Физика металлов и металловедение, 2024, № 9

Российская академия наук
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ  
И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Том 125   № 9   2024   Сентябрь
Журнал основан в августе 1955 г.
ISSN: 0015-3230
Выходит 12 раз в год
Журнал издается под руководством  
Отделения физических наук РАН
Главный редактор
Н.В. Мушников
Редакционная коллегия:
Н.Г. Бебенин, В.Д. Бучельников,
Е.Г. Герасимов (ответственный секретарь),
Ю.Н. Горностырев, М.В. Дегтярев, А.Е. Ермаков, М.А. Коротин,  
Н.Н. Куранова, В.В. Марченков, А.П. Носов, В.В. Попов,  
С.Д. Прокошкин, В.Г. Пушин (зам. главного редактора),
А.Б. Ринкевич, В.В. Сагарадзе, А.С. Самардак,
А.В. Столбовский, В.В. Устинов (зам. главного редактора),
A.V. Andreev, I. Belova, D.I. Gorbunov, S.O. Demokritov, A.V. Pan,
M. Pardavi-Horvath, A. Postnikov, G. Wilde, C.P. Yang
Редакционный совет:
В.В. Устинов (председатель), Р.З. Валиев, А.В. Королев,
Н.В. Мушников, С.Г. Овчинников, В.В. Рыбин, В.М. Счастливцев,  
В.Г. Шавров, Ю.И. Чумляков
Адрес редакции:
620108, Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Телефоны: (343) 374-05-54, (343) 378-36-02
Москва
ФГБУ «Издательство «Наука»
© Российская академия наук, 2024
© Уральское отделение РАН, 2024
© Институт физики металлов, 2024
© Редколлегия журнала
    “Физика металлов и металловедение”  
    (составитель), 2024

СОДЕРЖАНИЕ
Том 125, номер 9, 2024
 Структура, фазовые превращения и диффузия
Анализ фазового состава системы Al–Cu–Mn–Ca  
как основы жаропрочных алюминиевых сплавов 
Н. А. Белов,  А. И. Ковалев,  Д. А. Винник,  К. А. Цыденов,  С. О. Черкасов 
1061
Подходы к определению предельной скорости послойного  
лазерного сплавления металлов и сплавов
В. Н. Чувильдеев,  А. В. Семенычева,  С. В. Шотин,  М. Ю. Грязнов  
1070
Влияние содержания хрома на термическую стабильность  
субмикрокристаллических однофазных сплавов системы Ni–Cr
К. Ю. Карамышев,  Л. М. Воронова,  Т. И. Чащухина,  М. В. Дегтярев 
1083
Влияние горячей прокатки на фазовый состав, структуру  
и механические свойства метастабильного (α+β)-сплава  
на основе Cu–41 мас. % Zn с эффектом памяти формы
А. Э. Свирид,  В. Г. Пушин,  Н. Н. Куранова,   
С. В. Афанасьев, Д. И. Давыдов,  Л. А. Сташкова 
1093
Расчет пороговых энергий смещения в коррозионностойких аустенитных сталях 
Р. Е. Воскобойников 
1100
Модели и структуры в электрофизике высокоэнтропийных сплавов  
с лазерно-индуцированными фрактальными поверхностными объектами
М. П. Алёшин,  Д. Д. Тумаркина,  Е. С. Опарин,   
Д. Н. Бухаров, О. Я. Бутковский,  С. М. Аракелян 
1108
Об аномалиях теплового расширения/сжатия кристаллических  
решеток мартенсита в сплавах Ti–Ni И Ti–Nb–Zr
С. М. Дубинский,  А. П. Баранова,  О. В. Страхов,  И. В. Щетинин,  
А. И. Базлов,  А. В. Коротицкий,  С. Д. Прокошкин 
1126
Структурно-фазовые превращения в α-Ti в ходе различных  
типов деформации при комнатной температуре
Н. А. Шурыгина,  Р. В. Сундеев,  А. В. Шалимова,  А. А. Велигжанин,  
Е. Н. Блинова,  А. М. Глезер ,  О. П. Черногорова 
1142
Анализ структуры и распределения температуры в сварном шве  
дюралюминиевого сплава при сварке трением с перемешиванием
Н. В. Казанцева,  Г. В. Щапов,  А. В. Царьков,  И. В. Ежов 
1150
Высокотемпературное in situ синхротронное исследование структурно-фазовых  
превращений в 3d-напечатанных титановых сплавах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V 
Т. А. Лобова,  А. В. Панин,  О. Б. Перевалова,  М. С. Сыртанов  
1163
Распределение состава по глубине межфазной границы двойных сплавов
В. Л. Гапонцев,  А. В. Гапонцев,  В. В. Гапонцев 
1171
Влияние отрицательных температур на кристаллическую структуру,  
свойства и разрушение Cr–Mn–С–N-стали
Н. A. Наркевич,  Ю. П. Миронов,  Н. В. Бадулин 
1180
Прочность и пластичность 
Изменение структуры композита Fe–Ni–Ti–C–B при горячей пластической деформации
Н. Б. Пугачева,  Т. М. Быкова,  Д. И. Крючков 
1189

