ВЫСОКОПРОЧНЫЙ АЛЮМИНИЕВЫЙ СПЛАВ СИСТЕМЫ AL-ZN-MG-CU С ПОНИЖЕННОЙ ПЛОТНОСТЬЮ

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор Е.Б. Качанов

УДК 669.71.01

ВЫСОКОПРОЧНЫЙ АЛЮМИНИЕВЫЙ СПЛАВ СИСТЕМЫ Al-Zn-Mg-Cu С ПОНИЖЕННОЙ ПЛОТНОСТЬЮ^

В. В. Телешов, докт. техн. наук

Приведены данные о структуре и свойствах слитков и прессованной полосы из нового алюминиевого сплава системы Al-Zn-Mg-Cu марки 1981 пониженной плотности.

Ключевые слова: сплав 1981 системы Al-Zn-Mg-Cu, структура слитков и прессованной полосы, механические свойства при растяжении.

High-strength Aluminum Al-Zn-Mg-Cu Alloy with Lower Density. V.V. Teleshov, T.V. Byistrukova, V.V. Zakharov, E.Ya. Kaputkin, G.M. Chugunkova.

The data on the structure and properties of ingots and extruded strip of a new aluminum Al-Zn-Mg-Cu alloy 1981 low density.

Key words: Al-Zn-Mg-Cu alloy 1981, bars and structure of the extruded strip, tensile properties.

Введение

Наиболее прочные деформируемые термически упрочняемые алюминиевые сплавы относятся к системе Л!-7п-Мд-Си с дополнительным легированием переходными металлами. Представленные в справочнике [1] результаты исследования влияния содержания основных легирующих компонентов на прочность сплавов этой системы показывают, что при содержании 7% 7п в определенной области составов по магнию и меди сплавы могут иметь прочность ств до 750 МПа (рис. 1). Гарантируемые свойства прессованных полуфабрикатов из промышленных сплавов этой системы по техническим условиям значительно ниже и приведены в табл. 1 по данным справочников [2, 3] и технических условий. Типичное значение временного сопротивления прессованного профиля из сплава

* В работе принимали участие С.Г. Бочвар, А.П. Го-ловлёва, С.М. Меркулова, М.В. Колесников.

В96ЦТ1 в продольном направлении при комнатной температуре составляет 706 МПа [2].

Как правило, для наиболее высокопрочных сплавов типа В96 в состоянии Т1 свойства в поперечном направлении не устанавливают из-за их низких значений, вызванных структурными особенностями полуфабрикатов из этих сплавов. В менее легированных сплавах типа 1973 свойства в продольном направлении ниже, но в поперечном направлении прочностные и пластические характеристики стабилизируются и появляется возможность их регламентации.

Особенностью этих сплавов системы Л!-7п-Мд-Си является повышенная плотность материала, что вносит определенные ограничения в его применении в изделиях, в которых масса является лимитирующим фактором.

В связи с вышеизложенным актуальной задачей является разработка сплава системы Л!-7п-Мд-Си с прочностью на уровне сплава В96ЦТ1, но имеющего приемлемые механические свойства в поперечном направлении и пониженную плотность.

-Ф-

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

Выбор состава сплава

Как видно на рис. 1, область составов сплавов системы А!-7п-Мд-Си, обладающих высокой прочностью, достаточно широкая, что позволяет корректировать состав в сторону снижения плотности при сохранении высокой прочности сплава. В [4]получено выражение для оценки плотности алюминиевых деформируемых сплавов по содержанию легирующих компонентов:

б = 2,709 + 0,01786 Си --0,01445 Мд - 0,01069 Б1 + + 0,01956 7п + 0,01418 Мп + + 0,02646

м§, %

Рис. 1. Временное сопротивление (а, МПа) сплавов системы А!—1п—Мд—Си, содержащих 7 % Я1, 0,4 %Мпи 0,2% Сг, в состоянии полной термической обработки Т1 [1]:

заштрихована область сплавов с максимальной прочностью

согласно которому для снижения плотности сплава необходимо уменьшить содержание тяжелых компонентов (медь и цинк) и повысить содержание легкого компонента - магния.

