CC BY
51
УДК 669.715:669.793
DOI: 10.24412/0321-4664-2021-4-31-37
ЭКОНОМНОЛЕГИРОВАННЫЕ СКАНДИЕМ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Валерий Владимирович Захаров, докт. техн. наук, Юрий Аркадьевич Филатов, докт. техн. наук
Всероссийский институт легких сплавов, Москва, Россия, info@oaovils.ru
Аннотация. В статье обсуждаются пути развития экономнолегированных скандием сплавов на основе системы Al-Mg-Sc. Основной принцип создания экономнолегированных скандием сплавов Al-Mg-Sc заключается во введении скандия вместе с цирконием в равных количествах, которое составляет 0,11-0,15 %. Увеличение содержания циркония свыше этого количества приводит к появлению нежелательных первичных интерметаллидов Al3Zr. С целью дальнейшего снижения содержания скандия рекомендуется вводить сотые доли процента добавок переходных и редкоземельных металлов, имеющих заметную растворимость в фазе Al3Sc и замещающих часть скандия. Для выбора этих металлов и их количества необходимо проведение соответствующих экспериментов. Приведены фактические свойства экономнолегированного скандием сплава Al-Mg-Mn-Sc-Zr 01570-1 c равным содержанием скандия и циркония.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, скандий, экономное легирование, пути развития
Aluminum Alloys Sparingly Alloyed with Scandium. Dr. of Sci. (Eng.) Valeriy V. Zakharov, Dr. of Sci. (Eng.) Yuri A. Filatov
All-Russian Institute of Light Alloys, Moscow, Russia, info@oaovils.ru
Abstract. The development paths of Al-Mg-Sc alloys sparingly alloyed with scandium are described in the article. The main principle of the development of Al-Mg-Sc alloys sparingly alloyed with scandium is to introduce scandium together with zirconium in equal amounts (0.11-0.15 %). An increase in the zirconium content above this amount leads to the formation of undesirable primary intermetallic compounds (Al3Zr). To provide the further reduction of the scandium content, it is recommended to add hundredths of a percent of transition and rare-earth metals, which have a noticeable solubility in the Al3Sc phase and replace a part of the scandium. It is necessary to carry out appropriate experiments to select such metals and their amount. The actual properties of the Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy 01570-1 sparingly alloyed with equal contents of scandium and zirconium are given.
Key words: aluminum alloys, scandium, sparingly alloyed, development paths
Введение
Современное направление развития сплавов на основе системы А!-Мд-Бс - это уменьшение содержания в них скандия с целью снижения стоимости при сохранении по мере возможности уровня прочностных характеристик.
Оно отчетливо просматривается и в научных публикациях, и в практической деятельности специалистов. Создаются экономнолегирован-ные скандием алюминиевые сплавы, разрабатываются промышленные технологии производства деформированных полуфабрикатов
из этих сплавов, а готовые полуфабрикаты опробуются в конкретных изделиях. Экономно-легированные скандием алюминиевые сплавы - это сплавы с пониженным до уровня 0,050,15 % содержанием скандия. Для сохранения прочности дорогой скандий заменяют на более дешевые компоненты в виде переходных и редкоземельных металлов. Основной вопрос (проблема), который возникает при этом - это обоснованный выбор компонентов, способных полноценно заменить скандий без потери прочности и других достоинств «классических» сплавов типа 01570 с 0,17-0,27 % Бе.