Contents
Vol. 125, No. 9, 2024
 Structure, Phase Transformations, and Diffusion 
Analysis of phase composition of the Al–Cu–Mn–Ca system  
as a base for heat-resistant aluminum alloys
N. A. Belov, A. I. Kovalev, D. A. Vinnik, K. A. Tsydenov, and S. O. Cherkasov 
1061
Approaches to determining the limiting rate  
of selective laser melting of metals and alloys
V. N. Chuvildeev, A. V. Semenycheva, S. V. Shotin, and M. Yu. Gryaznov 
1070
Effect of Chromium content on the thermal stability  
of single-phase submicrocrystalline Ni–Cr alloys
K. Yu. Karamyshev,  L. M. Voronova,  T. I. Chashchukhina, and M. V. Degtyarev 
1083
Influence of hot rolling on the phase composition, structure, and mechanical properties  
of metastable (α+β)-alloy based on Cu–41 wt % Zn with shape memory effect
А. Е. Svirid, V. G. Pushin, N. N. Кuraпova, S. V. Afanasiev, D. I. Davydov, and L. A. Stashkova  
1093
Calculation of Threshold Displacement Energies in Austenitic Stainless Steels
R. E. Voskoboinikov 
1100
Models and structures in the electrophysics of high-entropy alloys  
with laser-induced fractal surface objects
M. P. Aleshin,  D. D. Tumarkina,  E. S. Oparin,   
D. N. Bukharov, O. Y. Butkovsky, and S. M. Arakelyan 
1108
Anomalies of thermal expansion/contraction of martensite crystal  
lattices in Ti–Ni and Ti–Nb–Zr alloys
S. M. Dubinskiy,  A. P. Baranova,  O. V. Strachov,  I. V. Shchetinin,   
A. I. Bazlov,  A. V. Korotitskiy, and S. D. Prokoshkin 
1126
Structural-phase transformations in α-Ti under different  
types of deformation at room temperature
N. A. Shurygina,  R. V. Sundeev,  A. V. Shalimova,  A. A. Veligzhanin,  
E. N. Blinova,  A. M. Glezer , and O. P. Chernogorova  
1142
Analysis of the structure and temperature distribution  
in a duraluminum alloy weld during friction stir welding
N. V. Kazantseva,  G. V. Shchapov,  A. V. Tsarkov, and I. V. Ezhov 
1150
The high-temperature in situ synchrotron study of structural-phase  
transformations in 3d-printed Ti–6Al–4V and Ti–5Al–3Mo–V titanium alloys
T. A. Lobova,  A. V. Panin,  O. B. Perevalova, and M. S. Syrtanov 
1163
Distribution of Composition Across the Interface in Binary Alloys
V. L. Gapontsev, A. V. Gapontsev, and V. V. Gapontsev 
1171
Influence of negative temperatures on crystal structure,  
properties, and fracture of Cr–Mn–C–N steel
N. A. Narkevich, Yu. P. Mironov, and N. V. Badulin     
1180
 Strength and Plasticity 
Changes in the structure of the Fe–Ni–Ti–C–B composite during hot plastic deformation
N. B. Pugacheva, Т. M. Bykova, and D. I. Kryuchkov  
1189

ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2024, том 125, № 9, с. 1061–1069
 
 СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ  
И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.715:539.25
АНАЛИЗ ФАЗОВОГО СОСТАВА СИСТЕМЫ Al–Cu–Mn–Ca  
КАК ОСНОВЫ ЖАРОПРОЧНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ 
© 2024 г.    Н. А. Беловa,  А. И. Ковалевb, *,  Д. А. Винникb, c, d,   
К. А. Цыденовa,  С. О. Черкасовa
aНИТУ “МИСиС”, кафедра обработки металлов давлением,  
Ленинский пр-т, 4, стр. 3, Москва, 119049 Россия
bЮУрГУ, пр-т Ленина, 76, Челябинск, 454080 Россия
cМФТИ, Институтский пер., 9, Долгопрудный, 141701 Россия
dСанкт-Петербургский государственный университет,  
Университетский пр-т, 26, Санкт-Петербург, 198504 Россия
*e-mail: kovalev-andrey-i@mail.ru
Поступила в редакцию 07.03.2024 г. 
После доработки 17.05.2024 г.  
Принята к публикации 28.05.2024 г.
Проведен анализ фазового состава сплавов системы Al–Cu–Ca–Mn, содержащих 6%Cu, 2%Mn 
и до 4% Ca (маc.%). Предложено строение фазовой диаграммы в области алюминиевого угла, 
согласно которой в твердом состоянии возможно наличие пяти четырехфазных областей с участием твердого раствора на основе алюминия (Al) и различных интерметаллидов. Для разработки жаропрочных сплавов нового поколения предлагается в качестве основы композиция 
Al–6%Cu–1%Ca–2%Mn. При таких концентрациях легирующих элементов возможно сочетание 
алюминиевой матрицы, содержащей дисперсоиды Al20Cu2Mn3, и эвтектики (Al)+Al27Ca3Cu7, характеризующейся тонким строением.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, система Al–Cu–Mn–Ca, фазовый состав, эвтектика
DOI: 10.31857/S0015323024090014,   EDN: KFMFFN
ВВЕДЕНИЕ
Алюминиевые сплавы – это обширный класс 
материалов, спрос на которые не угасает благодаря их специфическим технологическим свойствам [1–5]. Использование алюминиевых сплавов растет с каждым годом, в частности, одна из 
сфер применения – двигатель внутреннего сгорания (ДВС). Для поршней ДВС одним из основных требований, определяющих условия их 
работы, является высокая жаропрочность, чего, 
однако, недостает марочным сплавам. В качестве примера марочных жаропрочных сплавов, 
используемых для изготовления поршней ДВС 
в нынешнее время, можно привести силумины, 
легированные никелем [6–14]. Анализ их фазового состава и структуры позволяет сделать 
вывод, что значительное повышение их жаропрочности маловероятно. В значительной мере 
это обусловлено тем, что алюминиевая матрица 
силуминов не содержит переходные металлы (в 
частности, Mn, Cr, Zr), а температура солидуса 
не превышает 505–530qС [6]. Из этого вытекает 
необходимость поиска альтернативных систем 
легирования, позволяющих создавать сплавы, 
обладающие структурой с термостойкой матрицей и высоким солидусом.
В работах [15–17] приведено обоснование 
принципиальной возможности создания высокотехнологичных деформируемых алюминиевых 
сплавов нового поколения на основе системы 
Al–Cu–Mn с повышенной прочностью и термостойкостью (до 400qС). Такое сочетание достигается наличием в структуре дисперсоидов фазы 
Al20Cu2Mn3 в количестве 7–8 об.%. Технология 
получения таких сплавов не требует операций гомогенизации (для слитков) и закалки (для деформированных полуфабрикатов). По совокупности 
расчетных и экспериментальных данных были 
обоснованы концентрации меди (1.5–2 мас.%) и 
марганца (1.5–2 мас.%), которые позволяют реализовать наилучшее сочетание технологичности 
и физико-механических свойств. 
1061

БЕЛОВ и др. 
4% (табл. 1, здесь и далее концентрация элементов приведена в мас.%). Данные сплавы готовили на основе первичного алюминия марки А99 
(ГОСТ 11069–2001). Медь марки М1 (ГОСТ 859–
2001) вводили в чистом виде, а марганец и кальций в виде лигатур Al–20% Mn и Al–10% Ca 
соответственно (ГОСТ 53777–2010). Плавку 
проводили в электрической печи сопротивления GRAFICARBO в графитошамотном тигле. 
Плоские слитки экспериментальных сплавов 
с размерами 15×30×180 мм получали литьем в 
графитовую изложницу (скорость охлаждения 
составляла около 20 К/с). Фактический химический состав экспериментальных сплавов, который определяли методом спектрального анализа, был достаточно близок к номинальному. 
Слитки экспериментальных сплавов изучали 
как в литом состоянии, так и после отжига при 
540qС и 580qС (кроме сплавов 0Ca и 0.5Ca) в течение 6 часов. Отжиг проводили в муфельной 
электропечи SNOL 8.2/1100. Термический анализ (методом дифференциальной сканирующей 
калориметрии – ДСК) проводили на приборе 
синхронного термического анализа STA 449 F1 
 
