CC BY
15
УДК 621.78:669.715
ВЛИЯНИЕ ГОМОГЕНИЗАЦИИ НА МИКРОСТРУКТУРУ СЛИТКА СЛОЖНОЛЕГИРОВАННОГО СПЛАВА СИСТЕМЫ Al-Cu-Mg-Ag*
М.Р. Газизов, аспирант (Белгородский государственный университет, e-mail:gazizov@bsu.edu.ru),
В.В. Захаров, докт. техн. наук (ОАО ВИЛС, e-mail:info@oaovils.ru), Р.О. Кайбышев, докт. физ.-мат. наук (Белгородский государственный университет, e-mail:rustam_kaibyshev@.bsu.edu.ru), В.В. Телешов, докт. техн. наук (ОАО ВИЛС)
Рассмотрены изменения в структуре и фазовом составе сплава системы Al-Cu-Mg-Ag с дополнительным легированием Sc, Zr и Ge, происходящие в процессе гомогенизационного отжига.
Ключевые слова: система Al-Cu-Mg-Ag-Zr-Sc-Ge, слиток, структура, гомогенизация.
The Effect of Homogenization on a Microstructure of Complex-Alloyed Al-Cu-Mg-Ag Alloy Ingots. M.R. Gazizov, V.V. Zakharov, R.O. Kaibyshev, V.V. Teleshov.
Changes in a structure and phase composition of Al-Cu-Mg-Ag alloy alloyed additionally with Sc, Zr and Ge, which occur in the process of homogenizing annealing, are discussed.
Key words: Al-Cu-Mg-Ag-Zr-Sc-Ge system, ingot, structure, homogenization.
Введение
Алюминиевые сплавы системы Al-Cu-Mg-Ag обладают самым высоким сопротивлением ползучести среди жаропрочных алюминиевых сплавов, и их длительное время рассматривают как перспективные материалы для использования в конструкции сверхзвуковых пассажирских самолетов [1, 2]. Состав некоторых сплавов этой системы вошел в национальные стандарты. Например, созданный в фирме Alcan сплав АА2139 (Al-4,8Cu-0,4Mg-0,35Ag-0,3Mn-0,07Si-0,07Fe, % мас.) зарегистрирован в Aluminum Association в 2004 г. [3].
Высокая жаропрочность сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag обусловлена тем, что легирование сплава Al - 5 % Cu небольшим количеством серебра и магния при отношении Cu/Mg«10 способствует формированию при искусственном старении новой модификации 0'-фазы, которую назвали +-фазой [4]. Состав и структура +-фазы близки к равновесной 0-фазе (Al2Cu), но тонкие пластины +-фазы равномерно распределены в матри-
це по плоскостям {111}, алюминиевого твердого раствора вместо плоскостей {100},, что характерно для 0'-фазы. Считают, что +-фаза имеет орторомбическую кристаллическую решетку и по габитусным плоскостям {111}, когерентна с алюминиевым твердым раствором с несоответствием 9,3 % [5, 6]. Характерная особенность +-фазы - наличие на габи-тусных плоскостях поверхностного слоя из атомов серебра и магния, которые уменьшают несоответствие между кристаллическими решетками +-фазы и алюминия и обеспечивают более высокую термическую стабильность включений [7, 8], что служит причиной высокой жаропрочности этих сплавов [9, 10].
Проведенные в ряде работ исследования возможности превращения +-фазы в 0-фазу показали, что при температурах аэродинамического нагрева поверхности сверхзвуковых самолетов (до 200 °С) упрочняющая +-фаза сохраняется и благодаря своей дисперсности и ориентации по плоскостям {111}, обеспечивает повышенное упрочнение сплава по сравнению с 0-фазой [11, 12].
* Работа выполнена при финансовой поддержке Федерального агентства по науке и инновациям (государственный контракт № П875). Авторы выражают благодарность центру коллективного пользования «Диагностика структуры и свойств наноматериалов» Белгородского государственного университета за предоставленное оборудование для проведения структурых исследований.
