CC BY
18
УДК 669.715
история развития, фазовый состав и свойства сплавов системы Д!-0и-Ь1*
Н.И. Колобнев, докт. техн. наук (ФГУП «ВИАМ», Москва, e-mail: admin@vian.ru)
Представлен обзор публикаций и некоторые результаты экспериментальных работ по исследованию состава упрочняющих фаз и свойств высокопрочных российских и зарубежных сплавов системы Al-Cu-Li, дополнительно легированных Zn, Ag, Mg, Zr, Sc. Показано, какие фазы могут выделяться в зависимости от содержания основных легирующих элементов Cu и Li - 5' (AI3U), 8' (A^Cu), Т1 (A^CuLi) и S' (A^CuMg). Проведен анализ причин получения пониженных характеристик пластичности и вязкости разрушения алюминий-литиевых сплавов и предложены пути их устранения. В сплавах нового поколения в результате понижения содержания лития, дополнительного легирования цинком, серебром и магнием, применения термомеханической обработки и ступенчатых режимов старения обеспечено повышение вязкости разрушения при сохранении высоких прочностных свойств. Приведены свойства сплавов В-1461, В-1469, 2199 (2099) и 2060 с достаточно высокими характеристиками вязкости разрушения.
Ключевые слова: вязкость разрушения, пониженная пластичность, острая текстура, деформация, анизотропия, алюминий-литиевые сплавы, фазовый состав.
Developmental History, Phase Composition and Properties of Al-Cu-Li Alloys.
N.I. Kolobnev.
Review of published works and some results of experiments undertaken for study of composition of strengthening phases and properties of Russian and foreign high-strength Al-Cu-Li alloys are presented. It is shown that depending on content of main alloying elements (Cu and Li) such phases as 5' (A^Li), 8' (A^Cu), Ti (A^CuLi) and S' (Al2CuMg) can precipitate. Causes of lower plasticity and fracture toughness values determined in Al-Li alloys are analysed and ways for removal of the causes are proposed. An improvement in fracture toughness without sacrificing high strength properties was ensured in new generation alloys due to a reduction in lithium content, additional alloying with zinc, argentum and magnesium, the use of thermomechanical treatment and step-by-step ageing conditions. Properties of B-1461, B-1469, 2199 (2099) and 2060 alloys offering rather high fracture toughness values are shown.
Key words: fracture toughness, lower plasticity, texture, deformation, anisotropy, aluminium-lithium alloys, phase composition.
Развитие высокопрочных сплавов системы А!-Ои-Ы
В последнее время большой интерес проявляется к высокопрочным свариваемым
* Автор выражает благодарность сотрудникам Л.Б. Хохлатовой, Е.Н. Рябовой, М.С. Оглодкову, Е.А. Лу-киной и С.В. Сбитневой за участие в работе по исследованию свойств и структуры отечественных высокопрочных А1-Си-и-сплавов.
алюминий-литиевым сплавам системы А!-Си-Ы для изготовления обшивки и силового набора самолетных конструкций [1-4].
При развитии высокопрочных сплавов системы А!-Си-Ы в разные периоды времени менялись требования к уровню их основных характеристик, которые определялись химическим составом и режимами термической обработки. Первые сплавы отечественный
-Ф-
-Ф-
ВАД23 и американский 2020 (1960-1962 гг.) с содержанием основных компонентов 5,2 % Си и 1,2 % Ы при дополнительном легировании марганцем и кадмием отличались высокими прочностными свойствами (ств = = 580-620 МПа, ст02 = 520-550 МПа), однако плотность сплавов (2,78 г/см3) практически не отличалась от плотности дуралюминов [5, 6]. Упрочнение сплавов обеспечивал однородный распад пересыщенного твердого раствора при старении с выделением фаз 9' (СиА^) и Т| (А^СиЫ). Следует напомнить, что при введении 1 % Ы снижается плотность алюминия на 3 % и повышается модуль упругости на 6 % [5].
При разработке следующего поколения алюминий-литиевых сплавов (1980-1995 гг.) с целью получения высокой весовой эффективности как в России, так и за рубежом, было повышено содержание лития до 1,9-2,6 % и снижено содержание меди до 1,8-3,2 % [5-10].