Jupiter при скорости нагрева и охлаждения 
 
2 К/мин, помещая навеску образца (отожженного при 540qС) в корундовый тигель.
Микроструктуру литых образцов изучали на 
электронном сканирующем микроскопе (СЭМ) 
TESCAN VEGA 3, укомплектованном энергодисперсионной 
приставкой-микроанализатором OXFORD и программным обеспечением 
Aztec для микрорентгеноспектрального анализа 
(МРСА). 
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Для 
повышения 
высокотемпературных 
свойств сплавов системы Al–Cu–Mn целесообразно рассмотреть возможность их дополнительного легирования добавкой эвтектикообразующего элемента. В последнее время для 
создания жаропрочных алюминиевых сплавов 
в качестве альтернативы силуминам многие исследователи рассматривают сплавы с добавкой 
церия (в количестве до 12 маc.%), а также других 
РЗМ [18–21]. Церий образует не только двойной 
алюминид Al11Ce3, но и более сложные фазы, в 
частности, с медью и марганцем. Однако церий 
относительно дорогой металл, что является его 
существенным недостатком. Согласно работам 
[22–25], в качестве альтернативы церию целесообразно рассмотреть кальций, который образует в алюминиевых сплавах схожие фазы, но при 
этом дешевле церия. Таким образом, систему 
Al–Cu–Mn–Ca можно считать перспективной 
для создания на ее основе жаропрочных алюминиевых сплавов нового поколения. Поскольку 
в литературе отсутствуют сведения о строении 
данной четверной системы, требуется ее экспериментальное изучение. Согласно предыдущим 
публикациям по диаграммам Al–Cu–Ca и Al–
Mn–Ca, кальций (как и церий) образует тройные соединения как с медью [26], так и с марганцем [27]. Это предполагает сложное строение 
рассматриваемой четверной системы с большим 
количеством фазовых областей и реакций кристаллизации.
Исходя из вышесказанного, цель данной работы заключалась в экспериментальном изучении 
фазовой диаграммы системы Al–Cu–Mn–Ca и 
обосновании перспективного концентрационного диапазона для разработки жаропрочных 
алюминиевых сплавов.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Объектами исследования были 6 экспериментальных сплавов, содержащих 6%Cu, 2%Mn 
и переменную концентрацию кальция от 0 до 
Микроструктура литых сплавов
В структуре базового сплава 0Ca, как и следовало ожидать, значительная часть меди связана в 
эвтектические включения фазы Al2Cu, которые 
в виде прожилок располагаются по границам 
Таблица 1. Номинальный химический состав экспериментальных сплавов и результаты ДСК
Обозначение сплава
Концентрации, мас.%
Результаты ДСК (T, qС)
Cu
Mn
Ca
Al
TL
1
TNS
1
TS
2
0Ca
6
2
0
Основа
639.1
539.5
545.5
0.5Ca
6
2
0.5
638.0
539.7
587.0
1Ca
6
2
1
634.8
537.5
614.3
2Ca
6
2
2
648.9
–
616.8
3Ca
6
2
3
658.6
–
616.8
4Ca
6
2
4
676.6
–
616.8
1 TL – ликвидус, TNS – неравновесный солидус (по кривой охлаждения); 2 TS – равновесный солидус (по кривой нагрева).
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 9       2024

 
АНАЛИЗ ФАЗОВОГО СОСТАВА СИСТЕМЫ Al–Cu–Mn–Ca 
1063
ɚ
(ɛ
(ɜ
(ɝ
Al Ca Cu   $O&X &D  $O
27
3
7
4
$O
Al Ca Cu   $O
27
3
7
$O
Al &X  $O
2
Al Cu + Al CaCu   $O
2
8
4
$O
$O
Al Ca Cu
27
3
7
Al Ca Cu   $O
27
3
7
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
(ɞ
(ɟ
(ɠ
(ɡ
Al Ca Cu
27
3
7
Al Ca Cu
27
3
7
Al Ca Cu   $O
27
3
7
Al Ca Cu   $O
27
3
7
$O
$O
$O
&D  $O
Al Ca Cu   $O&X
27
3
7
4
Al Ca Cu   $O&X &D  $O
27
3
7
4
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
Рис. 1. Микроструктура экспериментальных сплавов в литом состоянии, СЭМ: (а) 0Ca; (б) 0.5Ca; (в) 1Ca; (г) 2Ca; 
 