Дополнительное повышение прочности сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag можно обеспечить путем введения стабильного дисперсо-ида алюминидов переходных металлов, которые непосредственно повышают прочность и жаропрочность сплавов и впоследствии оказывают влияние на формирование структуры деформированных полуфабрикатов [13]. Наиболее мелкие частицы имеет дисперсоид из когерентных частиц А13(Бс, 7г), образующихся после введения в сплав скандия и циркония при определенных условиях литья и гомогенизации [14]. Эти частицы значительно более устойчивы к коагуляции при высокой температуре, чем частицы А13Бс, благодаря лучшей когерентности с твердым раствором и низкой скорости диффузии циркония.
Согласно тройной диаграмме состояния системы А1-Си-Бс, в сплаве с 5 % Си и 0,3 % Бс в интервале кристаллизации в равновесии с алюминиевым твердым раствором могут находиться двойные фазы А13Бс, А12Си и тройная фаза М(А1хСиуБс2) [15, 16]. Существование М-фазы уменьшает количество когерентных частиц А13Бс или А13(Бс, 7г), выделяющихся при гомогенизации из пересыщенного твердого раствора, и снижает положительное влияние от введения в сплав скандия. Поэтому для легированных скандием сплавов актуальным является исследование структуры литых и гомогенизированных слитков для выявления формы выделения частиц со скандием и их морфологии, особенно в случае сложнолегированных сплавов.
В данной работе сопоставили структуры и фазовый состав слитка экспериментального сплава Al-Cu-Mg-Ag-Sc-Zr в литом и в гомогенизированном состояниях для обоснования режимов гомогенизации, обеспечивающих сохранение дисперсности выделения А13(Бс, Zr).
Материал и методика исследований
Химический состав экспериментального сплава приведен ниже.
Кроме основных рассматриваемых легирующих компонентов (Си, Mg, Ag, Бс, Zr),
сплав содержит Mn, Ti, Ge и примеси Ni, Fe, Si и V. Слитки диаметром 38 мм были получены методом полунепрерывного литья с высокой скоростью кристаллизации.
Для основной задачи гомогенизации сплавов с высоким содержанием меди - растворения избыточного количества фазы Al2Cu, требуется температура выше 500 °С. Однако известно, что гомогенизация литых сплавов со скандием при этой температуре вызывает существенное огрубление частиц Al3Sc. К формированию дисперсных когерентных частиц фазы Al3Sc или более устойчивой к коагуляции фазы Al3(Sc, Zr) приводит низкотемпературный отжиг при температуре не выше 400 °С [14].
С учетом этого для изучения возможности сохранения дисперсности выделений фазы Al3(Sc,Zr) использовали двухступенчатый отжиг. Первую низкотемпературную ступень (360 °С, 6 ч) использовали для образования многочисленных дисперсных частиц фазы Al3(Sc, Zr), а вторую высокотемпературную ступень (510 °С, 24 ч) - для растворения основной избыточной фазы Al2Cu и выравнивания содержания меди внутри твердого раствора.
Нагрев слитка между ступенями отжига осуществляли со скоростью 2 °С/мин, охлаждение проводили с печью.
Из слитков в литом и в гомогенизированном состояниях изготавливали поперечные шлифы из центра по толщине и вблизи поверхности. После механической шлифовки и полировки с использованием машин и реактивов фирмы Struers выявляли структуру травлением в общепринятых травителях - 0,5 %-м водном растворе HF для выявления фаз и в реактиве Келлера (смесь кислот) для выявления границ зерен. Металлографический анализ выполняли с использованием оптического микроскопа Olympus GX70.
Для микроструктурных исследований и определения локального химического состава использовали сканирующий электронный микроскоп (СЭМ) FEI Quanta 200 3D, оснащенный энергодисперсионной приставкой. Проводили как локальный химический ана-
Химический состав исследованного сплава (% мас.)
Al Cu Mg Ag Sc Zr Mn Ti Ge Ni Fe Si V
Основа 6,4 0,72 0,5 0,17 0,12 0,32 0,07 0,1 0,02 0,03 0,01 0,02
лиз, так и построение карт распределения легирующих компонентов.
Тонкую структуру анализировали на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) Jeol «JEM-2100» с ускоряющим напряжением 200 кВ. Фольги для ПЭМ получали методом струйной электрохимической полировки в электролите из 25 %-го раствора азотной кислоты в метаноле на установке Struers «Tenupol-5» при температуре минус 30 °С.