Первый экономнолегированный скандием сплав с содержанием 0,12-0,20 % Бе был создан в ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», он известен под маркой 1575-1. Пониженное количество скандия скомпенсировано повышением содержания до 0,20 % 2г, до 0,85 % Мп, до 0,25 % Сг. Другой промышленный эконом-нолегированный скандием сплав под маркой 1580 был разработан компанией РУСАЛ. Содержание скандия в сплаве 1580 существенно снижено (до 0,05-0,14 %). С целью компенсации потери прочности введены вышеупомянутые добавки: до 0,18 % 2г, до 0,8 % Мп, до 0,18 % Сг и до 0,15 % И. Выбор добавок и определение их содержания в обоих случаях были сделаны, по всей вероятности, на основе накопленного опыта работы с промышленными сплавами системы А1-Мд марок АМг5, АМг6, АМг61. Добавки марганца, хрома, титана упрочняют сплав, входя при кристаллизации расплава в твердый раствор и образуя затем дисперсные вторичные выделения алюминидов этих металлов, не взаимодействуя со скандием. Цирконий также входит при кристаллизации в твердый раствор и при последующих нагревах выделяется совместно со скандием в виде дисперсных интерме-таллидов А13(Бе1-х, 2гх). Эти интерметаллиды сохраняют уникальные упрочняющие и анти-рекристаллизационные свойства частиц фазы А13Бе. Атомы циркония замещают атомы скандия в упрочняющей фазе А13Бе. При этом не происходит потери положительных свойств сплава, прежде всего, прочностных свойств, а, напротив, сплав становится более термостабильным и допускает более длительные и более высокотемпературные нагревы.
В первый промышленный легированный скандием алюминиевый сплав 01570, созданный в конце 70-х гг. прошлого века совместно ВИЛСом, ИМЕТом и ЦНИИ КМ «Прометей» (авт. свид. 704266 СССР, 1979), скандий был введен вместе с цирконием, что стабилизировало свойства сплава и уменьшило их разброс.
Впервые способность циркония растворяться в фазе А13Бе была открыта в 1985 г. [1]. Это открытие послужило научной основой, обоснованием целесообразности и необходимости введения скандия в промышленные сплавы вместе с цирконием. Введение скандия вместе с цирконием является одним из основных металловедческих принципов легирования при создании промышленных скандийсодержащих алюминиевых сплавов [2]. При разработке первых содержащих добавки скандия сплавов типа 01570 (начало 80-х гг. прошлого столетия) оптимальным содержанием скандия и циркония (установленным экспериментальным путем) было принято 0,23 % Бе и 0,10 % 2г (соотношение Бе/2г 2:1). Увеличение содержания скандия более 0,23 % приводит к еще большему неоправданному удорожанию сплава при затухающем приросте прочности, а введение циркония свыше 0,10-0,11 % повышает риск образования первичных интерметаллидов, в особенности при литье слитков крупных размеров.
Авторы сплава 1580 изменили это соотношение, уменьшив содержание скандия и увеличив содержание циркония. В сплаве 1580 среднее содержание скандия составляет 0,1 %, а циркония 0,12 %. Имеется риск образования интерметаллидов при литье слитков, в особенности слитков крупного размера. Образование интерметаллидов А!3(БеДг) - весьма вредное явление, поскольку их присутствие не только отрицательно сказывается на механических свойствах (пластичности) слитков и готовых полуфабрикатов, но и уменьшает концентрацию скандия и циркония в твердом растворе, что снижает прочностные свойства готовых полуфабрикатов. По данным [3], при промышленном литье крупных слитков сплава 01570 на образование первичных интерметаллидов может уйти до 50 % введенных в сплав скандия и циркония.
Сплав 1580, содержащий в среднем в 2 раза меньше скандия, чем сплав 01570, намного
дешевле сплава 01570, однако он уступает сплаву 01570 по прочностным свойствам. Например, предел текучести отожженных горячекатаных плит из сплава 1580 примерно на 20 % ниже, чем у таких же плит из сплава 01570 [4]. На поковках эта разница будет, видимо, не меньше, но, если для плит возможна нагартов-ка, позволяющая упрочнить их, то для поковок такой возможности нет. Для полуфабрикатов, предназначенных для изделий космической техники, это обстоятельство является важным.
В статье рассмотрены пути развития эко-номнолегированных скандием сплавов на основе системы А!-Мд-Бс с точки зрения возможности снижения содержания в них скандия до уровня 0,1-0,15 % при сохранении механических свойств на уровне, гарантируемом техническими условиями на полуфабрикаты из сплава 01570.