(д–е) 3Ca; (ж–з) 4Ca. 
2.5
ɋu
Mn
2
1.5
1
0.5
0Q &X ɦDF
0
0 
0.5 
1 
1.5 
2 
2.5 
3 
3.5 
4
ɋɚ ɦɚɫ 
Рис. 2. Влияние содержания кальция в сплавах системы 
Al–Cu–Ca–Mn (при 6%Cu и 2%Mn) на концентрации 
меди и марганца в алюминиевом твердом растворе в литом состоянии.
дендритных ячеек алюминиевого твердого раствора – (Al) (рис. 1а). При этом марганец полностью растворен в (Al), а концентрация меди в 
твердом растворе не превышает 2%. Добавление 
0.5%Ca мало сказывается на растворимости Cu 
и Mn в (Al), а количество эвтектических включений увеличивается, поскольку кальций практически не растворим в (Al). 
Принимая во внимание данные ДСК (табл. 1) 
и строение диаграммы Al–Ca–Cu [26, 28] и согласно качественному анализу состава эвтектики, она может быть идентифицирована как (Al)+ 
Al8CaCu4+Al2Cu. В сплавах с большим содержанием кальция концентрация Mn в (Al) практически не меняется, оставаясь в пределах 1.4–1.7% 
(рис. 2). Однако концентрация Cu в (Al) существенно снижается и в сплаве 4Ca составляет 
всего 0.53%. 
Еще более заметное влияние оказывает кальций на микроструктуру. Если в сплаве 1Ca она 
доэвтектическая (рис. 1в), то в сплавах 2Ca, 3Ca 
и 4Ca – заэвтектическая (рис. 1г–е). В последних присутствуют первичные кристаллы компактной формы, которые, согласно картам распределения элементов, содержат не только медь 
и кальций, но и марганец (рис. 3). По данным 
количественного анализа состав этих кристаллов во всех трех сплавах практически одинаков 
(табл. 2). Поскольку концентрация кальция соответствует соединению Al27Ca3Cu7 (34.4%Cu, 
9.3%Ca), то наличие марганца в кристаллах можно связать с тем, что этот элемент частично замещает атомы меди и алюминия в кристаллической решетке этого соединения. Последняя, 
по данным [26], является кубической и относится к пространственной группе Pm3m с периодом решетки ~8.514 Å. Следуя вышесказанноФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 9       2024

БЕЛОВ и др. 
ɚ
(ɛ
(ɜ
(ɝ
&D .Į1
Mn KĮ1
Cu KĮ1
Al Ca Cu   $O&X &D  $O
27
3
7
4
$O
Al Ca Cu
27
3
7
Al Ca Cu   $O
27
3
7
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
50 ɦɤɦ
Рис. 3. Карты распределения элементов в микроструктуре литого сплава 2Ca, СЭМ (а), МРСА (б–г): б) Ca; в) Mn; г) Cu.
Таблица 2. Состав Сa-содержащих структурных составляющих
Сплав
Концентрация, мас.%
Идентификация структурных составляющих
Ca
Cu
Mn
Al
1Ca
2.0
10.3
1.1
Эвтектика – (Al)+Al27Ca3Cu7
2Ca
9.6
33.4
4.1
Первичные – Al27Ca3Cu7
1.8
6.5
1.9
Эвтектика – (Al)+ Al27Ca3Cu7
7.4
2.8
1.1
Эвтектика – (Al)+Al27Ca3Cu7 +(Al,Cu)4Ca
Остальное
3Ca
9.5
32.7
4.0
Первичные – Al27Ca3Cu7
7.5
2.3
1.1
Эвтектика – (Al)+Al27Ca3Cu7 +(Al,Cu)4Ca
4Ca
9.5
32.9
4.2
Первичные – Al27Ca3Cu7
7.3
2.3
1.4
Эвтектика – (Al)+Al27Ca3Cu7 +(Al,Cu)4Ca
му, формулу данной фазы можно записать как 
 
(Al, Mn)27Ca3(Cu, Mn)7.
В сплаве 1Ca эвтектика, которая по данным 
МРСА идентифицируется как (Al)+Al27Ca3Cu7, 
составляет примерно половину площади микрофотографии (рис. 1в). Следует отметить ее 
тонкое строение, что благоприятно для механических свойств. В микроструктуре сплавов с 
большим содержанием кальция появляется еще 
одна эвтектика, более дисперсная чем первая 
(рис. 1г–е, рис. 3). По данным МРСА (см. табл. 2) 
ее состав одинаков во всех трех сплавах (немногим более 7%Ca, 2%Cu и 1%Mn). С учетом работы [26] эта эвтектика может быть идентифицирована как (Al)+ Al27Ca3Cu7+(Al,Cu)4Ca. При 
этом ее количество увеличивается с ростом содержания кальция в сплаве. 
Микроструктура отожженных сплавов
В базовом сплаве 0Ca отжиг при 540qС привел к формированию структуры, отвечающей 
равновесному состоянию, согласно диаграмме 
 