Дифференциальную сканирующую калориметрию (ДСК) проводили при нагреве со скоростью 10 °С/мин образцов в форме диска массой 60-80 мг в установке SDT Q600 фирмы TA Instruments.
Дифрактограммы получали на рентгеновской установке Rigaku Ultima IV в интервале углов от 15 до 100°. Угловая скорость съемки составляла 2 °/мин. Использовали фильтрованное медное излучение.
Результаты исследования и их обсуждение
Микроструктура. Зеренная структура центральных объемов литого слитка с дендритным строением, полученная травлением в реактиве Келлера, представлена на рис. 1. Благодаря содержанию в сплаве большого количества модификаторов (Sc, Zr, Ti, Mn) в слитке формируется мелкозернистая структура при величине зерна около 300 мкм. Размер дендритной ячейки около 30 мкм, что является следствием высокой скорости охлаждения металла при кристаллизации. В использованных условиях кристаллизации состав сплава не позволил получить неден-
дритную структуру с величиной зерна, близкой к величине дендритной ячейки при данной скорости охлаждения слитка.
Фазовое строение слитка в двух состояниях, выявляемое травлением в 0,5 %-м водном растворе НР, приведено на рис. 2. По границам
Рис. 1. Зеренная структура литого слитка в центре по толщине
Рис. 2. Микроструктура центральной области литого слитка (а), а также центра (б) и периферии (в) гомогенизированного слитка:
1 - светлая фаза, предположительно СиА12; 2 - темная фаза
дендритных ячеек расположены включения избыточных фаз, которые в отдельных микрообъемах образуют крупные эвтектические скопления. Однако типичным является относительно равномерное распределение включений.
В скоплениях фаз в литом состоянии четко различаются две фазы, имеющие отдельные включения (рис. 2, а). Это - преобладающая светлая, четко очерченная фаза, морфологически подобная фазе А12Си в вырожденной эвтектике а+А12Си в сплавах с высоким содержанием меди, и отдельные включения неизвестной темной фазы. При этом темная фаза хорошо видна на шлифах до их травления. Отдельные включения выявленных фаз контактируют между собой. В светлой фазе эвтектического происхождения иногда можно наблюдать расположенные внутри ее более мелкие включения темной фазы. В поверхностном объеме слитка структура аналогичная.
Структура центральных объемов отожженного слитка представлена на рис. 2, б. После отжига микроструктура слитка существенно изменилась. На второй стадии отжига произошло растворение светлых включений, и сплошная эвтектическая сетка по границам дендритных ячеек исчезла.
Однако полного растворения светлой фазы не произошло, и ее отдельные включения видны в структуре слитка, поскольку в сплавах с содержанием более 5 % Си полного растворения наблюдаемой в этих сплавах фазы А12Си при гомогенизации не происходит [17]. Во время медленного охлаждения с температуры второй ступени происходит распад твердого раствора меди в алюминии с образованием мелких частиц со светлой сердцевиной и четкими границами. Это образующиеся по механизму непрерывного распада вторичные выделения фазы А12Си. Между мелкими частицами наблюдается затемненная матрица, что, возможно, связано с растравливанием твердого раствора из-за его неоднородного химического состава. Из-за этого растрава четко выявляются светлые зоны в центре дендритных ячеек, где мало вторичных выделений.
Черные включения при гомогенизации практически не изменяются и видны на шлифе до и после его травления.
Определение точечным методом объемного количества эвтектических включений обеих фаз показало, что количество светлой структурной составляющей после двухступенчатого отжига уменьшилось с 4,9 до 1,2 % об., а количество компактных включений темной фазы не изменилось и составило 0,2 % об.
В поверхностном объеме отожженного слитка структура аналогичная при несколько большей площади светлых участков.
Слабая травимость и отсутствие вторичных частиц свидетельствуют о низкой концентрации меди в центре дендритной ячейки. По-видимому, гомогенизация (вторая высокотемпературная ступень отжига) не обеспечила, несмотря на ее длительность, полного выравнивания состава твердого раствора в объеме отдельных ветвей дендритов.
