Содержание к диссертации
Введение
1. Литературный обзор 7
1.1. Состояние расплава - основа качества литого металла 7
1.1.1. Структурная наследственность 8
1.1.2. Влияние температуры на состояние расплава 10
1.2. Физико-химические методы воздействия на расплав 14
1.2.1. Термовременная обработка 15
1.2.2. Модифицирование расплавов 17
1.2.3. Механическое, пневматическое, газоимпульсное перемешивание расплавов 19
1.2.4. Наложение электрических и магнитных полей, электроимпульсная и электрогидроимпульсная обработка...22
1.2.5. Применение упругих колебаний 23
1.3. Выводы 27
2. Установка по воздействию на жидкие среды упругими колебаниями низкой частоты в режиме интенсивного перемешивания 30
2.1. Конструкция установки 30
2.2. Механизм воздействия упругих колебаний на расплав 34
2.3. Новый метод обработки 40
2.4. Выбор сплавов и методика проведения исследований 43
2.5. Выводы 48
3. Особенности структурообразования алюминиевых сплавов после обработки их расплавов низкочастотными упругими колебаниями 49
3.1. Особенности структурообразования лигатурных сплавов 49
3.1.1. Сплавы системы Al-Mg 50
3.1.2. Сплавы системы Al-Mg-Zn 60
3.1.3. Сплавы системы А1-Мп 62
3.1.4. Сплавы системы Al-Fe 74
3.2. Особенности структурообразования сплавов Al-5%Fe и Al-16%Si после воздействия на их расплавы НЧК при высоких перегревах над ликвидусом 76
3.2.1. Сплавы системы Al-Fe 77
3.2.2. Сплавы системы Al-Si 85
3.3 Выводы 95
4. Повышение модифицирующей способности лигатур воздействием на их расплавы низкочастотными .колебаниями 97
4.1. Способы повышения качества модифицирующей лигатуры 98
4.2. Лигатура Al-Zr 100
4.3. Лигатура Al-Ti 102
4.4. Лигатура А1-А13Ті-ТіС 111
4.5. Выводы 123
Общие выводы 125
Список литературы
- Структурная наследственность
- Механизм воздействия упругих колебаний на расплав
- Сплавы системы Al-Mg-Zn
- Лигатура А1-А13Ті-ТіС
Введение к работе
Для обеспечения передовых позиций нашей страны по производству и реализации алюминия и его сплавов на внутреннем и внешнем рынке, кроме продаж полуфабрикатов, необходимо наращивать производство качественной готовой продукции с заданными физическими свойствами [1-4]. Важную роль в процессах формирования кристаллического строения литых алюминиевых сплавов играет структурное состояние их расплавов, которое, в свою очередь, определяется составом и структурой шихтовых материалов, условиями проведения плавки, составом и качеством используемых модифицирующих лигатур, типом и интенсивностью физических воздействий на расплав.
Приготовление расплава является самым важным и менее изученным этапом в технологической схеме производства сплавов. В соответствие с современными представлениями алюминиевые расплавы являются сложными неоднородными по структуре и составу динамическими системами с фрагментами структуры, унаследованной от шихтовых материалов, которые с повышением температуры постепенно диспергируются на более мелкие образования, коллоидные группировки атомов.
Различные виды физических воздействий на расплав способствуют его формированию с характеристиками ближнего порядка, соответствующего более высокой температуре, то есть температурно-временное воздействие может быть заменено физическим воздействием на расплав при более низкой температуре. Кроме того, физическое воздействие на расплавы исходных материалов с целью получения мелкокристаллического строения может быть очень значимым с точки зрения наследования алюминиевыми сплавами структуры шихты.
Большое внимание следует уделять повышению модифицирующей способности алюминиевых лигатур с переходными металлами. Различные
5 способы физического воздействия на их расплавы дают возможность значительно повысить их качество. При использовании таких лигатур с дисперсной равномерно распределенной интерметаллидной фазой для модифицирования алюминиевых сплавов получается мелкозернистая однородная по сечению структура слитка, являющаяся, как известно, в большинстве случаев оптимальной структурой.
В последнее время большое внимание уделяется получению лигатур нового типа, содержащих карбиды переходных металлов,' например ТІС, имеющего большое структурное сходство со структурой алюминия, что создает благоприятные условия для пристройки к нему атомов алюминия и приводит к измельчению зерна слитка. Кроме того, карбиды переходных металлов очень устойчивы в расплаве из-за низкой свободной энергии образования и имеют очень высокую температуру плавления.