Al–Cu–Mn [16]. Большая часть меди растворилась в (Al) (осталось небольшое количество 
эвтектических включений фазы Al2Cu), а дисперсоиды Al20Cu2Mn3, наоборот, выделились из 
(Al). Такие же изменения произошли и в сплаве 
0.5Ca. Поскольку температура отжига была высокой, то и размер образовавшихся дисперсоидов достаточно велик (около 1 мкм), чтобы их 
выявлять методом СЭМ (рис. 4а). 
В сплаве 1Ca, содержащем значительное количество эвтектики (Al)+Al27Ca3Cu7, эти дисперсоиды также четко выявляются (рис. 4б). При 
этом частицы фазы Al27Ca3Cu7 не проявляют заметных следов фрагментации. Другая картина 
наблюдается в сплавах с большим содержанием 
кальция. В них полностью отсутствуют следы 
образования дисперсоидов Al20Cu2Mn3, а, с другой стороны, видны глобулярные частицы фазы 
(Al,Cu)4Ca (рис. 4в, г). Это можно связать с тем, 
что при таких концентрациях кальция сплавы 
попадают в другую фазовую область, в которой 
фаза Al20Cu2Mn3 отсутствует.
После отжига при 580qС во всех сплавах четко 
выявляются следы фрагментации и сфероидизации эвтектических частиц Al27Ca3Cu7 (рис. 5). 
При этом дисперсоиды Al20Cu2Mn3 присутствуФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 9       2024

 
АНАЛИЗ ФАЗОВОГО СОСТАВА СИСТЕМЫ Al–Cu–Mn–Ca 
1065
ɚ
(ɛ
(ɜ
(ɝ
(Al) + Al Cu Mn
20
2
3
(Al,Cu) Ca
4
(Al,Cu) Ca
4
Al Ca Cu
27
3
7 (Al) + Al Cu Mn
20
2
3
Al Ca Cu
27
3
7
Al CaCu
8
4
Al Ca Cu
27
3
7
10 ɦɤɦ
10 ɦɤɦ
10 ɦɤɦ
10 ɦɤɦ
Рис. 4. Микроструктура экспериментальных сплавов после отжига при 540qС (6 ч), СЭМ: (а) 0.5Ca; (б) 1Ca; (в) 2Ca; (г) 3Ca.
ɚ
(ɛ
(ɜ
(ɝ
Al Ca Cu
27
3
7
Al Ca Cu
27
3
7
Al Ca Cu
27
3
7
Al Ca Cu
27
3
7
(Al) + Al Cu Mn
20
2
3
(Al,Cu) Ca
4
(Al,Cu) Ca
4
10 ɦɤɦ
10 ɦɤɦ
10 ɦɤɦ
10 ɦɤɦ
Рис. 5. Микроструктура экспериментальных сплавов после отжига при 580qС (6 ч), СЭМ: (а) 1Ca; (б) 2Ca; (в) 3Ca; (г) 4Ca.
Таблица 3. Состав алюминиевого твердого раствора в экспериментальных сплавах, мас.%
Сплав
Состояние
Литое
Отжиг 540qС, 6 ч
Отжиг 580qС, 6 ч
Cu
Mn
Cu
Mn
Cu
Mn
2Ca
0.9
1.6
0.6
1.2
0.5
0.8
3Ca
0.8
1.4
0.5
1.1
0.5
0.8
4Ca
0.5
1.6
0.5
1.1
0.5
0.7
Mn (0.78%) [29]. Более высокие значения при 
540qС (табл. 3), вероятно, связаны с тем, что для 
данной температуры 6-часовой отжиг недостаточен для достижения равновесной растворимости (она составляет 0.54%Mn). Что касается 
меди, то ее концентрации при обеих температурах отжига практически одинаковы. Это можно 
объяснить тем, что из-за большей диффузии Cu 
в (Al) по сравнению с Mn равновесная концентрация достигается уже при 540qС. 
Прогнозирование строения фазовой диаграммы 
Al–Cu–Mn–Ca
Как следует из результатов структурных исследований, добавка кальция к сплавам, содерют как в сплаве с 1%Ca (рис. 5а), так и в сплавах с более низкими концентрациями кальция. 
Из этого следует, что фазовый состав данных 
сплавов при повышении температуры от 540 до 
580qС не меняется.
Анализ состава (Al) в сплавах с 2–4%Ca показывает снижение в нем, с повышением температуры отжига, концентрации Mn, которая во всех 
трех сплавах находится примерно на одном уровне (табл. 3). Если в литом состоянии она составляет 1.4–1.6%, то после отжига при 540qС происходит снижение до 1.1–1.2%, а после отжига при 
580qС – до 0.7–0.8%. Следует отметить, что последние значения очень близки к равновесной 
концентрации при 580qС в двойной системе Al–
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 9       2024