Российские сплавы 1450, 1451, 1460 и зарубежные 2090, 2091 с пониженной до 2,59-2,63 г/см3 плотностью могут обеспечить снижение веса конструкции на 8-10 % по сравнению с алюминиевыми сплавами типа 1163 и В95 [7-9]. Сплавы с повышенным содержанием лития обладали высокой прочностью (стВ = 550-600 МПа, ст02 = 480-520 МПа), усталостной долговечностью и низкой скоростью роста трещины усталости. Однако повышение содержания лития привело к понижению технологической пластичности при изготовлении полуфабрикатов и деталей, особенно при холодной деформации, и вязкости разрушения
[K1c = 29-35 МПа л/м ,
K
У
c (400 мм)
= 73-80 МПаТм].
К основным причинам пониженной пластичности и вязкости разрушения можно отнести характерные для сплавов с высоким содержанием лития локализацию деформации у границ зерен в результате перерезания дислокациями частиц упрочняющей фазы 8', острую текстуру деформации, значительную анизотропию механических свойств, в том числе по толщине плит и штамповок.
В связи с этим разработка А!-Си-Ы-спла-вов следующего поколения была направлена
на повышение пластических характеристик, вязкости разрушения и технологичности при деформации за счет некоторого понижения содержания лития, дополнительного легирования цинком, серебром, скандием, магнием, редкоземельными элементами, применения термомеханической обработки и ступенчатых режимов старения [1-3, 11-14].
В результате были разработаны отечественные сплавы В-1461, В-1469 и зарубежные 2099, 2199, 2198, 2060, 2050 с различным соотношением содержания меди (2,3-4,5 %) и лития (0,8-1,9 %) [1-3, 11-18].
Сплавы В-1461, 2099, 2199 дополнительно легированы цинком, а сплавы В-1469, 2198, 2060 - серебром. Эти сплавы превосходят по удельной прочности, ресурсным характеристикам, свариваемости и коррозионной стойкости основные конструкционные сплавы 1163, 2524, В95, 7075. Сравнение свойств сплавов 2199 и 2060 со свойствами широко применяемого за рубежом для обшивки фюзеляжа сплава 2524 показывает превосходство алюминий-литиевых сплавов (рис. 1).
В результате анализа химического состава новых сплавов системы А!-Си-Ы предложено их условное деление на две группы по содержанию меди и лития (табл. 1). Сплавы 1
Density -10 % -8 %
FCG, T-L
Fty, LT
Et
R-Curve, T-L
Рис. 1. Диаграмма свойств сплавов 2199 типа В-1461 (---), 2060 (■ ■ ■), 2524 типа 1163 (—):
Fty, LT - ств, сто 2, поперечное направление; Et - 8; R-Curve, T-L - Kr, поперечное направление; FCG, T-L -СРТУ, поперечное направление; Density - плотность
-Ф-
-Ф-
ЛИТЬЕ, КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, ОБРАБОТКА ДАВЛЕНИЕМ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛЕГКИХ СПЛАВОВ
Таблица 1
Содержание меди и лития в сплавах 1 и 2 групп системы А1—Си—и (% мас.)
Сплав Си и
1 группа 2,3-3,1 1,2-1,8
В-1461 2,8 1,7
2099 2,7 1,6
2199 2,6 1,6
2397 2,8 1,6
2 группа 3,2-4,5 0,6-1,3
В-1469 3,9 1,2
2050 3,5 1,0
2060 3,8 0,8
2198 3,5 1,0
и 2 групп отличаются соотношением содержания меди и лития Си/Ы, которое составляет -1,7 и - 3,5 соответственно.
В ряде статей и патентах указывается на зависимость механических свойств, в том числе и характеристик вязкости разрушения, от величины отношения Си/Ы. Кроме того, для получения высокого уровня вязкости разрушения рекомендуется ограничивать их суммарное содержание в соответствии с соотношением: Си + 5/3 □ % мас. < 5,2, при котором обеспечивается полный перевод в твердый раствор меди и лития [15-20]. Листы из сплавов с указанным ограничением суммарного содержания меди и лития обладают высоким уровнем вязкости разрушения:
КУ » 125-138 МПа Ум (В = 400 мм).