В ранее проведенных работах отмечалась перспективность совместного легирования сплавов этой системы скандием и цирконием, образующих при кристаллизации пересыщенные твердые растворы в алюминии, способные к распаду при термической обработке (гомогенизации) слитка с появлением дис-персоида - совокупности дисперсных частиц А1з(Бс, 7г) типичного размера 10-20 нм [5-7].

Дисперсоид упрочняет сплав на 10-30 МПа по механизму Орована за счет торможения дислокаций при пластическом деформировании [8]. Наличие дисперсоида позволяет

также гарантированно получать закаленные прессованные и катаные полуфабрикаты с нерекристаллизованной структурой, приводящей к дополнительному структурному упрочнению изделия после закалки и старения. В связи с этим современные высокопрочные сплавы системы А!-7п-Мд-Си легируют небольшим количеством скандия и циркония (в пределах до 0,3 %) [9].

Таким образом, проблема выбора сплава с пониженной плотностью и высокой прочностью заключается в определении содержания основных легирующих компонентов, обеспечивающих пониженную плотность при высоком уровне прочности, получаемой за счет закалки и искусственного старения полуфабриката с дополнительным структурным упроч-

Таблица 1 Механические свойства прессованных полуфабрикатов по техническим условиям

Сплав Вид полуфабриката Состояние Направление вырезки образцов МПа МПа 8, % Плотность, г/см3

В96Ц1 Прутки диаметром 40 мм Т1 Продольное 685 626 5,0 2,89

1973 Профиль с площадью поперечного сечения 74 см2 Т1 Продольное Поперечное 588 490 557 5,0 3,0 2,85

-Ф-

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

нением, для обеспечения которого необходимо также определенное сочетание параметров прессования и термической обработки.

Для экспериментов использовали сплав состава: Л! - 7,07п - 3,8Мд - 1,1Си - 0,098с -0,107г - 0,05Се - 0,002Ве - < 0,10Рв - < 0,1581, который удовлетворяет вышеизложенному принципу выбора состава сплава.

Повышенные прочностные характеристики прессованных полуфабрикатов из этого сплава определяются двумя факторами. Во-первых, как следует из рассмотрения диаграммы состояния сплавов этой системы при низких температурах, при данном содержании цинка и магния термическая обработка (закалка и старение по оптимальному режиму на состояние Т1) приводит к образованию выделений упрочняющей Т'-фазы (А!7пМдСи) с высокой плотностью их распределения в алюминиевой матрице [1]. Дополнительное упрочнение сплава обеспечивает легирование скандием и цирконием, благодаря появлению дисперсоида из наночастиц фазы Л!з(8с, 7г) и структурному эффекту, обусловленному наличием нерекристаллизованной структуры.

Микродобавки церия и бериллия позволяют уменьшить окисляемость расплава с повышенным содержанием магния и уменьшить его загрязненность окисными включениями. Ограниченное содержание примесей железа и кремния дает возможность уменьшить количество избыточных фаз в структуре полуфабрикатов и тем самым повысить их пластические характеристики.

Исследование структуры и свойств слитков

Слитки указанного сплава круглого сечения были отлиты полунепрерывным методом из электрической печи емкостью 350 кг в кристаллизаторы диаметром от 145 до 240 мм. Содержание водорода, определенное по ГОСТ 21132.1-98 на образцах, взятых из темплетов слитков после их разрезки, составило от 0,17 до 0,25 см3/100 г металла (табл. 2). В этой таблице и по мере упоминания в дальнейшем слитки идентифицированы диа-

метром кристаллизатора, не учитывая их усадку при кристаллизации.

Для уточнения температуры гомогенизации отлитых слитков на литом образце для проведения экспресс-анализа химического состава первой отлитой плавки определили температуру фазовых превращений методом дифферен-

Таблица 2

Содержание водорода и величина

дендритной ячейки в отлитых слитках

Но- Диаметр Содержание водо- Средняя хорда дендритной ячейки d, мкм

мер слитка крис-талли-затора, мм рода, см3/100г металла край* 1/2 радиуса центр

1 145 0,19 43 38 26

2 164 0,17 52 60 30

3 178 0,24 54 45 40

4 240 0,25 60 70 70

* На расстоянии 10 мм от поверхности

мкВ

- 15

10

- 5

350

400

450

500

550 Т, °С

Рис. 2. Кривая ДСК образца литого сплава в высокотемпературной области

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

-Ф-

ш

i ...

