه Al- 2wt%Cu به صورت شمش های 8 کیلوگرمی بود و تر کیب شیمیایی آن در جدول 1 آورده شده است. شمش ها به قطعات کوچک تر بریده شد و در کوره با ظرفیت 40 کیلوگرم یا در یک بوته SiC با ظرفیت یک کیلوگرم که از کوره مقاومت الکتریکی که به سیستم گاز زدا با پره چرخان تجهیز شده بود ذوب شدند. دمای ذوب در دمای 750 درجه سانتیگراد نگه داشته شد. برای تهیه تر یکب هر آلیاژ، عناصر آلیاژی مناسب و به مقداری که از قبل محاسبه و تعیین شده بود به صورت آمیژان به مذاب افزوده شد. جدول 2 ترکیب آلیاژی آمیژان هایی که برای افزودن از آن استفاده شد را نشان می دهد. مواد افزودنی به وسیله یک محفظه مخروطی گرافیتی سوراخ شده به داخل مذاب فرو برده شد. مذاب با تزریق گاز خشک آرگون به مدت 15 دقیقه برای اطمینان از همگن شدن مواد افزودنی و به منظور کاهش هیدروژن جذب شده، گاز زدایی شد. سطح مذاب به صورت کاملا دقیقی به منظور حذف اکسیدها و دیگر آخال ها قبل از ریخته گری سرباره گیری شد. آنالیز شیمیای نمونه ها به طور همزمان برای آلیاژ مذاب برای به دست آوردن تر یکب شیمیایی مورد نظر انجام شد.ذوب های تهیه شده در قالب دائمی نوع ASTM B-108 که تا دمای 455 درجه سانتیگراد پیشگرم شده بود برای تهیه نمونه های آزمایش کشش ریخته گری شد. از هر نمونه ریخته شده دو نمونه برای آزمایش تهیه شد.
برای راحتی در تهیه تر یکب شیمیایی هر آلیاژ، کدهای آلیاژی از مراجع عناصر تهیه و به صورت درصد وزنی افزوده شد. در کدهای آلیاژی نشان داده شده در جدول3 ، S ،G ، Mو A، به ترتیب نشان دهنده ی 15 / 0 درصد وزنی اسکاندیم، 15/ 0 درصد وزنی تیتانیم، 02 / 0 درصد وزنی استرانسیم و 5/ 0 درصد وزنی نقره است. در حالی که Z و Si نشان دهنده ی زیرکنیم و سیلسیم افزوده شده است. از آنجایی که مقادیر افزوده شده دو عنصر با هم تفاوت دارند اعداد قبل از Z و نشان دهنده مقدار ماده افزودنی هستند. از این رو در مورد افزودن زیرکنیم، شماره های 7، 5، 3 و 1 قبل از Z آلیاژ نشان دهنده ی 7/ 0، 5/ 0، 3/ 0، و 15 / 0 درصد وزنی زیرکنیم است. در حالی که اعداد 1 و 2 قبل از Si نشان دهنده 1و 2 درصد وزنی ماده افزودنی سیلسیم است، آلیاژهایی با کد B1Si و B2Si در جدول آورده شده است. حرف B مربوط به آلیاژ پایه است. در نتیجه B1Si و به ترتیب نشان دهنده آلیاژ پایه با 1 درصد وزنی سیلسیم و آلیاژ پایه با 15/0 درصد وزنی تیتانیم و 7/ 0 درصد وزنی زیرکنیم است.
آزمایش کشش با دستگاه Servohydraulic با نرخ کرنش 1×10-4/sانجام شد. مقدار استحکام کشش نهایی (UTS) ، استحکام تسلیم (YS)، و درصد ازدیاد طول (EL)، با پنج بار آزمایش از نمونه ها اندازه گیری و تعیین شد. در این تحقیق، ریزساختار با استفاده از میکروسکوپ نوری که به سیستم و نرم افزار Clemex تجهیز شده بود مورد مطالعه قرار گرفت. جز ییات آماده سازی نمونه های متالوگرافی در جدول 4 آورده شده است. تعیین اندازه دانه برای همه نمونه ها انجام شد. برای این اندازه گیری پس از مرحله نهایی سمباده زدن و پولیش، نمونه ها با محلولی که از 5/ 12 گرم ،CrO3 ، 5/2 میلی گرم HF ،30 میلی گرم HCl ، 40 میلی گرم HNO3 و 5/ 42 میلی گرم آب تشیکل شده بود اچ شدند. اندازه گیری ها با استفاده از سیستم آنالیزگر نوری و با روش خطی Line intercept method انجام شد. سطوح ذرات فازی بین فلزی (Al2Cu)و همچنین درصد تخلخل برای تعدادی از نمونه های متالوگرافی اندازه گیری وتعیین شد.