В связи с вышеизложенным актуальным является поиск дополнительных энергосберегающих физических воздействий как на расплавы исходных материалов, легирующих и модифицирующих лигатур, оказывающих наследственное влияние на алюминиевые сплавы,., так и воздействий на расплавы, приводящих к их атомному разупорядочению и снятию отрицательных наследственных влияний.
В качестве такого физического воздействия в диссертации предлагается воздействие на расплавы упругими низкочастотными колебаниями (НЧК) с помощью созданной в ИМет УрО РАН установки, позволяющей вызывать интенсивное перемешивание расплава и оказывать на него бародинамическое воздействие. Другой актуальной задачей, решаемой в диссертации, является получение модифицирующих лигатур нового типа синтезом карбидной фазы ТіСх в расплавах Al-Ti при воздействии на них упругими низкочастотными колебаниями с помощью углеродсодержащего излучателя и использование этих лигатур (с различным соотношением зародышеобразующих фаз А13Ті и ТіСх) для модифицирования алюминия и его сплавов.
Автор выражает благодарность к.т.н. Э.А., Поповой, д.х.н. И.Г. Бродовой, к.х.н. Л.Е. Бодровой, к.т.н. И.Э. Игнатьеву, к.х.н. А.С. Быкову, к.ф-м.н. С.А. Петровой, к.ф-м.н. Р.Г. Захарову, Т.И. Яблонских за помощь в проведении экспериментов и анализе полученных данных.
»
Структурная наследственность
При повышении температуры расплава фрагменты структуры, унаследованные от шихтовых материалов, постепенно диспергируются на более мелкие образования, микрогруппировки атомов (кластеры). Кластеры совершают тепловые колебания, как целое, и при сближении они могут временно сливаться или разъединяться [13]. Расплавы при этом остаются неоднородными по структуре и составу, изменяются только размеры кластеров и характер их распределения в расплаве. Этим объясняется гистерезис структурно-чувствительных свойств (вязкости, плотности, поверхностного натяжения, электропроводности) при нагреве и охлаждении. Экспериментальные исследования [14], показали, что нестабильный во времени и гистерезисный характер политерм вязкости и структурных параметров многокомпонентных расплавов обусловлен длительным сохранением в них либо твердых интерметаллидных частиц (АІ3ТІ, A Fe, A Zr, А17Сг, АІбМп), унаследованных расплавом от срответствующих двойных лигатур или вторичных отходов, либо концентрационными микронеоднородностями, образованными атомами алюминия и переходных металлов. Именно наличие в расплавах такого типа частиц является причиной наследственного влияния строения многокомпонентных алюминиевых сплавов на структуру и свойства отливаемых слитков.
Процесс диспергирования коллоидных частиц происходит до тех пор, пока он является термодинамически выгодным. Согласно [15], это соответствует размерам микрогруппировок порядка 10-100 нм. Когда диспергирование становится термодинамически невыгодным, происходит медленное растворение частиц в кинетическом режиме до установления метастабильного равновесия между дисперсной частицей и средой.
Растворение прекращается, когда возрастание межфазного натяжения на границе частицы и среды происходит быстрее, чем уменьшается площадь поверхности частицы.
При существенном перегреве расплава над ликвидусом, при температуре, называемой температурой перехода расплава в состояние истинного раствора или температурой гомогенизации, система из микронеоднородного состояния переходит в термодинамически устойчивое состояние истинного раствора [15]. В этом случае "память" о фазовом составе шихты "стирается", структура стабилизируется. Этот переход, как правило, определяется по началу совпадения участка политерм, получаемых при нагреве и охлаждении какой-либо структурно-чувствительной характеристики. Каждый чистый металл или сплав характеризуется своими температурами гомогенизации, зависящими от содержания примесных элементов. Так, температура перехода расплавов А1-Мп в состояние истинного раствора зависела от наличия интерметаллидов марганца того или иного состава в исходной кристаллической структуре [16].
В.И. Никитин [17] предлагает пять иерархических уровней, различающихся только масштабом неоднородностей, и рассматривает их составные части на примере расплава Al-(l-10%)Ti. К макроуровню относится расплав, содержащий активированные и дезактивированные частицы А1203 и пузырьки молекулярного водорода. К микро-, субмикро- и мезоуровням относятся расплавы, содержащие в качестве элементов структуры недорастворившиеся интерметаллидные частицы А13Ті. И последний - атомный уровень, характеризующийся новым типом состояния расплава.