В гомогенизированном слитке при электронно-микроскопических исследованиях на просвет обнаружены когерентные частицы фазы А13(Бс, Zr), средний размер которых около 25 нм (рис. 3). Дисперсность частиц и характерный контраст «кофейное зерно» дают основание полагать, что это частицы фазы А13(Бс, Zr) и что они когерентны матрице [14]. Частицы дисперсоидов других переходных металлов более крупные и встречаются реже, поэтому на данном снимке не присутствуют.
Таким образом, принятый режим двухступенчатого отжига позволил растворить избыточную фазу и частично сохранить дисперсность частиц А13(Бс, Zr).
Рис. 3. ПЭМ-изображение дисперсных частиц А13(Бс, 1г) в гомогенизированном слитке
Однако из-за дендритной ликвации скандия и циркония частицы этой фазы распределены неравномерно, и существуют объемы, где они не обнаруживаются. В областях, где они наблюдаются, объемная доля частиц изменялась от 1,2 до 2,4 %.
ДСК-анализ. Кривые ДСК представлены на рис. 4. Для литого состояния выявлены два эндотермических эффекта с острыми максимумами при 532 и 565 °С. В гомогенизированном состоянии на кривой ДСК полностью сохраняется высокотемпературный эндотермический эффект при 565 °С и резко уменьшается величина эффекта при 530 °С.
Сопоставление результатов микроструктурного анализа и данных ДСК показывает, что появление и изменение величины пика А связано с плавлением эвтектики со светлой фазой, которой много (4,9 % об.) в литом состоянии и мало (1,2 % об.) в гомогенизированном.
Температура эндотермического эффекта А близка к известной температуре плавления эвтектики а+Д12Си в аналогичных сплавах без скандия [17]. При гомогенизации фаза Д12Си растворяется, но в сплавах с содержанием более 5 % Си полного ее растворения не происходит. Поэтому в гомогенизированном сплаве наблюдается уменьшение эндотермического пика плавления эвтектики а+Д12Си в соответствии с уменьшением количества фазы Д12Си в структуре.
Пику А на кривой ДСК литого сплава на рис. 4, а предшествует широкий плавный эн-
дотермический подъем кривой, который свидетельствует о постепенном растворении избыточного количества фазы, очевидно, Д12Си. Процесс растворения неравновесной фазы в калориметре при нагреве литого образца не успевает закончиться до начала плавления легкоплавкой эвтектики, поэтому пик А резко выражен. После гомогенизации неравновесная фаза Д12Си отсутствует, и на рис. 4, б нет подъема кривой перед началом небольшого размытого эффекта от плавления эвтектики с малым количеством равновесной фазы, видимой на рис. 2, б. Растворение мелких вторичных частиц фазы Д12Си происходит во время нагрева образца в калориметре при температуре до 500 °С, поэтому они не участвуют в плавлении легкоплавкой эвтектики.
Полученная кривая ДСК в литом состоянии показывает, что использованная температура гомогенизации 510 °С ниже начала плавления легкоплавкой эвтектики и при гомогенизации оплавления структурных составляющих происходить не будет.
Присутствующий в литом и в гомогенизированном состояниях на кривых ДСК пик В при температуре около 565 °С свидетельствует о еще одном более высокотемпературном структурном превращении. Вероятно, этот эффект связан с фазами, присутствующими в структуре слитка в обоих состояниях.
Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА). Результаты анализа состава отдельных включений из центра слитков приведе-
ние. 4. Кривые ДСК для иееледуемого еплава в литом (а) и в гомогенизированном (б) еоетояниях
ны на рис. 5 и 6. На снимке гомогенизиро- го излучения от окружающего включение ванной структуры в отраженных электронах твердого раствора, состав которого соответ-(см. рис. 5) видны распределенные в матрице ствует спектру Б на рис. 6.