نتایج و بحث وبررسی
ریز ساختار
تاثیر کلی مواد افزودنی شیمیایی بر ریز ساختار آلیاژهای پایه از جمله اندازه دانه، مورفولوژی دانه، درصد تخلخل و کسر سطحی فاز Al2Cu بررسی شد. تر کیبات بین فلزی زیرکنیم و اسکاندیم در این مقاله به خاطر بررسی آنها در مطالعه قبلی (8) که مربوط به همین تحقیق بود بررسی نشد. مشاهده می شود که اندازه دانه برای آلیاژ پایه که در شکل 1 نشان داده شده است، به مقدار زیادی تحت تاثیر افزودن زیرکنیم، اسکاندیم و تیتانیم است. اندازه دانه آلیاژ پایه با افزودن این مواد افزودنی از مقدار 219 میلی متر به 104 تا 46 میلی متر کاهش یافت. این مقدار کاهش اندازه دانه در مورد آلیاژهای M ، B1Si و B2Si مشاهده نشد. برای مثال اندازه دانه در آلیاژ M همانند آلیاژ پایه باقی ماند و در موارد دیگرکه آلیاژ ها حاوی سیلیسم بودند فقط 40 – 35 میکرومتر کاهش در اندازه دانه مشاهده شد. آلیاژهای اسکاندیم دار ریزترین اندازه دانه را در حضور زیرکنیم یا تیتانیم داشتند که مقدار آن 54 میکرومتر برای آلیاژ GS، 48 مکیرومتر برای آلیاژ GS1Z و 52 مکیرومتر برای آلیاژ AGS1Z بود. بیشترین قابلیت اصلاح زیرکنیم چه در مقدار بسیار بالا یا پایین در حضور تیتانیم مشاهده شد. همچنین وجود مقدار بالای زیرکنیم به میزان 7/ 0 درصد در آلیاژ 7Z ، باعث اصلاح کمتر α-Al در مقاسیه با حالتی که ترکیب زیرکنیم- تیتانیم حضور داشت، گردید. در شکل 1 مشاهده شد که کارایی بالای زیرکنیم در اصلاح اندازه دانه در حضور استرانسیم است که با آلیاژ M7Z نشان داده شده و اندازه دانه در آن 57 مکیرومتر است. حضور تیتانیم به صورت افزودنی جداگانه دراصلاح اندازه دانه آلیاژ پایه به مقدار قابل ملاحظه ای موثر بود به طوری که اندازه دانه از 219 مکیرومتر تا 57 مکیرومتر در آلیاژ G کاهش یافت. نکته قابل توجه عدم تاثیر مخرب استرانسیم بر قابلیت تیتانیم- بر در ریز کردن دانه در تر یکب ویژه استرانسیم- تیتانیم است که با آلیاژ MG نشان داده شده است.
ریزترین اندازه دانه ها که اندازه گیری شد از تر یکب افزودن استرانسیم- زیرکنیم و استرانسیم- زیرکنیم- تیتانیم بود که این موضوع به دلیل تشیکل زیاد فازهای ستاره ای شکل ) Al3(Se1-x-y Zrx Tiy و) Zrx Al3(Se1-x بود که در مطالعه قبلی (8) که مربوط به این تحقیق است نیز گزارش شد. توسعه اثر جوانه زایی زیرکنیم بر دانه های در α-Al را می توان به این صورت توضیح داد: هنگامی که مقدار زیرکنیم از 11 / 0 درصد بیشتر می شود، ذرات فاز اولیه Al3Zr که از واکنش پریتکتیک تش یکل می شود به نوعی فراهم کننده محل های جوانه زنی ناهمگن α-Al در طی انجماد هستند ( 9 و 10 ). بهبودی که به وسیله تیتانیم بر میزان ریزدانگی انجام شده توسط زیرکنیم صورت می گیرد ممکن است مربوط به اتم های زیرکنیم در ذرات فاز Al3Zr باشد که توسط اتم های تیتانیم در افزودنی زیرکنیم- تیتانیم جایگزین می شود. از این رو ذرات فازی Al3 (Zr1-XTix) با ساختار شبکه ای را تشیکل می دهند که عدم انطباق اندکی با α-Al دارند و در نتیجه اثر اصلاح بالاتری خواهد داشت. فازAl3 (Zr1-XTix) ممکن است بر روی سطح ذرات Al3Zr تشیکل شود وقابلیت جوانه زنی بیشتری برای Al3Zr در تش یکل دانه های α-Al در طی انجماد ایجاد کند. همچنین باید به این توجه کرد که اثر جوانه زنی که از تر یکب مواد افزودنی زیرکنیم- تیتانیم است همان طور که در مطالعات قبل گزارش شده (11 ، 12 و13) به خاطر عوامل مقاوم در مقابل رشد (GRF) است. تاثیر متوسط مقدار بالای زیرکنیم در جوانه زایی در محدوده ی 7/ 0 درصد وزنی به این علت است که یک سرعت مشخص سرد شدن در غیاب تیتانیم، افزایش بیشتر در مقدار زیرکنیم ممکن است ذرات درشت Al3Zr را ایجاد کند. همچنین، ذرات درشت Al3Zr در آمیژان در قسمت های نامحلول باقیمانده مشاهده می شود. این ذرات ممکن است قابلیت جوانه زایی کمی داشته باشند زیرا تعداد آنها کم و از لحاظ شکل درشت هستند.
اثرات مفید افزودنی استرانسیم بر قابلیت جوانه زایی توسط زیرکنیم نسبتا نا مشخص است، زیرا استرانسیم به عنوان ماده افزودنی اثر قابل ملاحظه ای بر اندازه دانه ندارد. این موضوع در شکل 1 نیز نشان داده شده است. تعدادی از مطالعات (14 ، 15 و 16 ) به موضوع اثر شدید میل ترکیبی استرانسیم برای تش یکل اکسیدها در مذاب اشاره کرد هاند. این اکسیدها مانند SrO و Al2SrO3 اثر منفی زیادتری در انرژی آزاد دارد و باعث تشکیل راحت آنها در طی فرآیند ذوب می شوند. با توجه به مطلب ذکر شده، این تحقیق نشان داد که ذرات اکسیدی ریز که در طی ذوب شدن تشکیل می شوند به عنوان مکان های جوانه زنی برای ذرات سه گانه آلومینایدی- زیرکنیم عمل میکنند. تشکیل زیاد و متراکم ذرات Al3Zr ممکن است به عنوان عامل جوانه زا به میزان زیادی محسوب شود که این موضوع با افزودن 7/ 0 درصد وزنی زیرکنیم در هنگامی که استرانسیم وجود داشت مشخص شد.