У П.С. Попеля с сотрудниками [15] макроскопически неоднородный расплав (сразу после плавления) переходит в микрогетерогенный, который при повышении температуры постепенно релаксирует к термодинамически устойчивому состоянию истинного раствора.
Ю.А. Базин [18] выделяет микрогетерогенное (жидко-твердое), микронеоднородное, однородное и квазигазовое состояния расплава. На основе комплекса рентгеноструктурных исследований и измерения кинематической вязкости расплава Al-2%Zr в интервале температур от 900 до 1500С, он следующим образом объясняет происходящие в расплаве с повышением температуры изменения. После расплавления вблизи ликвидуса реализуется микрогетерогенная структура: расплав представляет собой суспензию, в которой диспергированной фазой является унаследованные из твердого состояния интерметаллиды циркония. С повышением температуры до 1200С (до первой критической точки на политермах вязкости) происходит дорастворение частиц A Zr и рост вязкости, что объясняется переходом части атомов циркония в раствор [18]. Выше этой температуры расплав становится однофазным, хотя в нем сохраняются обогащенные цирконием микрообласти AlxZrY, унаследованные от растворяющихся интерметаллидов, и состояние расплава характеризуется структурной и химической неоднородностью (микронеоднородное состояние). При достижении второй критической точки (1350С) происходит распад этих микрообластей и расплав переходит в более однородное состояние, с точки зрения распределения атомов циркония. Резкое изменение вязкости при 1350С также объясняется переходом атомов циркония из микрообластей AlxZry в раствор. Наконец, при очень высоких температурах перегрева реализуется квазигазовое состояние.
Повышенный практический интерес к строению и свойствам металлических расплавов определяется их влиянием на свойства и служебные характеристики литого металла. Теоретический интерес определяется необходимостью более глубокого раскрытия особенностей атомного строения вещества. Для выяснения атомного упорядочения в жидких металлах используются дифракционные методы: рентгено-, электроно-и нейтронографии [21 22].
Механизм воздействия упругих колебаний на расплав
Особенностью метода, предложенного в данной работе, является наличие нескольких механизмов воздействия на жидкий расплав. Основным из них можно назвать перемешивание, создаваемое вихревыми потоками с высокой скоростью циркуляции. Наряду с перемешиванием можно отметить протекание бародинамических и кавитационных процессов. Совместное действие перечисленных процессов позволяет изменить состояние расплава и сократить содержание газов.
Управляя режимом и интенсивностью перемешивания, можно влиять на выравнивание температуры и химического состава в объеме обрабатываемого металла. Но для создания необходимых условий качественного перемешивания требуется установить его зависимость от физико-химических характеристик расплава, что даст возможность в каждом конкретном случае выбирать условия воздействия. С этой целью нами проведено моделирование движения жидкости под поршнем на жидкостях с различной вязкостью (вода, глицерин, их комбинации) [65-68], схема модельной установки и принятые обозначения приведены на рис. 2.2.
Схема установки моделирования движения жидкости. цилиндрическом сосуде, выполненном из оргстекла, а в качестве модельной жидкости использовали воду. Гармонические колебания поршня-вибратора, заглубленного таким образом, чтобы расстояние от поршня до дна сосуда составляло Н0, определяют характер движения жидкости. В качестве индикаторов потоков, движущихся под поршнем, использовали разноцветные пластмассовые шарики, плотность которых близка к плотности воды (0,9-1,1 г/см ), что позволило визуально наблюдать и оценивать направление и интенсивность движения.
По результатам моделирования нами выделено три основных режима движения жидкости в рабочем объеме сосуда [65, 68]. Первый режим проявляется при незначительных амплитудах колебания поршня (порядка нескольких десятков микрометров). При этом частицы жидкости совершают малые продольные колебания вдоль оси сосуда. Подобный режим воздействия не решает поставленных задач, связанных с усреднением химического состава, температуры и т.п., из-за отсутствия потоков в рабочем объеме сосуда.