Однако уровень свойств этих сплавов, а также опытных экспериментальных сплавов указывает на отсутствие прямой зависимости свойств от величины отношения Си/Ы (табл. 2, 3) [13]. Сплавы с одинаковым соотношением Си/У на диаграмме состояния лежат на одной линии, которая может проходить через разные фазовые области, и в структурном отношении сплавы будут совершенно отличны [5].
Имеются противоречивые мнения и о роли нерекристаллизованной и рекристаллизо-ванной структуры в достижении высоких показателей вязкости в алюминий-литиевых сплавах [21]. Однако следует учитывать, что в
Таблица 2
Свойства листов из сплавов В-1461, В-1469,2199 и 2060
Сплав Направление МПа Ст0,2. МПа 8, % КУ, МПа Ум Си/и
В-1461 ТХ Д 505 425 10 100 1,65
П 500 405 11 93
В-1469Т1 Д 510 495 10 90 3,25
П 550 510 10 100
2199 Т8Е74 Д 415 355 8 100 1,63
П 430 345 6
2060 Т8Е30 Д 480 435 12 128 4,75
Таблица 3
Свойства плит толщиной 30—40 мм из сплавов В-1461, В-1469,2199 и 2060
Сплав МПа Ст0,2, МПа 8, % КУ, МПа Ум Си/и
В-1461 ТХ1 540 490 8 46 1,65
В-1469 Т1 570 540 8 30 3,25
2199 Т86 450 414 12 30 1,63
2060 Т8Е86 534 510 14 35 4,75
Таблица 4
Результаты исследования экспериментальных сплавов системы А1—Си—Ы, состаренных по одному режиму
Си/и KCU, кДж/м2 Фазовый состав Наличие Бо Характер структуры
2,1 135 й'; 8' - Рекристалли-
зованная
2,2 200 Т'; й'; 8' + Субзеренная
3,4 230 Т1; й'; 9'; 8' + Субзеренная
3,4 180 т;; й'; 9' - Рекристалли-
зованная
4,5 145 Т1; й' - Смешанная
ряде случаев максимальные значения ударной вязкости получены при формировании нерекристаллизованной субзеренной структуры при введении в сплавы скандия (табл. 4), что сопровождается однородностью и высокой плотностью распределения выделений метастабильных упрочняющих фаз.
Исследования структуры и свойств сплавов нового поколения показали, что на уровень механических свойств и особенно характеристик вязкости разрушения основное влияние, кроме содержания меди и лития, оказывают режимы термической обработки, которые определяют морфологию выделений упрочняющих фаз, их состав и количество [22-25].
Фазовый состав сплавов системы А!-Ои-Ы
В зависимости от содержания меди и лития в сплавах системы А!-Си-Ы при распаде пересыщенного твердого раствора в процессе старения в широком температурно-вре-менном интервале могут выделяться следующие фазы: 8' (А!31_1), 9' (А12Си), ТВ (А!7Си4Ы), Т1 (А^СиЫ) и 72 (А16СиЫ3). К основным упрочняющим фазам относятся фазы 8', 9' и Т1( 7^) [5, 10, 22-27].
При старении сплавов системы А!-Си-Ы фаза Т1 образуется при содержании лития более 1,0 % [5]. Максимальный эффект в упрочнении при старении обеспечивает Трфаза, в 2 - 10 раз больший, чем 8'-фаза. Метастабильная 8'-фаза наблюдается в сплавах с литием >1,2 %.
Фаза 9' обычно образуется одновременно с 8'-фазой и ее объемная доля зависит от соотношения Си/и. С содержанием 2,0-4,5 % Си фаза 9' может присутствовать при любом содержании лития в исследованном интервале до 2,5 % □.
В некоторых сплавах этой системы легирования, содержащих небольшое количество магния, в упрочнении также участвует и пластинчатая фаза в' - А^СиМд. Фаза в' приводит к такому же эффекту, как и 8'-фаза, но величина упрочнения возрастает с повышением степени пластической деформации перед старением. Эта фаза также препятствует
развитию планарного сдвига, так как дислокации не перерезают ее частицы и должны огибать их [18]. Фаза в выделяется гетерогенно на дислокациях и субграницах, однородность и плотность распределения ее частиц зависят от соотношения Мд/Си, наличия пластической деформации после закалки и от режима старения .