در این تحقیق، تیتانیم به صورت آمیژان Al-5Ti-1B با قابلیت بالای جوانه زایی افزوده شد. عمل ریزکنندگی دانه توسط این آمیژان مورد توجه بیشتری در تعدادی از تحقیقات اخیر واقع شده است ( 17 ، 18 ، 19 و 20 )که به اثر قابلیت اصلاح این آمیژان در مورفولوژی دو گانه ذرات Al3Ti اشاره دارد که سطح آنها توسط ذرات کوچک برایدی TiB2 یا Ti, Al)B2 ) پوشیده شده است. همچنین این موضوع را می توان به میزان 5 Ti/1B و مدت زمانی که طول می کشد تا کاملا محو شود نسبت داد. هرچند تعدادی از تحقیقات (21 و 22 ) اثر مخرب استرانسیم را که بر میزان موثر بودن افزودنی تیتانیم- بر که در آن استرانسیم با بر واکنش می دهد و تر کیب (Sr,B) را تشکیل می دهد را گزارش کردند. این اثر در نتایج حاصل شده که در شکل 1 نشان داده شده است ظاهر نشدند. عدم وجود اثر مضر در آلیاژ پایه Al- 2wt%Cu را می توان به مقدار کم سیلسیم در این آلیاژ نسبت داد که تنها مقدار 1 درصد سیلسیم دارد که این مقدار در مقایسه با مقدار سیلسیم که در دیگر مطالعات وجود داشت و هیچگاه کمتر از 10 درصد نبود ( 21 و 22).
اثرات مفید بیشتر در افزودن عناصر عبوری را می توان در شکل 2 مشاهده کرد مخصوصا که مورفولوژی دندریتی آلیاژ پایه با افزودن این عناصر غیر دندریتی می شود.
جدول 3- ترکیب شیمیایی آلیاژهای تهیه شده
جدول 4 – فرآیندهای قال بگیری نمون هها و پولیش کردن
شکل 1- میانگین اندازه دانه آلیاژهای مورد تحقیق
همانگونه که از شکل 2 مشاهده می شود. آلیاژ-های حاوی زیرکنیم- اسکاندیم ظریفترین ساختار غیر دندریتی را تشکیل می دهند که در آلیاژهای تیتانیم- زیرکنیم نیز مشاهده می شود. اگرچه افزودن تیتانیم باعث ریز شدن دانه می شود. ریز شدن شاخ ههای دندریتی را می توان همچنین در آلیاژ G که در شکل 2 نشان داده شده است مشاهده کرد. مورفولوژی دندریتی کروی را می توان در افزودن 7 درصد وزنی زیرکنیم به عنوان تنها افزودنی در آلیاژ 7Z مشاهده کرد. سیلسیم و استرانسیم اگر جداگانه اضافه شوند باعث تغییر در مورفولوژی دندریتی آلیاژ پایه نمی شوند. این موضوع در آلیاژ B2Si و آلیاژ M و در شکل های b2 وc 2 به ترتیب نشان داده شده است.
تغییر حالت در مورفولوژی را می توان به تشیکل زیاد و هسته های فعال دانه ها α-Al و مقدار GRF بالا نسبتداد. از این رو تعداد دانه های α-Al افزایش خواهد یافت و این باعث تاثیر در حین رشد می شود که از این طریق شانس دندریتی شدن کاهش پیدا میک ند. ذراتی که پتانسیل جوانه زنی دارند ذرات ستار های شکل Al3 (Sc1-x-y Zrx Tiy) و( Al3 (Sc1-x Zrx در آلیاژهای حاوی زیرکنیم- اسکاندیم و تیتانیم- اسکاندیم- زیرکنیم یا Al3Zr و ( Al3(Zr1-x Tix در آلیاژهای حاوی زیرکنیم- تیتانیم یا Al3Ti و Ti, Al)B2 ) در آلیاژهای حاوی تیتانیم هستند. افزودن سیلسیم و استرانسیم به عنوان تنها افزودنی اثری بر روی مورفولوژی دندریتی ندارد زیرا هیچ عملی بر روی دانه های α-Al انجام نمی دهد. شکل 3 نشان دهنده ی کسر سطحی Al2Cu در تعدادی از آلیاژها در شرایط ریخته گری شده و محلول سازی شده است. در مقایسه با آلیاژ پایه، کسر حجمی، چه قبل و بعد از عملیات حرارتی محلول سازی با افزودن عناصر واسطه از 22 / 1 درصد تا 5/ 0- 37 / 0 درصد برای شرایط ریختگی و از مقدار 65 / 0 تا 29 / 0- 17/0 درصد برای شرایط محلول سازی کاهش یافت این موضوع با آلیاژهای G3Z ,G1Z G7Z, M7Z,و آلیاژهای GS1Z مورد مطالعه قرار گرفت. کاهش مشابه در کسر سطحی Al2Cu همچنین برای افزودن 2 درصد وزنی سیلسیم و در ادامه 5/ 0 درصد و 39/ 0 درصدی به ترتیب برای شرایط ریخته گری و محلول سازی مشاهده شد. از طرفی کسر سطحی Al2Cu تا 39 / 1 و 99 / 0 درصد به ترتیب برای شرایط ریخته گری و محلول سازی و هنگامی که استرانسیم به تنهایی به آلیاژ پایه افزوده شده افزایش یافت.