БЕЛОВ и др.
(ɚ)
(ɛ)
  Ĺ ɷɤɡɨ
ȾɋɄ ɦȼɬ
  Ĺ ɷɤɡɨ
ȾɋɄ ɦȼɬ
Al–6Cu–2Mn–0Ca  
Ɉɯɥɚɠɞɟɧɢɟ  
ɇɚɝɪɟɜ
Al–6Cu–2Mn–1Ca  
Ɉɯɥɚɠɞɟɧɢɟ  
ɇɚɝɪɟɜ
634.8 ƒ&
 ƒ&
639.1 ƒ&
537.5 ƒ&
15
10
5
0
545.5 ƒ&
614.3 ƒ&
30
20
10
0
–10
–20
–30
–40
–15
–10
–15
–20
–25
Ɍɟɦɩɟɪɚɬɭɪɚ ƒ&
100 
200 
300 
400 
500 
600 
700
Ɍɟɦɩɟɪɚɬɭɪɚ ƒ&
100 
200 
300 
400 
500 
600 
700
(ɜ)
  Ĺ ɷɤɡɨ
ȾɋɄ ɦȼɬ
Al–6Cu–2Mn– 3Ca  
Ɉɯɥɚɠɞɟɧɢɟ  
ɇɚɝɪɟɜ
614.2 ƒ&
633.0 ƒ&
658.6 ƒ&
616.8 ƒ&
30
20
10
0
–10
–20
–30
–40
Ɍɟɦɩɟɪɚɬɭɪɚ ƒ&
100 
200 
300 
400 
500 
600 
700
Рис. 6. ДСК-кривые нагрева и охлаждения сплавов 0Ca (а), 1Ca (б) и 3Ca (в).
охлаждения при 633qC, может быть связан с формированием эвтектики на основе фаз Al10CaMn2
и Al20Cu2Mn3. Следуя экспериментальным результатам данной работы и строению тройных 
систем Al–Cu–Mn [16] Al–Cu–Ca [26] и Al–Ca–
Mn [27], было предложено распределение фазовых областей в твердом состоянии для четверной 
системы в области алюминиевого угла. Как видно из рис. 7, согласно предложенному варианту, 
в данной системе имеются 5 четырехфазных областей: I – (Al) + Al2Cu + Al8CaCu4 + Al20Cu2Mn3, 
II – (Al) + Al8CaCu4 +Al27Ca3Cu7 +Al20Cu2Mn3, 
III – (Al) +Al27Ca3Cu7 + Al20Cu2Mn3 +Al10CaMn2, 
IV – (Al) + +Al27Ca3Cu7 +(Al,Cu)4Ca + Al10CaMn2, 
V – (Al) + Al20Cu2Mn3 + Al10CaMn2+Al6Mn.
Поскольку описание Ca-содержащих фаз отсутствует в известных термодинамических базах 
данных, то был проведен оценочный расчет массовых долей фаз в экспериментальных сплавах 
по методике, приведенной в [28]. Ее суть состоит 
в том, что поскольку в четырехфазных областях 
состав всех фаз постоянен, то соотношение фаз 
для заданного сплава можно рассчитать, зная 
какой именно четырехфазной области соответствует его состав.
жащим 6%Cu и 2%Mn, может приводить к образованию одной из 3-х фаз: Al8CaCu4, Al27Ca3Cu7
и (Al,Cu)4Ca, присутствующих в системе Al–Cu–
Ca [26]. Связывая медь в эти фазы, увеличение 
концентрации кальция приводит к уменьшению 
ее содержания в (Al) и исчезновению фазы Al2Cu, 
определяющей фазовый состав марочных сплавов системы Al–Cu [16]. Как вытекает из результатов ДСК (табл. 1, рис. 6), формирование неравновесной эвтектики с участием фазы Al2Cu, 
четко выраженное в базовом сплаве (рис. 6а), 
еле выявляется при 1%Ca (рис. 6б). В сплавах c
2–4%Ca соответствующий низкотемпературный 
пик на кривых охлаждения полностью отсутствует (рис. 6в). С другой стороны, в этих сплавах фиксируются термические эффекты при 
649–677qС, которые можно связать с образованием первичных кристаллов фазы Al27Ca3Cu7. 
Особо следует отметить высокие температуры 
равновесного солидуса в сплавах 1Ca (~614qC ) 
и 2Ca–4Ca (~617qC). Очевидно, что последнее 
значение TS представляет собой температуру 
плавления эвтектики с участием фаз Al27Ca3Cu7 и 
(Al,Cu)4Ca. В сплаве 1Ca вероятно образование 
эвтектики с фазами Al8CaCu4 и Al27Ca3Cu7. Для 
сплава 3Ca процесс, начинающийся во время 
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 9       2024