Пути развития экономнолегированных скандием сплавов на основе системы А!-Мд-Эс
Правильный выбор соотношения содержаний скандия и циркония в сплаве имеет большое значение. Эксперименты, проведенные авторами с сотрудниками еще в 80-х гг., показывают, что оптимальным соотношением для упомянутых компонентов является 1:1. При таком соотношении максимальное количество этих элементов фиксируется при литье слитков в процессе неравновесной кристаллизации в твердом растворе и минимальное - выделяется в виде первичных интерметаллидов [5].
Эта закономерность наиболее сильно проявляется при высоких скоростях кристаллизации, свойственных гранульной технологии, аддитивному производству, непрерывному литью слитков малого диаметра. С уменьшением скорости охлаждения в интервале температур кристаллизации эффект максимальной совместной неравновесной растворимости двух переходных или редкоземельных металлов при их соотношении 1:1 уменьшается. К настоящему времени, к сожалению, нет прямых экспериментальных данных, подтверждающих сохранение этого эффекта при литье крупных слитков - круглых диаметром 600-800 мм и плоских толщиной 400-600 мм, скорость ох-
лаждения при кристаллизации которых составляет несколько градусов в секунду. Однако утверждать, что обсуждаемый эффект при этом совсем исчезает, нет никаких оснований.
Эффект максимальной совместной неравновесной растворимости двух легирующих элементов при их соотношении 1:1 является частным случаем эффекта группового легирования, открытого В.И. Елагиным. Этот эффект был выявлен и исследован при кристаллизации гранул (скорость охлаждения при кристаллизации 103-104 °С/с). Он заключается в заметном увеличении фиксируемой при кристаллизации концентрации твердого раствора при групповом легировании переходными металлами по сравнению с двойными сплавами. Этот эффект проявляется в условиях быстрой кристаллизации. Причиной роста концентрации твердого раствора при групповом легировании является увеличение переохлаждения расплава перед кристаллизацией и, как следствие, рост скорости охлаждения в интервале кристаллизации при неизменном теплоотво-де. Прямым доказательством роста скорости охлаждения при кристаллизации при групповом легировании является сильное измельчение дендритной структуры.
Эффект группового легирования и частный случай этого явления - максимальное насыщение твердого раствора при кристаллизации тройных сплавов А!-Бс-2г при соотношении Бс к 2г как 1:1 - может быть перенесен на слитковую технологию при условии, если темп кристаллизации (прирост кристаллов твердой фазы при понижении температуры расплава) не велик [6]. При легировании алюминиевых сплавов скандием и цирконием в количестве порядка одной десятой процента темп кристаллизации не может быть большим. Поэтому есть основания ожидать, что в условиях слитковой технологии, в том числе при литье крупных слитков, эффект группового легирования сохранится, и при содержании скандия и циркония в равных количествах вероятность появления первичных интерметаллидов А!3(Бс, 2г) уменьшится, а концентрация этих элементов в твердом растворе, соответствен-но,увеличится.
Таким образом, первый и основной принцип легирования алюминиевых сплавов скан-
дием, заключающийся в целесообразности (скорее в необходимости) введения скандия вместе с цирконием, применительно к эко-номнолегированным скандием сплавам сохраняется, усиливается и уточняется: в эко-номнолегированные сплавы скандий целесообразно вводить вместе с цирконием в равных количествах. В этом случае эти два элемента являются равноценными компонентами, обеспечивая непосредственное дисперсионное и опосредованное структурное упрочнение вторичными частицами Д!3(8с1_х, ггх).