هر چند تیتانیم هنگامی که به تنهایی اضافه می شود کسر سطحی بالایی از Al2Cu را ایجاد می کند یعنی 91/ 0 و 54 / 0 درصد و البته این مقدار همچنان در مقایسه با آلیاژ استرانسیم دار مقدارکمتری دارد. کاهش در کسر سطحی Al2Cu در آلیاژ پایه از طریق افزودن عناصر واسطه می تواند در اثر تغییر ساختار زمینه یعنی تغییر زمینه از ساختار دندریتی به شکل ظریف غیر دندریتی باشد. این مورفولوژی باعث توزیع مذاب غنی شده از مس به صورت همگن و به شکل لکه های پراکنده در طی انجماد می شود. این مکان ها سپس به عنوان ذرات بین فلزی ظریف Al2Cu منجمد شده و به طور همگن در زمینه توزیع می شوند. این ذرات ظریف Al2Cu سریع تر و راحت تر از ذرات درشت حل می شوند که این
cشکل 3- درصد نسبت سطحی Al2Cu در آلیاژهای مختلف در شرایط ریخته گری
شده و محلول سازی شده
به خاطر سطح فعال بیشتر در ذرات کوچک است که منجر به نفوذ بیشتر نیز می شوند.
مطالعات قبلی ( 23 ، 24 و 25 ) نشان داد که با افزایش مقدار سیلسیم نسبت α-Al کاهش مییابد و همچنین مذاب غنی از مس به طور کینواخت در کانال های بین دندریتی توزیع می شود. با پیشروی انجماد، این مکان ها به عنوان ذرات Al2 Cu منجمد می شوند. این موضوع دلیل کاهش درصد سطحی Al2Cu با افزودن 2 درصد وزنی سیلسیم است.
افزایش در درصد سطحی Al2Cu با افزودن استرانسیم ممکن است به این دلیل باشد که استرانسیم باعث افزایش جدایش مس به شکل ذرات بلوکی Al2Cu در طی انجماد می شود ( 26 ، 27 و 28 ). این ذرات ساختار درشت دارند و به سختی در حین عملیات حرارتی محلول سازی حل می شوند و باعث درصد حجمی بالایی از ذرات نا محلول Al2Cu می شوند.
اثرات افزودنی های شیمیایی مختلف بر میزان تخلخل آلیاژ پایه در شکل 4 نشان داده شده است. درصد تخلخل با افزودن عناصر واسطه از 46 / 0 درصد برای آلیاژ پایه تا 13 / 0- 22 / 0 درصد برای آلیاژ حاوی زیرکنیم، اسکاندیم یا تیتانیم کاهش پیدا میکند. هنگامی که استرانسیم به تنهایی اضافه می شود میزان تخلخل در آلیاژ پایه که در آلیاژ M مشاهده شد را افزایش نمی دهد، نتایج نیز نشان داد میزان تخلخل در این مورد 21 / 0 درصد است. افزودن 2 درصد وزنی سیلسیم باعث ایجاد آلیاژ B2Si می شود که تخلخل آلیاژ پایه را تا 2/ 0 درصد همانگونه که در شکل 4 نشان داده شده کاهش می دهد.
کاهش مقدار تخلخل در آلیاژ پایه تا حدود 50 درصد با افزودن عناصر واسطه، مجددا نشان دهنده اثرات مفید این عناصر است. ساختار غیر دندریتی اصلاح شده که در اثر این مواد افزودنی به وجود می آید باعث بهبود قابلیت مذاب رسانی است. شاخه های دندریتی بلند قابلیت مذاب رسانی را دشوار میکنند که دلیل آن افزایش فاصله تغذیه و بسته شدن کانال های مذاب بین دندریتی است و در نتیجه باعث تشدید تمایل به تشیکل تخلخل بین دندریت ها می شوند ( 6 و29). یک ساختار غیر دندریتی اصلاح شده از لحاظ قابلیت مذاب رسانی تغذیه بسیار مطلوب تر خواهد بود و بنابراین منجر به تشکیل تخلخل کمتر خواهد شد. در مورد آلیاژهایی که شامل مقادیر بالای سیلسیم هستند مشاهده شد که رابطه مستقیم آرایش کریستالوگرافی بین سیلسیم یوتکتیک و دندری تهای آلومینیم اولیه مجاور وجود دارد. این رابطه که به وسیله یوتکتیک سیلسیم ایجاد می شود و می تواند باعث جوانه زنی و رشد مستقل دندریت های اولیه شود در حضور استرانسیم از بین می رود (30 ، 31 و 32). جوانه زنی و رشد مستقل باعث کاهش نفوذ پذیری و کارایی تغذیه در ساختار دندریتی می شود که این موضوع به علت موانعی است که در مسیر تغذیه به وجود می آید و در نتیجه باعث افزایش تمایل به تشکیل تخلخل می شود. در مقادیر کمتر سیلسیم، از آنجا که، مقدار یوتکتیک خیلی کم می شود بنابراین اختلاف بین سیلسیم یوتکتیک و دندریت های آلومینیم اولیه مجاور اهمیت خود را از دست خواهد داد. بنابراین افزودن استرانسیم اثر ترجیحی بر تشکیل تخلخل در آلیاژ پایه Al- 2wt%Cu حاوی 1 درصد وزنی سیلسیم نخواهد داشت. این مشاهده در توافق با مطالب گزارش شده در مطالعه قبلی است ( 32 ). کاهش در تخلخل آلیاژ پایه از 46 / 0 درصد تا 2/ 0 درصد با افزودن 2 درصد وزن سیلسیم عامل عمده در کاهش یوتکتیک سیلسیم است که ( 33 و 34 ) به مقدار قابل توجه ای باعث بهبود سیالیت مذاب و تغذیه گذاری در طی انجماد می شود.