Vj',' \

• • .. л

Г  , /

л,

f

--Т '

Сф *

циальнои сканирующем калориметрии (ДСК). Анализ проводили в калориметре 0Э0111 при нагреве в интервале температур от 20 до 600 °С*. Масса образца около 0,5 г, скорость нагрева 5 °С/мин.

Из полученной кривой ДСК образца литого сплава следует, что в литом состоянии наблюдается один эндотермический эффект при плавлении эвтектики с началом плавления при температуре 482 °С (рис. 2). Для растворения этой эвтектики без ее плавления температура нагрева слитка при гомогенизации не должна превышать 480 °С. В связи с этим температуру гомогенизации слитков установили в пределах от 450 до 460 °С с продолжительностью выдержки от 10 до 15 ч в зависимости от диаметра слитка.

Макроструктура всех фрезерованных темплетов из полученных слитков, выявленная травлением в 20 %-м водном растворе МаОН продолжительностью 40 мин с последующим осветлением в азотной кислоте, характеризуется однородным мелкозернистым строением и отсутствием видимых дефектов структуры.

Для выявления микроструктуры шлифы из разных по диаметру слитков зон травили в 0,5 %-м водном растворе плавиковой кислоты. Микроструктура слитков 1, 3 и 4 (см. табл. 1) на 1/2 радиуса после гомогенизации при 455 °С показана на рис. 3. В структуре слитков наблюдается два вида избыточных фаз, расположенных по границам бывших дендритных ячеек - это часто встречаемые темные включения и более редко расположенные светлые включения.

— ы.

1

/ • > . i

. л .

'W-o't'

ч т • И '

. / v щ

' . » i . ; л

900 800 700 600 500 400 300 200

00 0

Zn

Zn

AlZnCuMg

Cu

5 6 keV г

7 8 9 10

Рис. 3. Микроструктура

Определение величины средней хорды d внутризеренных дендритных ячеек, видимых в структуре гомогенизированных слитков благодаря нерастворившимся включениям избыточных фаз, показывает ее увеличение в центральных объемах от 26 мкм в слитке диаметром 145 мм до 70 мкм в слитке диаметром 240 мм (см. табл. 2).

На рис. 3, г представлены результаты анализа состава частиц темной фазы в гомогенизированном слитке диаметром 240 мм методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на сканирующем электронном микроскопе КУКУ-2800В со спектрометром МОЯДМ*. Темные включения, видимые на травленом шлифе, являются Т-фазой (Д17п0иМд) эвтектического происхождения, количество которой

! Анализ проведён Н.П. Космачевой.

! Анализ проведён Т.А. Мухиной.

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

486 1

Эндо / .

449 /

481 514 345 499 514

350 400

450 а

при гомогенизации уменьшается.

Светлые включения являются нерастворимой фазой на основе соединения алюминия с железом и другими элементами. Мелкие выделения, относительно равномерно распределенные в твердом растворе по сечению дендритной ячейки, образуются, как известно, при распаде твердого раствора основных легирующих компонентов цинка, магния и меди в алюминии во время медленного охлаждения слитка с температуры гомогенизации.

Кривые ДСК для гомогенизированных слитков диаметром 178 и 240 мм практически идентичны и представлены на рис. 4. Сохранение эндотермического эффекта плавления легкоплавкой эвтектики в интервале температуры 480-500 °С свидетельствует о неполном растворении эвтектики при гомогенизации слитков по использованному режиму и о близости составов легкоплавкой составляющей в литом и в гомогенизированном состояниях.

Основным отличием кривых ДСК литого и гомогенизированного металла, является характерное изменение вида кривых перед пиком термического эффекта плавления эвтектики в области температуры 440-480 °С. У литого сплава перед этим эффектом наблюдается плавный подъем кривой, переходящий в пик плавления эвтектики (см. рис. 2). Этот подъем обусловлен эндотермическим эффектом частичного растворения в твердом растворе неравновесной фазы, входящей в состав эвтектики, перед началом ее плавления. У гомогенизированного сплава перед плавлением эвтектики на-