Авторами вместе с сотрудниками была проверена идея создания экономнолегированно-го скандием сплава Д!-Мд-Бс-гг типа 01570 с равным содержанием скандия и циркония. Методом непрерывного литья были отлиты слитки диаметром 134 мм из двух сплавов с 6 % Мд, отличающихся содержанием скандия и циркония. Сплав 1 содержал 0,30 % Бс и 0,10 % гг, а сплав 2 - 0,16 % Бс и 0,15 % гг [7]. Отлитые слитки подвергали различным режимам гомогенизации и прессовали при температуре 400 °С на полосу сечением 3 х 100 мм. В табл. 1 пред-
ставлены механические свойства прессованных полос в продольном направлении.
Из табл. 1 видно, что свойства прессованных полос из сплава 1 с 0,30 % Бс и сплава 2 с 0,16 % Бс близки. Сплав 2 с меньшим в 2 раза содержанием скандия, но с соотношением содержаний скандия к цирконию 1:1 имеет такие же механические свойства, как и сплав 1. С повышением температуры гомогенизации слитков прочностные свойства прессованных полос из обоих сплавов снижаются, но из сплава 2 в меньшей степени из-за меньшей скорости укрупнения вторичных частиц Д!3(Бс, гг). Ориентируясь на данные [7], авторы с сотрудниками исследовали экспериментальный эко-номнолегированный скандием сплав Д!-Мд-Мп-Бс-гг типа 01570, содержащий 6 % Мд, 0,4 % Мп, 0,15 % Бс и 0,15 % гг, которому дали условную марку 01570-1 [8].
В металлические изложницы отлили слитки - круглый диаметром 50 мм и плоский размером 16 х 160 х 200 мм сплава 01570-1. Исследование литого металла проводили на круглом слитке. Слиток имел мелкозернистую структуру, средний размер зерна 89 мкм, объемная доля избыточных фаз небольшая. Исследования на предмет установления факта фиксации твердого раствора скандия и циркония в алюминии при литье слитка и на предмет его распада при последующих нагревах, а также определения эффекта упрочнения слитка продуктами распада этого раствора проводили путем измерения твердости НВ поперечных макротемплетов, отрезанных от слитка. Твердость темплетов измеряли в литом состоянии и после нагревов при 350, 400 и 450 °С в течение 1, 3 и 5 ч. Результаты определения твердости НВ приведены в табл. 2. Видно, что максимальный упрочняющий эффект (прирост НВ) заметен и составляет 21,8 ед. НВ или 31,5 % и наблюдается после нагрева слитка при 400 °С в течение 5 ч, исходя из чего плоский слиток гомогенизировали по режиму 400 °С, 5 ч.
Механически обработанную гомогенизированную плоскую заготовку из сплава 01570-1 прокатывали при 375 °С до толщины 6 мм, затем при 150 °С с 6 мм до 2,8 мм. Листы толщиной 2,8 мм отжигали при 320 °С, 1 ч. Отожженные листы имеют нерекристаллизованную зе-
Таблица 1 Механические свойства прессованных полос 3 х 100 мм в отожженном состоянии из сплавов 1 и 2 в зависимости от режима гомогенизации слитков. Средние значения из пяти испытаний
Режим гомогенизации Сплав Ств, МПа МПа 8, %
Без гомогенизации 1 2 44 ОТ 00 33 со со 65 см см 16,8 17,7
300 °С, 10 ч 1 2 400 389 264 259 16,0 15,4
350 °С, 10 ч 1 2 404 391 98 со ю 22 15,4 15,8
375 °С, 10 ч 1 2 408 397 274 269 16.5 15.6
400 °С, 10 ч 1 2 403 394 274 270 17,7 14,9
450 °С, 10 ч 1 2 33 со со 68 ю со 22 16,3 16,6
500 °С, 10 ч 1 2 366 376 58 см со 22 16,9 19,2
Таблица 2
Влияние отжигов на твердость слитка
сплава 01570-1, средние значения
Режим отжига Твердость НВ, ед.