Второй режим наблюдаем при увеличении амплитуды колебаний поршня до десятых долей миллиметра. Сами по себе продольные колебания перемешивания жидкости не создают, однако, при движении поршня в рабочей области возникают перепады давления, а наличие зазора между поршнем и стенкой сосуда играет важную роль в создании потоков. Периодическая смена разности давлений над поршнем и под ним приводит жидкость, находящуюся в зазоре, в движение. В результате различия скоростей и направлений течения в объеме под поршнем и в зазоре появляются слабые вихреобразования в отдельных областях рабочей зоны сосуда. При этом в местах вихреобразования наблюдается незначительное смещение частиц относительно своего прежнего местоположения, а бородинамическое воздействие на жидкость в данном случае развито слабо. Это приводит к тому, что использование такого режима обработки для достижения поставленных задач потребует увеличения времени воздействия.
Третий режим отличается тем, что вихреобразование наблюдается во всем объеме жидкости под поршнем и создает в нем множество турбулентных потоков (рис. 2.3), при этом амплитуда смещения поршня максимальна. Создаются условия полного перемешивания, за счет стабильного циркулирования вихря, и наибольшего из всех рассмотренных случаев бародинамического воздействия. В этом случае центр вихря, создаваемого разностью давлений над поршнем и под ним, находится посередине высоты рабочей зоны.
Внутри вихрей возникают объемы металла с давлением меньшим, чем в окружающей среде. Этот процесс накладывается на разряжение, создаваемое при движении поршня вверх, что дает усиление бародинамического воздействия. Создание таких условий приводит к образованию полости внутри вихря, в которую мгновенно диффундируют газы. Этому процессу способствует увеличение скорости вращения и радиуса вихря. Скопившиеся в центре вихревого потока газы коагулируют и после снижения интенсивности перемешивания всплывают к поверхности расплава.
Над поршнем картина отличается - периодической смены давлений здесь не происходит (оно всегда равно атмосферному), но перемешивающие потоки, хотя они и слабее чем под поршнем, существуют. Жидкость постоянно перетекает из нижней области в верхнюю и обратно, что обеспечивает проработку всего объема.
С точки зрения равномерного и полного перемешивания жидкости интерес представляют второй и третий режимы. Рассматривая движение жидкости в двух последних случаях, можно отметить, что основной характеристикой интенсивности перемешивания является амплитуда колебаний поршня и величина зазора. С ростом амплитуды усиливается турбулентность потоков, и увеличивается область, захватываемая ими, а также усиливается бародинамическое воздействие.
Сплавы системы Al-Mg-Zn
Известно [79], что для многих сплавов, имеющих в твердом состоянии структуру неупорядоченного твердого раствора, ASM равно 9,2 Дж/мольтрад., а для бинарных упорядоченных сплавов -14,65 Дж/мольтрад. Энтропия является функцией состояния расплава и увеличивается при всех самопроизвольных процессах: с повышением температуры расплава и при воздействии на него НЧК, поскольку эффект воздействия сопоставим с нагревом расплавов до более высоких температур. Процессы, протекающие при отжиге сплавов 1 и 2, также являются самопроизвольными, то есть также сопровождаются увеличением энтропии (сплавы 3 и 4).
Процесс упорядочения, когда атомы из неупорядоченного расположения в решетке переходят в упорядоченное, является диффузионным, поэтому быстрое (неравновесное) охлаждение увеличивает степень неупорядоченности твердых растворов. Исходя из полученных данных, можно сделать вывод, что воздействие на расплавы НЧК способствует упорядочению структуры расплава, уменьшению размеров кластерных группировок, их термической устойчивости, увеличению энтропии расплава. Эффект пятиминутного воздействия на расплав сопоставим с гомогенизирующим отжигом сплава в течение 15 часов при 430С.