 
АНАЛИЗ ФАЗОВОГО СОСТАВА СИСТЕМЫ Al–Cu–Mn–Ca 
1067
Al Mn
6
V
Al Cu Mn
20
2
3
Al CaMn
10
2
III
IV
I
II
Al Cu
2
Al CaCu
8
4
Al Ca Cu
27
3
7
Al Ca
4
Рис. 7. Прогнозируемое распределение фазовых областей 
в твердом состоянии в системе Al–Cu–Mn–Ca в области 
алюминиевого угла.
+Al10CaMn2 соответственно. Можно предположить наличие нонвариантной перитектической 
реакции и в четверной системе, с участием всех 
этих фаз: L+Al6Mn→(Al)+ Al20Cu2Mn3+Al10CaMn2. 
Подтверждение этого предположения требует дополнительных экспериментов и специального 
анализа, в частности, по методике, предложенной в работе [27]. Поскольку в рассматриваемых 
сплавах первичные кристаллы фазы Al6Mn не были выявлены, то можно считать, что в рассматриваемой концентрационной области нонвариантыми могут быть только эвтектические реакции. 
Среди последних наиболее вероятно наличие тех, 
которые примыкают к нонвариантным реакциям системы Al–Cu–Ca, а именно L→(Al)+Al2Cu+ 
+Al8CaCu4 и L→(Al)+(Al,Cu)4Ca+ Al27Ca3Cu7. В системе Al–Cu–Mn–Ca к ним должны добавиться Mn-содержащие фазы: Al20Cu2Mn3 и Al10CaMn2 
соответственно. При этом количество последних 
в четверных эвтектиках, следуя строению других 
систем типа Al–X–Y–Mn [29], вероятно, должно 
быть незначительным.
Из 
предложенного 
строения 
диаграммы 
Al–Cu–Mn–Ca следует, что для разработки жаропрочных сплавов перспективной является 
область на стыке областей II и III. Для данной 
области возможна реализация структуры, сочетающей алюминиевую матрицу, содержащую 
достаточно большое количество дисперсоидов 
Al20Cu2Mn3, и эвтектику (Al)+Al27Ca3Cu7, характеризующуюся тонким строением и высокой 
температурой плавления. В наибольшей степени такому фазовому составу отвечает сплав 1Ca.
Поскольку экспериментальные данные говорят о достижения равновесного состава (Al) 
после отжига при 580qС (табл. 3), то расчет соотношения фаз проводили именно для этой температуры. Для сплавов 1Ca–4Ca результаты такого расчета приведены в табл. 4. Из полученных 
значений следует, что сплав 1Ca попадает в фазовую область II, при этом доля фазы Al8CaCu4 
составляет менее 3%. Такой фазовый состав согласуется с микроструктурой, приведенной на 
рис. 5а. Сплав 2Ca попадает в область III, а сплавы 3Ca и 4Ca в область IV, что также согласуется с микроструктурами этих сплавов (рис. 5б–г) 
(с некоторой погрешностью для сплава 2Ca, в 
структуре которого присутствует небольшое количество фазы (Al,Cu)4Ca.
Прогнозирование политермической диаграммы этой четверной системы предполагает более 
сложный анализ, поскольку в тройных системах Al–Cu–Mn [29] и Al–Ca–Mn [27] имеются 
нонвариантные перитектические реакции: L+ 
+Al6Mn→(Al)+Al20Cu2Mn3 
и 
L+Al6Mn→(Al)+ 
ВЫВОДЫ
1. С использованием экспериментальных методов (СЭМ, МРСА, ДСК) проведен анализ фазового состава сплавов системы Al–Cu–Ca–Mn, 
содержащих 6%Cu, 2%Mn и до 4% Ca. Определены состав алюминиевого твердого раствора–(Al), первичных интерметаллидов, эвтектических колоний, а также температура фазовых 
превращений.
2. Установлено, что добавка кальция приводит к формированию высокотемпературных 
эвтектик (614–617qС) с участием фаз Al27Ca3Cu7 
Таблица 4. Расчетный фазовый состав экспериментальных сплавов при 580qС
Сплав
Доля фазы, мас.%
Al8CaCu4
Al27Ca3Cu7 
(Al,Cu)4Ca
Al20Cu2Mn3
Al10CaMn2
(Al)
1Ca
2.9
13.6
–
7.1
–
Остальное
2Ca
–
16.3
–
–
5.4
3Ca
–
13.6
4.9
–
5.5
4Ca
–
10.9
9.8
–
5.6
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 9       2024