Ge
R Element Wt % At %
А1К 24 , 85 47 , 43
ScK 0 , 00 0 , 00
CuK 2 , 34 1, 90
GeK 72 , 81 50 , 67
Total 100,00 100,00
Г
Cul Ge
1 Sc Cu k G_e
1,00 2,00 3,00 4,00 5,00 6,00 7,00 8,00 9,00 10,00 kev
Рис. 5. МРСА отдельных частиц избыточных фаз в структуре гомогенизированного слитка
мелкие вторичные выделения и несколько включений из бывших эвтектических колоний. Светлые при металлографическом наблюдении включения А по составу соответствуют фазе Al2Cu с небольшим содержанием скандия. Компактные включения Б, темные при металлографических исследованиях, содержат германий и, вероятно, магний, поскольку при МРСА единственный видимый пик излучения магния (Ка при 1,252 кэВ) совпадает с одним из пиков характеристического излучения германия (La1 при 1,1 кэВ). Вероятно, темные включения, не исчезающие при гомогенизации и способствующие появлению пика В на кривых ДСК, являются фазой Mg2Ge. Наличие в спектре от этих частиц пика от алюминия и меди может быть связано с частичным захватом рентгеновско-
Анализ состава других включений (см. рис. 6) показывает наличие фаз с более высоким содержанием скандия (см. спектр В). Возможно, что включение В с 4,5 % Sc является фазой М, а включения со спектром А на рис. 5, 6, содержащие меньшее количество скандия, являются фазой 0 (А12Си). МРСА вторичных выделений 0-фазы показывает отсутствие на рентгеновском спектре характерных пиков от скандия.
Проведенный МРСА показал наличие в гомогенизированном сплаве данного состава нескольких типов избыточных фаз, вероятно, соответствующих фазам 0(А12Си), 1/У(А1хСиу3с^ и Mg2Ge. Как показано выше, в твердом растворе наблюдаются также нановыделения дисперсоида фазы А13^с, 7г). Таким образом, скандий присутствует в двух разных фазах.
\1
А Е1ешепЪ % АЪ %
А1К 74 , 16 87 , 06
БсК 0 , 35 0,25
СиК 25,28 12 , 60
СеК 0,21 0 , 09
То1;а1 100,00 100,00
Си
5 мкм ] Й Эс Си А ве
I— - ' нам 1,10 2,10 3,10 4,10 5,10 6,10 7,10 8,10 9,10 кет
А1 Б Е1етег^ % АЪ % В А Е1етег^ % At %
А1К 96,28 98 ,38 А1К 45, 70 65 , 72
ЭсК 0,34 0,21 Си ЭсК 4 , 53 3, 91
СиК 2 ,38 1 ,03 СиК 49, 48 30 , 22
веК 0 , 99 0 ,38 СеК 0,29 0 , 16
100,00 100 ,00 Тс^а1 100,00 100,00 Си
йе Си Бс Си ве I Юе Эс 1 Си „ А а. Се
1,10 2,10 3,10 4,10 5,10 3,10 7,10 8,10 9,10 кет 1,00 2,00 3,00 4,00 5,00 6,00 7 00 8,00 9,00 кет
Рис. 6. Результаты МРСА отдельного скопления избыточных фаз в структуре гомогенизированного слитка
Рентгенофазовый анализ. В ходе рентге-нофазового анализа образцов в литом и гомогенизированном состояниях были обнаружены пики от всех упоминаемых выше фаз, найденных в базе данных дифрактограмм ЮЭЭ РЭР-2.
Заключение
Проведенными исследованиями установлено, что использованный режим двухступенчатого отжига слитков сложнолегированного сплава, принятый исходя из температуры фазовых превращений более простых сплавов, позволяет сформировать на первой низкотемпературной ступени отжига стабильный дисперсоид фазы Д!3(Бе, 7г) и частично сохранить его в структуре во время проведения второй высокотемпературной ступени нагрева для растворения избыточной фазы с медью.
В литом и в гомогенизированном состояниях в структуре слитка присутствуют включения избыточных фаз 8, № и М^20е. Металлографически при использованных травителях фазы 8 и № разделить не удается и их общее количество в гомогенизированном состоянии составляет около 1,2 % об.
Параметры структуры этих фаз близкие. Фаза № (Д!54-8Си4-66Бе) при содержании 32,22 % Д!, 58,5 %Си и 9,3 % Бе имеет тетрагональную кристаллическую структуру типа ТИМп12 с параметрами а=0,8550 нм и с= 0,5060 нм, а фаза 8(Д!2Си), как известно, имеет тетрагональную кристаллическую структуру с параметрами а=0,607 нм и с=0,487 нм [18].