شکل 5 بر اهمیت اثرات افزودن عناصر واسطه بر ایجاد مورفولوژی غیر دندریتی اصلاح شده که باعث کاهش درصد سطحی Al2Cu و درصد تخلخل می شود ا یکد میکند. در این شکل درصد تخلخل و درصد سطحی Al2Cu مشاهده شده در نمونه ها ی آلیاژی حاوی عناصر واسطه افزودنی در برابر اندازه ی دانه رسم شده است. تخلخل و درصد سطحی Al2Cu با اندازه دانه و به طور خطی کاهش پیدا میک نند که این موضوع را می توان مشاهده کرد. این نتایج بر اثرات مفید افزودن عناصر واسطه بر تش یکل ساختار غیر دندریتی اصلاح شده تا یکد میکند. اثرات اصلاح ماده افزودنی استرانسیم بر روی تر یکبات بین فلزی α-Fe در این تحقیق مشاهده شد. شکل 6 نشان دهنده ی مورفولوژی ذرات α-Fe در آلیاژ پایه در دو مقدار از آلیاژ افزوده شده استرانسیم به ویژه آلیاژ M و GM است. در آلیاژ پایه، ذرات α-Fe به شکل ذرات بلند و شاخه ای مشاهده می شوند. در مورد آلیاژ M که در آن استرانسیم به تنهایی به آلیاژ پایه افزوده شد مشخص است که اندازه های کوچک ذرات تر یکبی بین فلزی α-Fe شروع به خرد و کروی شدن میک نند که در شکل b6 نشان داده شده است. مشخص شد که افزودن تیتانیم به آلیاژ M منجر به تولید آلیاژ GM و باعث بهبود اثر استرانسیم با تش یکل ذرات α-Fe با گوشه های ظریف می شود. این اثر به علت تولید مورفولوژی غیر دندریتی در زمینه α-Al است که به راحتی می تواند خرد،کروی و در نهایت منجر به تولید ذرات ظریف α-Fe شود.
ممکن است این ایده مطرح باشد که اثر اصلاح استرانسیم بر روی تر کیبات بین فلزی در طی انجماد اتفاق می افتد. در دمای تشکیل فاز بین فلزی که حدود 619 درجه سانتی گراد است، استرانسیم به وسیله فاز α-Fe جذب شده و باعث ناپایداری می شود. ناپایداری ذرات α-Fe در طی مرحله بعدی اتفاق می افتد که طی آن خرد شدن و کروی شدن انجام می شود و بازوهای نازک ذرات α-Fe به بخش های کوچک تبدیل شده و به شکل کروی در می آیند. عمل اصلاح استرانسیم بر روی ذرات α-Fe منجر به خرد شدن ذرات α-Fe شده و سیلسیم را پس زده در تحقیقات دیگر نیز این مطلب گزارش شده است (35 و 36 ).
اثر مشابه اصلاح استرانسیم بر تر یکبات بین فلزی در آلومینیم خالص (79/99 درصد آلومینیم که شامل 16 / 0 درصد وزنی آهن و ذرات 05 / 0 سیلسیم) (37 ) نیز مشاهده شد. مشخص شد که استرانسیم از طریق ترکیبات بین فلزی β-Fe و α-Fe جذب شده و باعث خرد و کروی شدن این تر یکبات بین فلزی می شوند این موضوع در شکل 7 نشان داده شده است. باید این نکته مورد توجه قرار گیرد که ترکیب استرانسیم با مواد افزودنی جوانه زا از قبیل زیرکنیم و تیتانیم باعث کاهش و به حداقل رسیدن اثرات جدایش استرانسیم بر روی مس و همچنین افزایش و به حداکثر رسیدن اثر استرانسیم در تولید ذرات α-Fe ریز با گوشه های کروی و گرد می شود که اعتقاد بر این است که اثر زیادی بر روی خواص کششی آلیاژ پایه دارد. همانگونه که در بخش بعدی مشاهده خواهد شد افزودن هم زمان استرانسیم به عنوان اصلاح کننده و جوانه زا، باعث بهترین نتایج خواص کششی می شود.
خواص کششی
مقادیر استحکام کششی(UTS) برای همه آلیاژ چه در شرایط ریخته گری و محلول مورد مطالعه قرار گرفت و در شکل 8 نشان داده شده است. مشاهده می شود که استحکام کشش نهایی برای آلیاژها در شرایط ریخته گری بین 30 تا 47 درصد پس از عملیات حرارتی محلول سازی به ترتیب افزایش یافته است. برای مثال مقادیر UTS آلیاژ پایه و آلیاژ M7Z از 223 و MPa208 در شرایط ریخته گری به 284 و MPa 309 پس از عملیات حرارتی محلول سازی افزایش یافته است. ریز ساختار و سلامت قطعه ریخته شده عوامل عمده هستند که استحکام کشش نهایی را تحت تاثیر قرار می دهند. در شرایط ریخت هگری، ریز ساختار آلیاژ مورد مطالعه حاوی ذرات درشت و تر یکبات بین فلزی منجمد شده از قبیل Al2Cu، Al5Mg8Cu2Si6 Al15(Mn,Fe,Cu)3Si2 و Si است. این ذرات، اثرات مخربی بر روی استحکام کششی نهایی و چکش خواری آلیاژ دارند که دلیل آن لبه های تیز است که به عنوان محل آغاز و گسترش ترک عمل میک ند. در طی آزمایش کششی، ترک معمولا با خرد شدن این تر کیبات بین فلزی یا با جدا شدن این ذرات از زمین هی اطراف اتفاق می افتد ( 38 و 39 ). هنگامی که عملیات حرارتی محلول سازی به کار می رود، این تر کیبات بین فلزی از بین رفته و با از دست دادن عناصر خود از طریق نفوذ حل می شوند. آنها سپس به زمینه برگشته و محلول جامد فوق اشباع α-Al را تش یکل می دهند و باعث استحکام زمینه با افزایش مقاومت در برابر حرکت نابجایی ها در طی تغییر شکل آلیاژ که همراه با تست کششی است می شوند ( 40 و 41 ).