Легирование сплавов цирконием и скандием способствует образованию в процессе изготовления неперерезаемых дислокациями дисперсных частиц фазы типа А13Х, что приводит к снижению склонности к планар-ному сдвигу и локализации деформации.
Большинство А!-Си-Ы-сплавов содержат небольшое количество циркония (~ 0,1-0,15 %), а некоторые сплавы - скандия (В-1461, В-1469). Цирконий и скандий являются модификаторами, измельчающими зерно и образующими дисперсные изоморфные фазы типа А!3Х, в том числе композитные частицы, состоящие из ядра А13Х и оболочки из 8'-фазы (Х = или Бе, или + Бе) (рис. 2, а). Дисперсные частицы этих фаз (дисперсоиды), неперерезаемые дислокациями, тормозят движение границ зерен, тем самым повышая температуру рекристаллизации [5, 10, 26].
При длительном низкотемпературном (< 150 °С) старении упрочняющие фазы 8' и 9' взаимодействуют между собой, образуя новый тип двухфазных композитных частиц, состоящих из пластин 9' в оболочке фазы 8' (рис. 2, б) [5, 10, 27].
Если рассматривать комплексное воздействие этих фаз в сплавах А!-Си-Ы, то в недо-старенном состоянии основной вклад в упрочнение вносят 8'- и 9'-фазы. В области старения на максимальную прочность упроч-
200 нм
50 нм
Рис. 2. Композитные частицы:
а - А!3Х/8'; б - 9'/8' и 8'
нг' г
0,5 мкм
0,2 мкм
Рис. 3. Упрочняющие фазы в сплавах систем А—Си-Ии А!—Си—и—Мд:
а - Т1 (Г\) [Д!2Сии]; б - 8' [Л!3и]; в - Э [Д!2СиМд]; г - 9' [А12Си]
нение преимущественно обусловлено выделением Т1- и 8'-фазами (рис. 3).
Предварительная пластическая деформация после закалки ускоряет образование Т1- и Э'-фаз и способствует еще большему упрочнению сплава. После пластической деформации в процессе старения эти фазы интенсивно выделяются гетерогенно в объеме зерна за счет увеличения плотности дислокаций, что приводит к повышению прочностных свойств.
Легирование А!-Ы-сплавов цинком и серебром увеличивает несоответствие решеток между матрицей и фазами 8' и Т1 в результате вхождения атомов этих элементов в решетку фаз. Этот эффект приводит к увеличению прочности за счет роста когерентных деформаций, повышения дисперсности и плотности выделений упрочняющих фаз и однородности их распределения [10, 16, 21, 29]. Кроме того, добавка серебра и магния приводит
Таблица 5
Достигнутый уровень и фазовый состав упрочняющих фаз высокопрочных алюминий-литиевых сплавов
Сплав Легирование Фазовый состав кСУ, МПаУм
Дд 2п
В-1461 - + Т1; 9'; 8' 100
В-14ХХ + + Т1; 9'; Э'; 8' 120
В-1469 + - Т\; Э'; 8' 100
2199 - + Т[; 9'; 8' 100-124
2060 + + Т1 128
к однородному распределению пластинок Т|-фазы в объеме зерен матрицы и уменьшает гетерогенное зарождение этой фазы на границах зерен и дислокациях, что благотворно сказывается на характеристиках вязкости разрушения. Цинк в сплавах А!-Си-Ы повышает их коррозионную стойкость, также как и в сплавах системы А1-Мд-Б1-Си.
Изменение фазового состава упрочняющих фаз в процессе старения в широком температурно-временном интервале демонстрируется в работе[13] на построенных диаграммах фазовых превращений при старении (ДФПС) для сплавов первой и второй групп В-1461 и В-1469. Режимы старения, обеспечивающие максимальную прочность, для сплава В-1461 находятся преимущественно в области одновременного присутствия фаз 8', Т1 и Э, а для сплава В-1469 в однофазной области Т\. Аналогичные результаты по исследованию фазового состава упрочняющих фаз опубликованы для сплавов 2099 и 2060 соответственно первой и второй групп [15-18, 28].