Как показано в работах [16, 18], в системе Д!-Си-Бе имеются нонвариантные реакции эвтектического типа ^-а+Д!2Си+№ при температуре 546 °С и перитектического типа ^+Д!3Бе-а+№ при температуре 572 °С. Тем-
пературы этих превращений близки к температурам наблюдаемых эффектов на кривых ДСК.
Фаза № сохраняется после нагрева гомогенизированного образца под закалку (2 ч при 520 °С). При изучении структуры в СЭМ в отраженных электронах и характеристическом излучении Д!, Си и Бе видно существование избыточной фазы, содержащей эти компоненты (рис. 7). Анализ проведенных иссле-
Если принять, что в гомогенизированном состоянии все включения светлой фазы, объемное количество V которой равно 1,2 % об., содержат, как экспериментально показано выше, скандий в количестве 4 % мас. (дБе), то долю содержащегося в них скандия относительно массы всего сплава Р можно определить по формуле [19]:
Р = Уц
У
Зс юоусп;
где V - объемное количество фазы в сплаве, % об.;
дБе - количество скандия в избыточной фазе, % мас.;
. - удельный вес избыточной фазы, г/см3; .спл - удельный вес сплава, г/см3. Удельный вес сплава, по аналогии со справочными данными для сплавов близкого состава, равен 2,8 г/см3.
Поскольку избыточная фаза № со скандием близка по составу к фазе Д!2Си, то по справочным данным примем .=4,34 г/см3.
Подставив значения V, дБ
в формулу,
Рис. 7. Снимок СЭМ гомогенизированного образца в закаленном состоянии в отраженных электронах (а) и в характеристическом излучении А1 (б), Си (в) и Бе (г)
дований не позволяет в данном случае разделить фазы Д!2Си и № и сказать, наблюдаем мы фазу Д!2Си с некоторым количеством растворенного скандия или это фаза № со своей кристаллической структурой. Соответственно этому и эффект А на кривых ДСК можно отнести к плавлению тройной эвтектики с фазами Д!2Си и №. При этом высокотемпературный эффект В будет обусловлен только фазой поскольку фаза СиД!2 уже прореагировала при более низкотемпературном плавлении тройной эвтектики. Величина теплового эффекта реакции плавления с малым количеством фазы Mg2Ge, вероятно, не достаточна для ее отражения на кривых ДСК сплава в литом или в гомогенизированном состоянии.
Появление фазы № со скандием нежелательно, поскольку, как уже упоминалось во введении, уменьшается количество скандия, идущего на образование когерентных частиц Д!3Бе или Д!3(Бе, 7г).
получим, что массовое содержание скандия в избыточной фазе относительно массы всего сплава составляет 0,07 % мас. Таким образом, в исследованном сплаве в образовании дис-персоида участвует не менее 0,10 % мас. Бе из введенного в сплав 0,17 % мас.
Для повышения эффективности действия скандия целесообразно поддерживать содержание в сплаве меди ниже уровня ее предельного содержания в твердом растворе с целью уменьшения объемной доли избыточных фаз, содержащих скандий.
Выводы
1. Методами металлографического анализа, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии с энергодисперсионным анализом, дифференциальной сканирующей калориметрии и рентгенофазового анализа исследована структура слитка сложноле-гированного сплава системы Al-Cu-Mg-Ag в литом и в гомогенизированном состояниях.
2. В обоих состояниях в структуре слитка присутствуют включения избыточных фаз 8(Д!2Си), №(Д!54-8Си4-66Бе) и Mg2Ge. В твердом растворе гомогенизированного слитка на-
и
блюдаются также нановыделения дисперсои-да фазы Д!3(Бе, 7г).
3. Использованный режим двухступенчатого отжига слитков с высокотемпературной второй ступенью позволяет сформировать на первой ступени отжига стабильный дисперсо-ид фазы Д!3(Бе, 7г) и сохранить его в структуре во время проведения второй ступени нагрева для растворения избыточной фазы с медью.
4. Присутствие в структуре избыточной №-фазы, в состав которой входит скандий, уменьшает количество когерентных частиц Д!3(Бе, 7г), выделяющихся при гомогенизации из пересыщенного твердого раствора, и снижает положительное влияние от введения в сплав скандия. Для уменьшения количества в структуре №-фазы целесообразно снизить содержание меди в сплаве.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Polmear I.J., Pons G., Octor H. et al. After Concorde: evaluation of an Al-Cu-Mg-Ag alloy for use in the proposed European SST//ICAA5. 1996. P. 1759-1764.