Без отжига 69,3
350 °С, 1 ч 88,1
350 °С, 3 ч 85,5
350 °С, 5 ч 89,7
400 °С,1 ч 88,4
400 °С, 3 ч 87,1
400 °С, 5 ч 91,1
450 °С, 1 ч 89,0
450 °С, 3 ч 87,0
450 °С, 5 ч 90,0
ренную структуру, вытянутую в направлении прокатки. Механические свойства отожженных листов из сплава 01570-1: временное сопротивление 421 МПа, предел текучести 295 МПа и относительное удлинение 17 %. Это соответствует требованиям ТУ ВИЛСа на отожженные листы толщиной 2,8 мм из сплава 01570 (временное сопротивление больше 382 МПа, предел текучести больше 265 МПа, относительное удлинение больше 13 %). Согласно [9] сплав 01570-1 содержит, %: Мд (5,3-6,3), Мп (0,3-0,6), Бс (0,11-0,16), гг (0,11-0,16), Т (0,01-0,03), Fe (0,06-0,18), Ве (0,0001-0,005), А! и неизбежные примеси - остальное, в том числе Б1 не более 0,1; гп не более 0,06; Си не более 0,06 при их суммарном содержании не более 0,18; при этом отношение содержания циркония к содержанию скандия составляет от 0,9 до 1,1, а отношение содержания железа к содержанию кремния равно или больше единицы.
Судя по составу сплава, структуре слитка и изготовленного из него листа, а также наблюдениям при прокатке слитка, сплав 01570-1 должен обладать высокой технологичностью в металлургическом производстве и высокими характеристиками статической и циклической трещиностойкости. Основанием для такого предположения служит малая объемная доля
избыточных фаз и жесткие ограничения содержания И, Fe и Б1.
Представляется целесообразным изготовить в промышленных условиях и исследовать типичные для изделий космической отрасли виды деформированных полуфабрикатов из сплава 01570-1 и в случае положительных результатов провести паспортизацию сплава с целью его дальнейшего применения в новых изделиях космической отрасли там, где применение сплавов 01570 и 1570С, содержащих от 0,17 до 0,28 % Бс, нерационально из-за их дороговизны, а применение полуфабрикатов из дешевого сплава 1580 невозможно из-за их недостаточно высокой прочности или недостаточно высокой технологичности. Среднее содержание основных легирующих компонентов в сплаве 01570-1 в промышленных плавках должно, по мнению авторов настоящей статьи, составлять, %: 5,8 Мд-0,45 Мп-0,13 Бс-0,13 гг.
Упрочняющее действие частиц А!3(Бс1-хДгх) можно усилить, вводя в сплав добавки металлов, обладающих, как и цирконий, растворимостью в фазе А!3Бс. К таким металлам относятся Ж, И, Мо, Ег, Yb, Бт, Но и другие переходные и редкоземельные металлы. Целесообразно использовать металлы, имеющие заметную растворимость в фазе А!3Бс (точнее в А!3(Бс1-х, ггх)) и, следовательно, способные заменить большее количество скандия. Растворяясь в фазе А!3Бс, они увеличивают объемную долю, количество дисперсных частиц сложной фазы с растворенными в ней элементами. Эти частицы, как известно, обладают самым эффективным упрочняющим действием по сравнению со всеми известными упрочняющими фазами в алюминиевых сплавах. Упрочнение сплавов А!-Бс-гг с помощью таких добавок, увеличивающих количество дисперсных частиц фазы А!3Бс с растворенными элементами, предпочтительно из-за их большей эффективности по сравнению с легированием марганцем или хромом.
Информация о растворимости переходных и редкоземельных металлов в фазе А!3Бс ограничена. Достаточно надежно установлена большая растворимость (почти до 50 %) циркония и гафния. Растворимость И, V, Мо, Но, Ег и других металлов заметно меньше. Какова будет суммарная совместная растворимость различных
сочетаний металлов в фазе Д!3Бс, пока не известно. Задача заключается в том, чтобы найти сочетание и содержание добавок переходных и редкоземельных металлов, обладающих максимальной суммарной растворимостью и способных заменить как можно большее количество скандия. Для целенаправленного легирования сплавов Д!-Мд-Бс-гг небольшими добавками переходных и редкоземельных металлов должны быть проведены академические исследования влияния этих добавок на свойства фазы Д!3Бс и прежде всего определена их растворимость в этой фазе, а также мисфит (несоответствие кристаллических решеток образующегося интерметаллида и алюминиевой матрицы).