Анализ опубликованной литературы и полученных экспериментальных данных показал, что высокие характеристики вязкости разрушения получены на сплавах А!-Си-Ы, дополнительно легированных серебром и цинком после старения по «мягким режимам» с однородным распределением дисперсных выделений преимущественно фаз Т\, 9' и 8' (см. табл. 2-5).
«Мягкому режиму» на диаграммах фазовых превращений при старении большинства сплавов нового поколения системы А!-Си-Ы соответствует температурный интервал 120-150 °С [13]. Применение для алюминий-литиевых сплавов ступенчатых режимов
в
г
старения позволило направленно управлять не только дисперсностью выделений, характером их распределения в матрице, но и соотношением между различными фазами, выделяющимися в различных температурных интервалах. Это позволяет обеспечивать определенный комплекс свойств, включая высокие характеристики вязкости разрушения и коррозионной стойкости[29-31].
Заключение
Для обеспечения высоких характеристик вязкости разрушения при сохранении достаточно высокой прочности при разработке сплавов нового поколения были определены и устранены причины пониженной пластичности и вязкости разрушения сплавов предыдущего поколения.
В сплавах нового поколения в результате снижения содержания лития до 0,6-1,8 %, вместо 2,0-2,5 % по сравнению с алюми-
ний-литиевыми сплавами предыдущего поколения, дополнительным легированием цинком, серебром и магнием, применением термомеханической обработки и ступенчатых режимов старения обеспечено повышение характеристик вязкости разрушения при сохранении достаточно высоких прочностных свойств. Применение для алюминий-литиевых сплавов ступенчатых режимов старения позволило управлять не только дисперсностью выделений, характером их распределения в матрице, но и соотношением между различными фазами, выделяющимися в различных температурных интервалах. В результате достигнут высокий уровень характеристик вязкости разрушения (Кс до 100-128 МПа^м и К1с до 46 МПаТм - см. табл. 2, 3, 5).
Однако можно считать, что этот процесс не закончен и в перспективе можно ожидать стабильности в получении этих характеристик и новых достижений.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Антипов В.В., Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б.
Развитие алюминий-литиевых сплавов и многоступенчатых режимов термической обработки // Авиационные материалы и технологии. 2012. № S. С.183-195.
2. Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б., Антипов В.В. Перспективные алюминий-литиевые сплавы для самолетных конструкций // Технология легких сплавов. 2007. № 2. С. 35-38.
3. Хохлатова Л.Б., Колобнев Н.И., Оглодков М.С., Михайлов Е.Д. Алюминий-литиевые сплавы для самолетостроения // Металлург. 2012. № 5. С.31-35.
4. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С.3-33.
5. Фридляндер И.Н., Чуистов К.В., Березина А.Л., Колобнев Н.И. Алюминий-литиевые сплавы. Структура и свойства. - Киев: Наукова думка, 1992. - 192 с.
6. Промышленные алюминиевые сплавы: справ. -М.: Металлургия, 1984. - 528 с.
7. Fridlyander J. Advanced Russian Aluminum Alloys / The 4th International Conference Aluminum Alloys. 1994. V. II. P. 80-87.
8. Давыдов В.Г. Особенности технологии при производстве алюминий-литиевых сплавов // Технология легких сплавов. 1992. № 1. С. 5-19.
9. Братухин А.Г., Фридляндер И.Н. Конструкционные алюминий-литиевые сплавы пониженной плотности // Авиационная промышленность. 1987. № 2. С.43-46.
10. Чуистов К.В. Старение металлических сплавов. -Киев: Академпериодика, 2003. - 567 с.
11. Фридляндер И.Н., Грушко О.Е., Антипов В.В., Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б. Алюминий-литиевые сплавы / В кн.: Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932-2007. - М.: ВИАМ, 2007. С. 163-171.
12. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Вершков А.В. Редкие металлы и редкоземельные элементы -материалы современных и высоких технологий будущего // Труды «ВИАМ». 2013. № 2. Ст. 01 (viam-works.ru).
13. Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б., Оглодков М.С., Клочкова Ю.Ю. Высокопрочные сплавы системы Al-Cu-Li с повышенной вязкостью разрушения для самолетных конструкций // Цветные металлы. 2013. № 9. С. 66-71.