F, мкВ

F, мкВ

15

10

453

1-Г

487

481501 514

_1_I—

15

10

500

550 Т, °С

400 450 500 550

i i i 488

Эндо -

537

—482 514

500

Т, °С F, мкВ

15

10

350 400 450 500 550 Т, °С

Рис. 4. Кривые ДСК образцов из гомогенизированного (460 °С, 12 ч) слитка диаметром 178 (а) и240мм (б) на 1/2 радиуса по диаметру слитка; микроструктура (в, *400) и кривая ДСК (г) образца гомогенизированного слитка диаметром 178 мм в ликвационной области

блюдается снижение кривой с образованием широкого максимума с вершиной около 450 °С. Этот максимум обусловлен, вероятно, полным растворением в твердом растворе частиц, выделившихся из него при охлаждении слитка с температуры гомогенизации.

Отсутствие плавного подъема кривой перед эндотермическим пиком плавления эвтектики свидетельствует, что при гомогени-

5

5

5

г

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

зации произошло растворение избыточного количества фазы, входящей в состав легкоплавкой эвтектики .

В периферийной ликвационной области слитка наблюдаются те же термические эффекты, что и в центральном объеме слитка. Это свидетельствует об отсутствии в данной области выделений других эвтектик (см. рис. 4, в, г).

Для установления оптимального температурного интервала горячего деформирования слитков из темплетов гомогенизированных слитков диаметром 178 и 240 мм были взяты заготовки под поперечные разрывные образцы с диаметром рабочей части 5 мм

Таблица 3

Механические свойства слитков в гомогенизированном состоянии при комнатной температуре

Диаметр слитка, мм Область слитка по диаметру МПа ст0,2> МПа 8, % V, %

178 Периферия 257 173 3,6 8,9

1/2 радиуса 274 188 4,8 16,5

Центр 263 193 4,0 10,5

240 Периферия 230 170 4,8 7,8

1/2 радиуса 207 162 2,8 7,8

Центр 211 160 2,8 7,5

60

40

20

40

20

ь -«. Í —. KJ i: ^ ч г- -

[ j — « » )

к

г--. 1

350 375 400 425

Температура испытаний, °С

450

Рис. 5. Влияние температуры испытания на прочностные характеристики слитков диаметром 178

(ГОСТ 9651-84, тип I, № 1) для испытания при повышенных температурах. Заготовки располагали по всей плоскости темплета от одной поверхности слитка к другой.

Поскольку структура по сечению слитков несколько различается , при каждой темпера -туре испытывали три образца, выбранные из разных зон по сечению слитка - периферийной, промежуточной и центральной. Испытания проводили при температурах 20, 350, 375, 400, 425, 450 °С с определением механических свойств: ств, ст0,2, 8, у.

Результаты испытаний всех образцов при комнатной температуре приведены в табл. 3. Видно, что при комнатной температуре слиток 3 диаметром 178 мм имеет более высокие механические свойства, чем слиток 4 диаметром 240 мм. Однако при повышении температуры испытаний свойства обоих слитков сближаются (рис. 5). Это показывает, что деформирование целесообразно проводить при температуре около 400 °С, когда сплав имеет достаточно низкое сопротивление деформации и высокую пластичность (8 > 100 %).

Исследование структуры и свойств прессованной полосы сечением 20 s 55 мм из слитка диаметром 178 мм

Для изготовления полос заготовки диаметром 160 мм прессовали на горизонтальном прессе при температуре слитков 400-410 °С и контейнера 410-420 °С с вытяжкой 18,2 при скорости истечения металла 0,3-0,5 м/мин.

Для уточнения температуры нагрева горяче-прессованной полосы под закалку определили температуры фазовых превращений. Полученная кривая ДСК приведена на рис. 6. По сравнению с кривой ДСК для гомогенизированного состояния наблюдается уменьшение величины пика эндотермического эффекта плавления эвтектики, но температурная область его существования не изменяется. С учетом полученных результатов приняли температуру нагрева полосы под закалку 470 ± 5 °С. Эта температура достаточно близка к температуре солидуса сплава, но позволяет избежать пережога полуфабриката.