شکل 9 استحکام تسلیم( YS ) را که از شرایط محلول سازی و ریخته گری حاصل شده است را نشانم یدهد. از این تصویر می توان به این نکته پی برد که در شرایط ریخته گری، افزودن زیرکنیم و استرانسیم باعث افزایش استحکام تسلیم آلیاژ پایه از مقدار 153 تا 190 – 171 مگا پاسکال می شود. همانگونه که در مورد آلیاژهای حاوی زیرکنیم و استرانسیم نشان داده شد. برای این آلیاژها، استحکام تسلیم در حالت ریخته گری شده بیش تر از شرایط محلول سازی است. بر این نکته تا کید م یشود که استحکام تسلیم بعد از عملیات حرارتی محلول سازی کاهش می یابد. برای مثال در GS1Z، G3Z، G1Z وآلیاژهای 7Z مقادیر YS از 188 ، 188 ، 190 ، 181 مگا پاسکال در شرایط ریخته گری به ترتیب به 166 ، 164 ، 176 ، 159 مگا پاسکال بعد از عملیات حرارتی محلول سازی کاهش یافت. برای آلیاژ پایه استحکام تسلیم ( YS ) نمونه ریخته گری شده از 153 به 159 مگا پاسکال پس از عملیات حرارتی محلول سازی افزایش یافت. همانگونه که قبلا گزارش شده بود) 45 ، 44 ، 43 و 42 ) زیرکنیم و اسکاندیم به عنوان عناصر عبوری عمل میکنند و تر کیبات Al3(Zr1-x Scx)، Al3Sc، Al3Zr و( Al3(Sc1-x Zrx در زمینه α-Al اثر تشدیدکنندگی سختی را نشان می دهند. محققین پیشنهاد میکنند که این تر کیبات در طی سرد شدن و انجماد آلیاژ از دمای ذوب تا دمای اتاق تشکیل می شوند. بنابراین، تشیکل این تر یکبات در طی انجماد دلیل بیشتر بودن استحکام تسلیم (YS) آلیاژهای حاوی اسکاندیم و زیرکنیم از دیگر آلیاژهای ریخته گری شده هستند. از طرف دیگر، گزارش شده است که بیشترین سرعت رسوب گذاری و نرخ
تشیکل خوشه های از ذرات بین فلزی به شکل درشت دارند. همانگونه که در بالا ذکر شد، عملیات محلول سازی باعث انحلال و اصلاح ذرات بین فلزی ترد از قبیل Al2Cu و Al5Mg8Cu2Si6 در شرایط ریخته گری می شود که با مورفولوژی درشت خود شناخته می شوند. این اثر اصلاح باعث تاخیر در ایجاد ترک شده و تغییر شکل پلاستیک کینواخت در طی آزمایش کشش را به همراه دارد و بنابراین افزایش در درصد ازدیاد طول حاصل می شود. بهبود در ازدیاد طول آلیاژ GM مربوط به تر یکب افزودنی استرانسیم- تیتانیم است. افزودن تیتانیم- بور باعث اصلاح ساختار آلیاژ می شود و از طرفی اثر جدایشی استرانسیم که بر روی مس ایجاد شده را کاهش داده و باعث می شود تا مس به شکل بلو کهای Al2Cu در حضور استرانسیم رسوب کند. علاوه بر اصلاح اثر استرانسیم بر روی فاز بین فلزی α-Fe که در بخش ریزس اختار توضیح داده شد این اثرات مفید دلیل بهبود در افزایش طول را نیز توضیح می دهد که با افزودن تر یکب استرانسیم- تیتانیم که درآلیاژ GM در مورد آنها توضیح داده شده است حاصل می شود.
نتایج
بر اساس نتایج حاصله موارد زیر را می توان نتیجه گیری کرد:
1- ترکیبات افزودنی زیرکنیم- تیتانیم، زیرکنیم- استرانسیم یا زیرکنیم- اسکاندیم باعث اصالح قابل ملاحظه در اندازه دانه آلیاژ پایه می شوند. این تغییر اندازه از 219 میکرومتر به حدود 104 تا 46 میکرومتر می رسدکه این موضوع به خاطر تشکیل تر یکبات بین فلزی سه گانه آلومینایدی که شامل Al3(Sc1-xZrx) و (x Al3(Sc1-xZrxTi و Al3Zr است که به عنوان مکان های جوانه زنی برای دانه های α-Al عمل میکنند که از این طریق یک ساختار غیر دندریتی ظریف را ایجاد میکنند.
2- اثر مخربی که استرانسیم براصلاح اندازه دانه ای که توسط تیتانیم- بر انجام می شود دارد در این تحقیق مشاهده نشد. این موضوع ممکن است به علت مقدار پایین سیلسیم ( 1 درصد وزنی) آلیاژ پایه باشد که در مواردی که مقدار سیلسیم بالا بود این اثر مخرب گزارش شد.
3- مورفولوژی غیر دندریتی اصلاح شده که از تر یکب مواد افزودنی زیرکنیم-تیتانیم، زیرکنیم- استرانسیم یا زیرکنیم- اسکاندیم بود باعث کاهش 65 درصدی در مقدار فاز Al2Cu در آلیاژ پایه شد. افزودن 2 درصد وزنی سیلسیم همچنین نتایج مشابه را نشان داد و باعث افزایش مقدار یوتکتیک آلومینیم- سیلسیم شد.
4- استرانسیم به تنهایی باعث افزایش کسر سطحی فاز Al2Cu در آلیاژ پایه به مقدار 40 درصد می شود. این افزایش ممکن است به علت کارکرد استرانسیم که منجربه جدایش فاز مس می شود باشد که در نتیجه ذرات بلوکی شکل را در طی انجماد ایجاد میکند.
5- استرانسیم افزوده شده منجر به شکسته شدن و کروی شدن تر کیبات بین فلزی α-Fe می شود. این اثر با حضور زیرکنیم و تیتانیم به عنوان جوانه زا تشدید می شود.