Уникальные свойства фазы Д!3Бс обусловлены ее кристаллической решеткой, параметры которой почти полностью соответствуют параметрам решетки алюминия. Величина мисфита составляет 1,26 %. Добавки переходных и редкоземельных металлов, растворяясь в фазе Д!3Бс, путем замещения атомов скандия меняют параметры решетки фазы и, как следствие, меняется величина мисфита. Целенаправленно меняя величину мисфита, можно попытаться повысить теплопрочные свойства сплавов Д!-Мд, которые, как известно, не относятся к теплопрочным сплавам и быстро теряют прочностные свойства с повышением температуры, в особенности сплавы в структурно упрочненном состоянии. Увеличение мисфита приводит при росте когерентных частиц к появлению большого числа дислокаций несоответствия при достижении частицами критического размера и потере
когерентности. Образование большого числа дислокаций несоответствия заметно повышает теплопрочные свойства сплава, в том числе сопротивление ползучести [10].
Принципиальная возможность дальнейшего снижения содержания скандия в сплавах Д!-Мд с 0,11-0,15 % Бс на несколько сотых процента путем замены скандия редкоземельными металлами рассмотрена в [11]. Основное требование к этим металлам - это растворимость в фазе Д!3Бс. Направление развития экономнолегированных скандием сплавов Д!-Мд достаточно подробно изложено в [11], где в качестве заменителя части скандия в сплавах типа 01570 рассматривается иттербий (УЬ), возможно, в сочетании с эрбием (Ег).
Заключение
Намечены оптимальные, по мнению авторов, пути развития экономнолегированных скандием алюминиевых сплавов на основе системы Д!-Мд-Бс. Прежде всего, это обязательное введение скандия вместе с цирконием в равных количествах. Предложен состав экономнолегированного скандием сплава Д!-Мд-Мп-Бс-гг с равным содержанием скандия и циркония условной марки 01570-1, предназначенный, как и сплав 01570, для изделий космической отрасли.
С целью дальнейшего снижения содержания скандия в сплавах на основе системы Д!-Мд-Бс целесообразно дополнительное введение в небольших количествах (сотые доли процента) растворимых в фазе Д!3 (Бс, гг) добавок переходных и редкоземельных металлов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Елагин В.И., Захаров В.В., Павленко С.Г., Ростова Т.Д. Влияние добавки циркония на старение сплавов Д!-Бс // Физика металлов и металло-ведение.1985. Т. 60. Вып. 1. С. 97-100.
2. Захаров В.В., Елагин В.И., Ростова Т.Д., Филатов Ю.А. Металловедческие принципы легирования алюминиевых сплавов скандием // Технология легких сплавов. 2010. № 1. С. 67-73.
3. Валуев В.В. Микроструктура крупногабаритных слитков алюминиевого сплава 01570 // Металловедение и термическая обработка металлов. 1998. № 6. С. 15-17.
4. Соседков С.М., Дриц А.М., Арышенский В.Ю., Яшин В.В. Деформационное упрочнение плит из сплавов 1565ч, АМг6, 01570 и 1580 при холодной
прокатке // Технология легких сплавов. 2020. № 1. С. 39-42.
5. Давыдов В.Г., Елагин В.И., Захаров В.В., Ростова Т.Д. О легировании алюминиевых сплавов добавками скандия и циркония // Металловедение и термическая обработка металлов. 1996. № 8. С. 25-30.
6. Добаткин В.И. Совместное воздействие переохлаждения расплава и внешнего теплоотвода на формирование структуры слитков, отливок и гранул // В кн.: Алюминий и технический прогресс. -М.: ВИЛС, 1987. С. 164-171.