Закалку полос провели в вертикальной закалочной печи в воде комнатной температуры

"Ф

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

мкВ

1 1 1 III 487

^ Эндо / -

447 /526

481

498

15

10

350 400 450

500

550 600 Т, °С

Рис. 6. Кривая ДСК в высокотемпературной области образца из торячепрессованной полосы сечением 20 х 55 мм

после нагрева продолжительностью 50 мин. Через 1,5 ч после закалки в свежезакаленном состоянии полосы правили растяжением с остаточной деформацией 0,8-1,0 %. Для сравнения одну полосу правке не подвергали.

Для изучения кинетики старения правленой и неправленой полос по три продольные заготовки от каждой полосы (одна центральная и две боковые) через 1 сутки после закалки подвергали искусственному старению при температуре 120, 140 и 160 °С продолжительностью до 48 ч. После изготовления образцов по ГОСТ 1497-84, тип III, № 7 их испытали на растяжение с определением ств, ст0,2> 8, у. Результаты испытаний долевых образцов из середины по ширине на максимуме упрочнения приведены в табл. 4 в сравнении со свойствами в естественно состаренном состоянии через 8 суток после закалки. Образцы, расположенные ближе к боковым кромкам полос, имеют на 10-20 МПа более высокие прочностные характеристики при аналогичных показателях пластичности.

Сравнение свойств показывает, что правка растяжением с величиной остаточной де-

Таблица 4

Механические свойства полосы сечением 20 х 55 мм в продольном направлении в середине по ширине на максимуме упрочнения после старения при разной температуре

Нали- Тем-

чие правки растя- пера-тура старе- Время старения, ч МПа ^0,2' МПа 8, % у, %

жением ния, °С

Нет 20 8 суток 590 430 13,5 20,0

120 24 670 640 11,0 17,0

140 18 670 660 9,5 24,0

160 4 660 640 11,0 24,5

Есть 20 8 суток 660 450 13,0 14,5

120 24 690 660 10,5 16,0

140 14 670 660 11,0 21,0

160 4 650 640 11,0 26,0

Таблица 5

Механические свойства полосы сечением 20 х 55 мм после старения по режиму 120 °С, 24 ч

Ориентация образцов Номер образца МПа МПа 8, % у, % KCU, Дж/см2

По 1 710 668 8,4 17,5 23

длине 2 686 673 8,4 21,0 19

3 691 675 8,8 21,0 23

Среднее 696 672 8,5 19,8 22

По ширине 4 5 6 Среднее 617 630 625 624 586 592 571 583 8.4 4,0 4,0 5.5 19,0 8,6 8,6 12,0 6 4 5 5

формации около 1,0% слабо влияет на механические свойства после искусственного старения, однако после естественного старения прочность существенно повышается. При старении 120 °С, 24 ч прочность правленой полосы несколько выше, чем после старения по другим режимам, поэтому в дальнейшем использовали этот режим старения.

После старения отпрессованных полос по выбранному режиму определили механические

5

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

Рис. 7. Микроструктура прессованной полосы сечением20 * 55мм в состоянии Т1 в продольной по толщине плоскости (а, в) и в поперечной плоскости (б, т) вблизи поверхности полосы (а, б) и в середине по толщине (в, т), *250; травление смесью кислот

F, мкВ

I Эндо

15

10

461

187

.208

483

523

147

292

496

229

247

50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550

Т, °С

Рис. 8. Кривая ДСК образца из термически обработанной на состояние Т1 правленой полосы сечением 20 s 55 мм

свойства на растяжение при комнатной температуре (три продольных и три поперечных разрывных образца по ГОСТ 1497-84, тип III, № 7) и ударную вязкость (три продольных и три поперечных образца по ГОСТ 9454-78 при ориентировке надреза по толщине полосы).

Результаты механических испытаний на растяжение и удар представлены в табл. 5. Механические свойства на растяжение соответствуют свойствам, полученным ранее при старении образцов и приведенным в табл. 4.

Экспериментальное определение плотности полосы методом гидростатического взвешивания показывает среднее значение 2,80 г/см3*, что совпадает с расчетным значением d = 2,81 г/см3, полученным по уравнению (1).