Таким образом, кратковременное воздействие на расплав Al-17%Mg НЧК в режиме интенсивного перемешивания, по сравнению с традиционным переплавом, вызывает значительные изменения состояния расплава, что проявляется: 1) в более равномерном распределении дефектов структуры, 2) в выделении измельченной Р-фазы по границам зерен и началом ее распада, 3) в отсутствии значительных внутренних напряжений на границах а и 3-фаз, которые в сплаве без обработки НЧК приводят к образованию крупных трещин, 4) в более полном протекании распада (З-фазы при отжиге, по сравнению образцом 3, где сохранившиеся напряжения в плоскостях раздела сопряженных решеток проявились в появлении микротрещин, и наконец, 5) в большем упорядочении структуры сплавов, выявленном по данным калориметрических исследований термодинамическими расчетами изменения энтропии образцов при плавлении
Сплавы данной системы предназначены для изготовления отливок литьем в металлические формы, они имеют очень хорошую стойкость к общей коррозии, их применяют для деталей внутреннего набора самолета, в крыле, системах управления и т.д. 80]. Как видно из диаграммы состояния тройного сплава (рис. 3.6) [71] в твердом состоянии алюминиевый твердый раствор может находиться в равновесии с фазами MgsAlg, Mg3Zn3Al2, MgZn2, Mg5Znn, ZnAl и Zn. В точке H при температуре 489С происходит реакция образования Ж- А1 + Mg3Zn3Al2 Состав тройной фазы меняется в интервалах 20-35% Mg и 22-65% Zn, что отвечает формулам Mg3Zn3Al2 или (AlZn)49Mg32. последняя формула более точная, так как установлена на основе определения координат атомов в решетке [71].
Воздействие НЧК на расплав лигатурного сплава Al-13%Mg-18%Zn проводилось с целью улучшения его структуры. Результаты воздействия сопоставляли с результатами переплава сплава при температуре обработки НЧК. Обработка при температурах 530-630С в течение 10 минут способствовала дегазации расплава и изменению его состояния перед кристаллизацией. В структуре и свойствах сплава наблюдали следующие изменения. Первичная а-фаза, которая в сплаве после переплава кристаллизуется в виде дендритов (рис. 3.7 а), после обработки сфероидизируется (рис. 3.7 б). Среднее значение микротвердости а-фазы увеличивается с 1450 до 1600 МПа.
Эвтектика, имеющая по данным РФА состав а-А1 + (AlZn)49Mg32, после обработки НЧК становится более совершенной и однородной по размерам и форме фазовых составляющих (рис. 3.8 в, г). Благодаря таким изменениям микротвердость эвтектики после обработки НЧК увеличивается, в среднем, более чем на 20% (с 2200 до 2700 МПа). Изменяется также состав эвтектики, о чем свидетельствуют данные МРСА (содержание цинка в эвтектике увеличивается с 30 до 38%) и подтверждается данными ДТА, происходит существенное повышение температур плавления и кристаллизации эвтектики на 15 и 15,5 град., соответственно.
Таким образом, полученные положительные результаты по сфероидизации а-фазы, выравниванию и совершенствованию структуры эвтектики, упрочнению фазовых составляющих лигатурного сплава воздействием НЧК на его расплав по сравнению с результатами переплава свидетельствуют об эффективности способа повышения качества лигатурных сплавов.
Характер взаимодействия алюминия с марганцем определяется диаграммой состояния (рис. 3.9) [71]. Эвтектика А1+МпА1б образуется при концентрации -1,9 % Мп при 657С. В соответствии с диаграммой в твердом состоянии в системе Al-Мп существуют три интерметаллида: МпА16, МпАЦ и МпА13. При медленном охлаждении эвтектика имеет вырожденную структуру с соединением МпА16 в качестве ведущей фазы, образующейся в виде пластинок, иголок или каркасов. При перегреве расплава кристаллы МпА16 измельчаются. Фаза МпА14 наблюдается в сплавах с содержанием более 4-5% Мп, особенно при быстром охлаждении. В промышленных литых сплавах в равновесных условиях присутствуют фазы (Fe,Mn)3SiAli5 и (Fe,Mn)Al6, в неравновесных - часть матрицы пересыщена Мп, остальной Мп связывается в фазу (Fe,Mn)Al6, присутствующую вместе с кремнием.
Лигатура А1-А13Ті-ТіС
Можно видеть, что формирование микрооднородного состояния как при воздействии на расплав Al-22%Si-0,6%Fe НЧК при небольших перегревах над ликвидусом, так и при нагреве расплава АК21 [93] до температур, превышающих температуру структурных перестроек, понижает температуру ликвидус. Температура начала выделения эвтектических фаз практически не меняется. Происходит сужение интервала кристаллизации (плавления), интервала выделения первичной фазы.
В реальных условиях фазовые превращения для всех систем протекает в интервале температур, величина которого может колебаться в больших пределах и зависит от скорости охлаждения (нагрева), природы сплава, типа превращения и других причин [78], к которым, в нашем случае, можно отнести степень однородности сплава: измельченность первичной фазы и равномерность ее распределения.