2. Bakavos L., Prangnell P.B., Besb B. et al. The effect of silver on microstructural evolution in two 2xxx series Al-alloys with a high Cu:Mg ratio during ageing to a T8 temper.// Mater. Sci. Eng. 2008. V. A491. P. 214-223.
3. Vural M., Caro J. Experimental analysis and constitutive modeling for the newly developed 2139-T8 alloy//Mater. Sci. Eng. 2009. A 520, P. 56-65.
4. Chester R.J., Polmear I.J. Precipitation in Al-Cu-Mg-Ag alloys//The Metallurgy of Light Alloys. Spring Residential Conference. The Institution of Metallurgists. London. 1983, March. P. 75-81.
5. Muddle B.C., Polmear I. J. The precipitate + phase in Al-Cu-Mg-Ag alloys//Acta Met. 1989. 37. № 3. P. 777-789.
6. Fonda R. W., Cassada W.A., Shiflet G.J. Accommodation of the misfit strain surrounding {111} precipitates (+) in Al-Cu-Mg-(Ag)//Acta Met. et Mater. 1992. 40. № 10. P. 2539-2546.
7. Rainforth W. M., Rylands L. M., Jones H. Nano-beam analysis of + precipitates in an Al-Cu-Mg-Ag alloy//Scr. Mater. 1996. 35. № 2. P. 261-265.
8. Reich L., Murayama M., Hono K. Evolution of + phase in an Al-Cu-Mg-Ag alloy - a three-dimensional atom probe study//Acta Mater. 1998. 46. № 17. P. 6053-6062.
9. Hutchinson C.R., Fan X., Pennycook S.J., Shiflet G.J. On the origin of the high coarsening resistance of + plates in Al-Cu-Mg-Ag alloys// Acta Mater. 2001. 49. № 8. P. 2827-2841.
10. Sun L., Irving D.L., Zikry M.A., Brenner D.W. First-principles investigation of the structure and synergistic chemical bonding of Ag and Mg at the
All + interface in a Al-Cu-Mg-Ag alloy//Acta Mater. 2009. 57. P. 3522-3528.
11. Chang Y.C., Howe J.M. Composition and stability of + phase in an Al-Cu-Mg-Ag alloy//Met. Trans. A. 1993. 24A. № 7. P. 1461-1470.
12. Nie J.F., Muddle B.C., Polmear I.J. The effect of precipitate shape and orientation on dispersion strengthening in high strength aluminium alloys //Proc. 5th Int. Conf. on Aluminium Alloys (ICAA5), Grenoble. 1996. P. 1257-1262.
13. Дудко В.А., Кайбышев Р.О., Салахова Э.Р. Влияние субзеренной структуры на сопротивление ползучести сплава 1207//Физика металлов и металловедение. 2009. T. 107. № 1. C. 95-100.
14. Елагин В.И., Захаров В.В., Павленко С.Г., Ростова Т.Д. Влияние добавки циркония на старение сплавов Al-ScZ/Физика металлов и металловедение. 1985. T. 60. Вып. 1. C. 97-100.
15. Лякишев Р.П. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник. - М.: Машиностроение, 1996. Т. 1. - 992 c.
16. Характерова М.Л., Добаткина Т.В. Политермические сечения системы Al-Cu-S^/Метал-лы. 1988. № 6. C. 180-182.
17. Телешов В.В., Капуткин Е.Я., Головлева А.П., Космачева Н.П. Температурные интервалы фазовых превращений и механические свойства сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag с различным отношением Cu/MgZ/Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. № 4. C. 18-23.
18. Характерова М.Л. Фазовый состав сплавов Al-Cu-Sc при температурах 450 и 500 °С//Ме-таллы. 1991. № 4. C. 191-194.
19. Телешов В.В., Козловская В.П., Янченко-ва Т.А. О распределении меди между различными структурными составляющими в штамповках из сплава Д1//Технология легких сплавов. 1973. № 12. C. 11-14.