14. Каблов Е.Н. Авиакосмическое материаловедение // Все материалы. Энциклопедический справочник. 2008. № 3. С. 2-14.
15. Magnusen P.E., Mooy D.C., Yocum LA., Rioja R.J. Development of high toughness sheet ang extruded poroducts for airplane fuselage structures // The Minerals, Metals and Materials Society. 2012. Р. 535-540.
16. Karabin L.M., Bray G.H., Rioja R.L., Venema G.
Al-Li-Cu-Mg-(Ag) products for lower wing skin ap-
plications // The Minerals, Metals and Materials Society. 2012. P. 529-534.
17. Dorin T., Dtschamps A., Gtuser F.D., Weyland M. 25. Quantitative description of the T1 morphology and strengthening mechanisms in an age-hardenable Al-Li-Cu alloy // The Minerals, Metals and Materials Society. 2012. P. 1155-1160.
18. Shih J.C., Weyland M., Muddle B.C. Precipitation 26. in a high-strength Al-Cu-Li alloy / Proceedings of the
12th International Conference on Aluminium Alloys. 2010. P. 2028-2033.
19. Пат. 5,198,045 США. Высокопрочный Al-Li сплав пониженной плотности. Опубл. 30.03.1993.
20. Пат. 687444 США. Высокопрочный Al-Cu-Li сплав 27. из листового материала для фюзеляжа самолетов. Опубл. 06.06.2005.
21. Захаров В.В. Структурно упрочненные алюминиевые сплавы // Технология легких сплавов. 2009. № 2. С. 21-29. 28.
22. Хохлатова Л.Б., Колобнев Н.И., Оглодков М.С., Лукина Е.А., Сбитнева С.В. Изменение фазового состава в зависимости от режимов старения
и структуры полуфабрикатов сплава В-1461 // 29. Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. № 6. С. 20-23.
23. Оглодков М.С., Хохлатова Л.Б., Колобнев Н.И., Алексеев А.А., Лукина Е.А. Влияние термоме- 30. ханической обработки на свойства и структуру сплава системы Al-Cu-Mg-Li-Zn // Авиационные материалы и технологии. 2010. № 4. С. 7-11.
24. Клочкова Ю.Ю., Грушко О.Е., Ланцова Л.П., 31. Бурляева И.П., Овсянников Б.В. Освоение в промышленном производстве полуфабрикатов
из перспективного алюминийлитиевого сплава
В1469 // Авиационные материалы и технологии. 2011. № 1. С. 8-12.
Khokhlatova L.B., Ber L.B., Alekseev A.A., Kolob-nev N.I., Ukolova O.G., Lukina E.A. Phase transformation during long-term low temperature exposure of 1424 Al-Li-Mg alloy / Proceedings of the 8th International Conference ICAA8. 2002. P. 1395-1398. Beresina A.L., Kolobnev N.I., Molebny O.M., Rud A.D., Smatko O.A. Effect of Sc, Zr on the Al-Cu-Li alloys structure and properties in the dependence of Cu concentration /Proceedings of the International Conference «Aluminium Alloys And Com-posities». Zakopane. - May, 1999. P. 147-153. Beresina A.L., Kolobnev N.I., Chuistov K.V., Molebny O.M., Rud A.D. Influence of complex aging on structure and properties of Al-Li-Cu alloys / Proceedings of the 4th European mechanics of materials conference. France. 2000. P. 150-155. Brodusch B., Trudeau M.L., Michaud P. et al. Contribution jf a new generation FE-SEM in the understanding of a 2099 Al-Li alloy // The Minerals, Metals and Materials Society. 2012. P. 23-28. Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б., Самохвалов С.И., Должанский Ю.М. Эффект двухступенчатого старения в сплавах системы Al-Cu-Li // Технология легких сплавов. 1996. № 6. С. 27-30. Kolobnev N.I., Khokhlatova L.B. Multy-Step Ageing Behaviour of Al-Li Alloys / Proceedings of the International Congress «Material Week 2001». Germany. 2001. P. 610-613.
Антипов В.В., Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б.
Развитие алюминийлитиевых сплавов и многоступенчатых режимов термической обработки // МиТОМ. 2013. № 9. С. 5-11.