Воздействие НЧК на расплавы Al-16%Si-0,9%Fe (температура плавления 620С) проводили при температурах выше Тгом. В первом случае обработку НЧК начинали при 1060С, продолжали при 960 и при 850С (длительность воздействия - пять минут на каждой температурной ступени). Во втором случае расплав обрабатывали 5 минут при 1200С. Температура литья в графитовые изложницы соответствовала температуре проведения обработки. Условия кристаллизации были далеки от равновесных, скорость охлаждения Уохл - менее 100 град/с.
Результаты металлографического анализа образцов, полученных после обработки НЧК по первому режиму, приведены на рис. 3.30 а-в.
После воздействия на расплав НЧК в образцах, закристаллизованных с температур 1060 и 960С, наблюдается высокая газовая пористость, исчезающая в образце, залитом с 850С. Средний размер первичных кристаллов кремния в образцах составляет 13x20 мкм, а их объемный процент - 5.6-5.8. Продолжение обработки расплава НЧК при снижении температуры практически не меняет объемную долю и средний размер кристаллов кремния. Результат влияния только переплава расплава и пятиминутной выдержки при температуре 1060С без обработки можно видеть здесь же на рис. 3.30 г: первичный кремний кристаллизуется в виде скоплений неправильной формы размерами 50 - 150 мкм. После пятиминутной обработки при этой температуре кремний кристаллизуется в виде полиэдров размерами от 3x9 до 36x66 мкм (часть из них имеет округлые очертания), равномерно распределенных по поверхности шлифа. Твердость полиэдрических кристаллов кремния - 14320 МПа, а полиэдров, обогащенных железосодержащей фазой, до 9250-9500 МПа. По данным РФА образцов, залитых с 1060 и 960С, это - фаза Al3SiFe. В результате обработки НЧК в расплаве происходят процессы перераспределения железа: повышается его растворимость в а-фазе и уменьшается его содержание в полиэдрической железосодержащей кремниевой фазе. Об этом свидетельствуют данные РФА, происходит уменьшение параметра решетки а-А1 с 0,40495 до 0,40490 нм (0,40494 нм - параметр решетки чистого алюминия), и параметра решетки кремния с 0,54332 до 0,54319 нм (0,54308 нм - параметр решетки чистого кремния). Эвтектика становится модифицированной, микротвердость ее составляет 930 МПа. Поскольку одной из проблем применения вторичных заэвтектических силуминов является наличие в структуре крупных хрупких кристаллов кремниевой фазы и грубых выделений железосодержащей фазы, то обработка НЧК расплава Al-16%Si-0,9%Fe при снижении температуры с 1060 до 850С, позволившая получить равномерное распределение округлых полиэдров в модифицированной эвтектике, может быть рекомендована для » улучшения структуры вторичных силуминов. Результаты изменения микроструктуры после обработки расплава НЧК при 1200С в сравнении с образцом после переплава приведены на (рис. 3.31 а, б). Как и при 1060С, в сплаве без обработки, закристаллизованном с температуры 1200С, первичные выделения кремния кристаллизуются в виде неравномерно распределенных скоплений неправильной формы размерами 50-150 мкм. МПа, что соответствует мелко-игольчатой ее структуре согласно полученной в работе [33] зависимости микротвердости от типа структуры. Эвтектика приобретает направленный (в сторону теплоотвода) характер, что свидетельствует о высоком переохлаждении расплава. Количество фазы Al3SiFe сокращается по данным РФА с 0,8 до 0,4 ат.%.
Результаты дифференциального термического анализа образцов, полученных с разных температур воздействия НЧК на их расплавы, а также образцов без обработки, переплавленных в течение , пяти": минут при температуре проведения эксперимента, приведены в табл. 3.6. Как в случае обработки НЧК расплава А1-22%& i-0,6%Fe при небольших перегревах над ликвидусом, так и при обработке расплава Al-16%Si-0,9%Fe при температуре выше Тгом структурное состояние расплава оказывает влияние на процесс кристаллизации расплава. Достигаемое воздействием НЧК более однородное состояние расплава, характеризуется более низкими температурами начала кристаллизации и уменьшением интервала кристаллизации первичной фазы, что подтверждает факт "смещения" эвтектической точки в область более высоких содержаний кремния. Температура кристаллизации эвтектики повышается с увеличением температуры обработки расплава, что, по-видимому, связано с повышением содержания железа в эвтектике.