6- ترکیب افزودنی زیرکنیم و اسکاندیم استحکام تسلیم آلیاژ ریخته شده را تا 35 مگا پاسکال بالا م یبرد که در ادامه پس از عملیات حرارتی محلول سازی کاهش پیدا میکند. افزایش و کاهش در استحکام تسلیم مربوط به تشکیل عناصر وا سطه است. که در ادامه با درشت شدن سریع در طی عملیات حرارتی محلول سازی همراه است.
منابع
1. Raju, P.N., Rao, K.S., Reddy, G.M., Kamaraj, M., Rao,K.P. "Microstructure and High Temperature Stability of Age Hardenable AA2219 Aluminum Alloy Modified by Sc, Mg, and Zr Additions," Materials Science and Engineering A, vol. 464, pp. 192-201 (2007).
2. Lohar,A.K., Mandal,B., Rafaja, D., Klemm, V., Panigrahi, S.C., "Microstructural Investigations on As-Cast and Annealed Al-Sc and Al-Sc-Zr Alloys," Materials Characterization, vol. 60, pp. 1387-1394 (2009).
3. Hwang, J.Y., Doty, H.W., Kaufman, M.J., "The Effects Of Mn Additions on the Microstructure and Mechanical Properties of Al- Si-Cu Casting Alloys," Materials Science and Engineering A, vo.l488A, pp. 496-504, (2008).
4. L. Ceschini, Boromei, I., Morri, A., Seifeddine, S., Svensson, I.L., "Microstructure, Tensile and Fatigue Properties of Al-10%Si-2%Cu Alloy with Different Fe and Mn Content Cast Under Controlled Conditions," Journal of Materials Processing Technology, vol. 209, pp. 5669-5679 (2009).
5. Zhang,L.Y. Jiang, Y.H., Wang, W.K., "Effect of Cooling Rate on Solidified Microstructure and Mechanical Properties of Aluminum- A356 Alloy," Journal of Materials Processing Technology, vol. 207, pp. 107-111 (2008).
6. Argo, D., Gruzleski, J.E., "Porosity in Modified Aluminum Alloy Castings", AFS Transactions, vol. 16, pp. 65-74 (1988).
7. Emadi, D., Gruzleski, J.E., "Effects of Casting and Melt Variables on Porosity in Directionally- Solidified Al-Si Alloys," AFS Transactions, vol. 95, pp. 307-312 (1994).
8. Nabawy, A.M., Samuel, A.M., Samuel, F.H., Doty, H.W., "Zirconium-Scandium Interactions in Al-2Cu Base Alloy," AFS Transactions, vol. 118, pp. 99-114 (2010).
9. Belov, N.A., Eskin, D.G., Aksenov, A.A., Multicomponent Phase Diagrams: Application for Commercial Aluminum Alloys, Elsevier, Boston, p.413 (2005.
10. Toropova, L.S., Eskin, D.G., Kharaktrova, M.L., Dobakina, T.V., Advanced Aluminum Alloys Containing Scandium: Structure and Properties, Gordon and Breach Science Publishers, Canada, p. 175 (1998.
11. Easton, M., StJohn, D.,"Grain Refinement of Aluminum Alloys: Part I: The Nucleant and Solute Paradigms – A Review of the Literature," Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 30A, pp. 1613-1623 (1999).
12. Kashyap, K.T., Chandrashekar, T., "Effects and Mechanisms of Grain Refinement in Aluminum Alloys," Bulletin of Materials Science, Indian Academy of Sciences, vol. 24, pp. 345-353 (2001).
13. 13. Johnsson, M., "Grain Refinement of Aluminum Studied by Use of a Thermal Analytical Technique," Thermochimica Acta, vol. 256, pp. 107-121 (1995).
14. Miresnaeil, M., Campbell, J., Shabestari, S.G., Boutorabi, S.M.A., "Precipitation of Sr-Rich Intermetallic Particles and their Influence on Pore Formation in Sr-Modified A356 Alloy," Metal lurgical and Materials Transactions A, vol. 36A, pp. 2341-2349(2005).
15. Liu, L., Samuel, A.M., Samuel, F.H., Valtierra, S., "Influence of Oxides on Porosity Formation in Sr-Treated Al-Si Casting Alloys," Journal of Materials Science, vol. 38, pp. 1255-1267 (2003).
16. Raiszadeh, R., Griffiths, W.D., "A Method to Study the History of a Double Oxide Film Defect in Liquid Aluminum Alloys," Metallurgical and Materials Transactions B, vol. 37B, pp. 865-871 (2006).
17. Mohanty, P.S., Gruzleski, J.E., "Grain Refinement Mechanisms of Hypoeutectic Al-Si Alloys," Acta Materialia, vol. 44, pp. 3749-3760 (1995).
18. Sigworth, G.K., "Grain Refining of Aluminum Casting Alloys," AFS Transactions, vol. 109, pp. 1-12 (2001).
19. Sritharan, T., Li, H., "Influence of Titanium to Boron Ratio on the Ability to Grain Refine Aluminum-Silicon Alloys," Journal of Materials Processing Technology, vol. 63, pp. 585-589 (1997
20. Limmaneevichitr, C., Eidhed, W., "Fading Mechanism of Grain Refinement of Aluminum- Silicon Alloy with Al-Ti-B Grain Refiners," Materials Science and Engineering A, vol. 349A, pp. 197-206 (2003).
21. Liao, H., Sun, G., "Mutual Poisoning Effect Between Sr and B in Al-Si Casting Alloys," Scripta Materialia, vol. 48, pp. 1035-1039 (2003).
22. Lu, L., Dahle, A.K., "Effects of Combined Additions of Sr and Altib Grain Refiners in Hypoeutectic Al-Si Foundry Alloys," Materials Science and Engineering A, vol. 435-436A, pp. 288-296 (2006).