Для выявления микроструктуры продольные и поперечные шлифы из центрального объема по ширине полосы травили в смеси кислот (реактив Келлера). Полученная структура у поверхности полосы и в середине по толщине представлена на рис. 7. Основной объем полосы состоит из волокнистых зерен, сильно вытянутых в направлении прессования и несколько вытянутых в поперечном направлении, с неправильной формой поперечного сечения. Такая структура характерна для нерекристаллизо-ванного состояния. У поверхности полосы находится слой толщиной около 2 мм, в котором структура формируется из сильно травящихся волокон с развитым внутренним субзерен-ным строением, разделенных тонкими светлыми волокнами без видимой внутренней субструктуры. После искусственного старения (Т1) границы выявляемых волокон и суб-

" Определение плотности проведено Н.П. Космачёвой.

5

"Ф

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

зерен декорированы продуктами распада твердого раствора.

Кривая ДСК полосы в состоянии Т1 (рис. 8) показывает уменьшение величины эндотермического эффекта, связанного с плавлением избыточной Т-фазы, а также выявляет происходящие низкотемпературные превращения в твердом состоянии. При нагреве в области температуры 150-210 °С растворяются упрочняющие выделения, которые образовались ранее при температуре старения 120 °С. Это свидетельствует о нецелесообразности использования сплава 1981 как жаропрочного материала для длительной работы при температуре выше 100 °С.

Экзотермические эффекты в области температуры 220-250 °С обусловлены происходящим высокотемпературным распадом твердого раствора основных легирующих компонентов в алюминии. При дальнейшем нагреве эти выделения растворяются, образуя широкий пологий эндотермический эффект с максимумом около 460 °С, подобный наблюдаемому эффекту в гомогенизированном слитке

(см. рис. 4). На эксплуатационное поведение сплава эти эффекты не влияют.

Заключение

Прессованные полосы из сплава 1981 на основе системы Д!-7п-Мд-0и имеют плотность 2,80 г/см3 и высокие механические свойства в продольном и поперечном направлениях. В термически обработанном состоянии Т1 полосы толщиной 20 мм из данного сплава имеют следующие минимальные механические свойства: в продольном направлении ств = 686 МПа, ст0,2 = 668 МПа, 8 = 8,4 %; в поперечном - ств = = 617 МПа, ст02 = 571 МПа, 8 = 4%. Полученные характеристики существенно превышают гарантируемые свойства сплава 1973Т1 при меньшей плотности материала .

На сплав пониженной плотности указанного выше состава получен патент РФ [10].

В дальнейшем необходимо изучение структуры и свойств полуфабрикатов из сплава 1981 большего поперечного сечения.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Промышленные алюминиевые сплавы: справ. / Алиева С.Г., Альтман М.Б., Амбарцумян С.М. и др. 2-е изд. - М.: Металлургия, 1984. - 528 с.

2. Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов: справ. / Арчакова З.Н., Балахон-цев Г.А., Басова И.Г. и др. 2-е изд. - М.: Металлургия, 1984. - 408 с.

3. Справочник по алюминиевым сплавам / Под ред. Елагина В.И. - М.: ВИЛС, 1978. - 132 с.

4. Телешов В.В. О влиянии состава на плотность деформируемых алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2013. № 3. С. 47-50.

5. Захаров В.В., Елагин В.И., Ростова Т.Д., Самарина М.В. Пути развития и совершенствования высокопрочных сплавов системы Д!-2п-Мд-0и // Технология легких сплавов. 2008. № 4. С. 7-14.

6. Захаров В.В., Елагин В.И., Ростова Т.Д., Филатов Ю.А. Металловедческие принципы леги-

рования алюминиевых сплавов скандием // Технология легких сплавов. 2010. № 1. С. 67-73.

7. Захаров В.В. Легирование алюминиевых сплавов переходными металлами // Технология легких сплавов. 2011. № 1. С. 22-28.

8. Захаров В.В. Структурное упрочнение алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2011. № 4. С. 18-24.

9. Захаров В.В., Ростова Т.Д., Фисенко И.А. Влияние малых добавок скандия на структуру и свойства сплава на основе системы Д!-2п-Мд // Технология легких сплавов. 1991. Июнь. С. 5-10.

10. Пат. 2514748 РФ. Высокопрочный деформируемый сплав на основе алюминия системы Д!-2п-Мд-Си пониженной плотности и изделие, выполненное из него / Захаров В.В., Телешов В.В., Го-ловлева А.П. Заявитель и патентообладатель ОАО «ВИЛС», заявлено 29.03.2013; опубликовано 10.05.2014. Бюл. № 13.