7. Захаров В.В., Фисенко И.А. Экономнолегиро-ванный скандием сплав на основе системы Д!-Мд // Технология легких сплавов. 2016. № 1. С. 62-67.
8. Байдин Н.Г., Филатов Ю.А. Структура и механические свойства листов из алюминиевого сплава типа 01570 с пониженным содержанием скандия // Технология легких сплавов. 2016. № 4. С. 12-17.
9. Пат. 2639903 РФ. Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия / Захаров В.В., Байдин Н.Г., Филатов Ю.А., Бочвар С.Г., Доброжинская Р.И. Опубл. 25.12. 2017. Бюл. № 36.
10. Wen S.P., Xing Z.B., Muang H., Li B.L.,Wang W., Nie Z.R. The effect of erbium on the microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Mn-Zr alloy // Materials Science and Engineering A. 2009. 516. 42-49.
11. Филатов Ю.А. Дальнейшее развитие деформируемых алюминиевых сплавов на основе системы Al-Mg-Sc //Технология легких сплавов. 2021. № 2. С. 12-22.
REFERENCES
1. Yelagin V.I., Zakharov V.V., Pavlenko S.G., Ros-tova T.D. Vliyaniye dobavki tsirkoniya na stareniye splavov Al-Sc // Fizika metallov i metallovedeni-ye.1985. T. 60. Vyp. 1. S. 97-100.
2. Zakharov V.V., Yelagin V.I., Rostova T.D., Filatov Yu.A. Metallovedcheskiye printsipy legirovaniya alyuminiyevykh splavov skandiyem // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2010. № 1. S. 67-73.
3. Valuyev V.V. Mikrostruktura krupnogabaritnykh slitkov alyuminiyevogo splava 01570 // Metallovedeniye i ter-micheskaya obrabotka metallov. 1998. № 6. S. 15-17.
4. Sosedkov S.M., Drits A.M., Aryshenskiy V.Yu., Yashin V.V. Deformatsionnoye uprochneniye plit iz splavov 1565ch, AMg6, 01570 i 1580 pri kholodnoy prokatke // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2020. № 1. S. 39-42.
5. Davydov V.G., Yelagin V.I., Zakharov V.V., Rostova T.D. O legirovanii alyuminiyevykh splavov dobavka-mi skandiya i tsirkoniya // Metallovedeniye i termiches-kaya obrabotka metallov. 1996. № 8. S. 25-30.
6. Dobatkin V.I. Sovmestnoye vozdeystviye pe-reokhlazhdeniya rasplava i vneshnego teplootvoda
na formirovaniye struktury slitkov, otlivok i granul // V kn.: Alyuminiy i tekhnicheskiy progress. - M.: VILS, 1987. S. 164-171.
7. Zakharov V.V., Fisenko I.A. Ekonomnolegirovannyy skandiyem splav na osnove sistemy Al-Mg // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2016. № 1. S. 62-67.
8. Baydin N.G., Filatov Yu.A. Struktura i mekhaniches-kiye svoystva listov iz alyuminiyevogo splava tipa 01570 s ponizhennym soderzhaniyem skandiya // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2016. № 4. S. 12-17.
9. Pat. 2639903 RF. Deformiruyemyy termicheski neu-prochnyayemyy splav na osnove alyuminiya / Zakharov V.V., Baydin N.G., Filatov Yu.A., Bochvar S.G., Dobrozhinskaya R.I. Opubl. 25.12. 2017. Byul. № 36.
10. Wen S.P., Xing Z.B., Muang H., Li B.L.,Wang W., Nie Z.R. The effect of erbium on the microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Mn-Zr alloy // Materials Science and Engineering A. 2009. 516. P. 42-49.
11. Filatov Yu.A. Dal'neysheye razvitiye deformiruye-mykh alyuminiyevykh splavov na osnove sistemy Al-Mg-Sc //Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2021. № 2. S. 12-22.