23. Hutt, J., Easton, M., Hogan, L., StJohn, D.H., "The Effect of Nucleant Particles and Alloy Chemistry on the Grain Structure of Aluminium Castings".Solidification Processing, Sheffield, England, pp. 268-272 (1997) .
24. Cáceres, C,H., Svensson, I.L., Taylor, J.A.,"Strength-Ductility Behaviour of Al-Si-Cu- Mg Casting Alloys in T6 Temper," International Journal of Cast Metals Research, vol. 15, issue 5, pp. 531-543 (2003).
25. Cáceres , C.H., Taylor, J.A.,"Enhanced Ductility in Al-Si-Cu- Mg Casting Alloys with High Si Content,". Shape Casting: The John Campbell Symposium, TMS, 13-17 Feb 2005, San Francisco, CA, pp. 245-25 (2005.
26. Samuel, F.H., Ouellet, P., Samuel, A.M., Doty, H,W., "Effect of Mg and Sr Additions on the Formation of Intermetallics in Al-6 Wt Pct Si-3.5 Wt Pct Cu-(0.45) to (0.8) Wt Pct Fe 319-Type Alloys," Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 29A, pp. 2871-2884 (1998).
27. Djurdjevic, M., Stockwell, T.,Sokolowski, J., "Effect of Strontium on Microstructure of Al-Si and Al-Cu Eutectics in 319 Aluminum Alloy," International Journal of Cast Metals Research, vol12, pp. 67-73 (1999.
28. Sigworth, G.K., "The Modification of Al-Si Casting Alloys: Important Practical and Theoretical Aspects," International Journal of Metalcasting, vol. 2, pp. 19-40 (2008.
29. Nadella, R., Eskin, D.G., Du, Q., Katgerman, L., "Macrosegregation in Direct-Chill Casting of Aluminum Alloys," Progress in Materials Science, vol. 53, pp. 421-480 (2008.
30. Dahle, A.K., "Eutectic Nucleation and Growth in Hypoeutectic Al-Si Alloys at Different Strontium Levels," Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 32A, pp. 949-960 (2001).
31. Dahle, A.K., Hjelen, J., Arnberg, L., "Formation of Eutectic in Hypoeutectic Al-Si Alloys," Proc. 4th Decennial Int. Conf. on Solidification Processing, University of Sheffield, Sheffield, UK, pp. 527-530 (1997.
32. Dinnis, C.M., Otie, M.O., Dahle, A.K., Taylor, J.A., "The Influence of Strontium on Porosity Formation in Al-Si Alloys," Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 35, pp. 3531-3541 (2004).
33. Li, W., Cui, S., Han, J., Xu, C., "Effect of Silicon on the Casting Properties of Al-5.0%Cu Alloy," Rare Metals, vol 25, pp. 133-135 (2006).
34. Ravi, K.R., Pillai, R.M., Amaranathan, K.R., Pai, B.C., Chakraborty, M., "Fluidity of Aluminum Alloys and Composites: A Review," Journal of Alloys and Compounds, vol. 456, pp. 201-210 (2008).
35. Samuel, F.H., Samuel, A.M., Doty, H.W., Valtierra, S., "Decomposition of Fe- Intermetallics in Sr-Modified Cast 6xxx Type Aluminum Alloys for Automotive Skin," Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 32A, pp. 2061-2075 (2001.
36. Mulazimoglu, M.H., Paray, F., "Modification of Intermetallic Phases by Strontium in Aluminum Wrought Alloy," Light Metals, TMS, Warrendale, pp. 1047-1056 (1994.
37. Guo, J., "Use of the Ultrasonic Technique in Measuring Inclusions in Al-Si Alloy Melts," M. Eng. Thesis, UQAC, Chicoutimi, p.106 (2007).
38. Wang, Q.G., "Microstructural Effects on the Tensile and Fracture Behavior of Aluminum Casting Alloys A356/357," Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 34A, pp. 2887- 2891 (2003).
39. Lee, K., Kwon, Y.N., Lee, S., "Effects of Eutectic Silicon Particles On Tensile Properties and Fracture Toughness of A356 Aluminum Alloys Fabricated by Low-Pressure-Casting, Casting- Forging, and Squeeze-Casting Processes," Journal of Alloys and Compounds, vol. 461, pp. 532-541 (2008.
40. Hatch, J.E., Aluminum: Properties and Physical Metallurgy, American Society for Metals, Materials Park, OH, p.135 (1984.
41. Dieter, G.E., Mechanical Metallurgy, Third Edition, McGraw- Hill, Boston, p.751 (1986.
42. Forbord, B., Hallem, H., Marthinsen, K., "The Effect of Alloying Elements on Precipitation and Recrystallisation in Al-Zr Alloys," Proceedings of the 9th International Conf. on Aluminum Alloys, Brisbane, Australia, pp. 1179-1185 (2004.
43. Jia, Z., Hu, G., "Effect of Homogenization and Alloying Elements on Resistance of Al-Zr-Mn Alloys," Materials Science and Engineering A, vol. 444A, pp.284-290 (2007.
44. Davydov, V.G., Rostova, T.D., Yelagin, V.I., "Scientific Principles of Making an Alloying Addition of Scandium to Aluminum Alloys," Materials Science and Engineering A, vol. 280A, pp. 30-36 (2000).
45. Iwamura, S., Miura, Y.,"Loss in Coherency and Coarsening Behaviour of Al3Sc Precipitates," Acta Materialia, vol. 52, pp. 591-600 (2004).
46. Robson, J.D., "Optimizing the Homogenization of Zirconium Containing Commercial Aluminum Alloys Using a Novel Process Model," Materials Science and Engineering A, vol. 338A, pp. 219- 229 (2002).
1