Фазовые превращения в процессе длительных
реклама
ВИАМ/2009-205477 Фазовые превращения в процессе длительных низкотемпературных нагревов для промышленных сплавов 1424, В-1469 и 1441 Е.А. Лукина А.А. Алексеев В.В. Антипов Л.Б. Хохлатова П.Л. Журавлева Декабрь 2009 Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ) – крупнейшее российское государственное материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет разрабатывающее и производящее материалы, определяющие облик современной авиационно-космической техники. 1700 сотрудников ВИАМ трудятся в более чем 30 научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных цехах и испытательном центре, а также в 4 филиалах института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку металлических и неметаллических материалов, покрытий, технологических процессов и оборудования, методов защиты от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов, полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по государственным программам РФ, так и по заказам ведущих предприятий авиационно-космического комплекса России и мира. В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный. За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной техники 233 сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены наградами на выставках и международных салонах в Женеве и Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3 бронзовыми медалями, получено 15 дипломов. Возглавляет институт лауреат государственных премий СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов. Статья подготовлена для опубликования в журнале «Физика металлов и металловедение», т. 112, № 3, 2011 г. Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public Фазовые превращения в процессе длительных низкотемпературных нагревов для промышленных сплавов 1424, В-1469 и 1441 Е.А. Лукина, А.А. Алексеев, В.В. Антипов, Л.Б. Хохлатова, П.Л. Журавлева Всероссийский институт авиационных материалов Проблема изменений свойств после длительных низкотемпературных нагревов (ДНН) характерна для всех Al–Li-сплавов. В представленной работе исследовалась структура состаренных листов промышленных сплавов Al–Mg–Li типа 1424 после дополнительных низкотемпературных нагревов (LLTE) при 85°C до 7500 ч, 1441 – при 85 и 130°C до 2000 ч и В-1469 – при 125 и 150°C до 2000 ч. Для структурных исследований использован просвечивающий электронный микроскоп JEM-200CX и рентгеновский дифрактометр структурный D/MAX анализ 2500. и Рентгеновские специальные исследования измерения включали интенсивности рентгеновских лучей в интервале углов (2θ) дифракции от 1 до 25°. С помощью подобных измерений изучен дополнительный дисперсный распад при 85°C с использованием эффектов малоуглового рассеяния рентгеновских лучей. В сплавах 1424 и 1441 структурные изменения в ходе ДНН определяются особенностями δ'-фазы, а в сплаве В-1469 после искусственного старения и в ходе последующих низкотемпературных выдержек структурные изменения обусловлены выделением Ω'-фазы. Ключевые слова: фазовые превращения, низкотемпературные нагревы, Al–Li-сплавы, δ'-фаза, Ω'-фаза, старение, период решетки, РСА, ПЭМ. Введение Новые требования современного самолетостроения предполагают реализацию 40-летнего рабочего ресурса материала летательного аппарата. Для этого необходимо обеспечить стабильность и прогнозируемость свойств материала в течение этого периода. Основной особенностью Al–Li-сплавов, согласно равновесным диаграммам состояния [1], является заметная растворимость Li в Al-твердом растворе в интервале температур 20–120°С. По оценочным данным, после искусственного старения твердый раствор может быть пересыщен при 20°C по Li до 0,5 мас. %. Это должно приводить к дополнительному образованию до 8% фазы δ'(Al 3 Li) (дораспаду) в ходе длительной эксплуатации и в условиях солнечных нагревов. Для исследования процессов дораспада и прогнозирования его влияния на свойства материала необходимо изучать структурно-фазовые превращения при длительных низкотемпературных нагревах ДНН [2, 3, 4]. В настоящей работе представлен анализ структурно-фазового состояния сплавов 1424, 1441 и В-1469 после длительных низкотемпературных нагревов. Материалы и методики В работе исследованы листы: сплава 1424 толщиной 4,5 мм (Al (мас. %)– 5,4Mg–1,61Li–0,7Zn–0,09Zr–0,07Sc + добавки), сплава 1441 толщиной 2 мм (Al (маc. %)–0,7Mg–1,7Li–1,6Cu–0,04Zr–0,09Sc + добавки) и сплава В-1469 толщиной 3 мм (Al (мас. %)–3,4Cu–0,66Mg–0,1Zr–1,2Li–0,08Sc–0,46Ag– 0,2Мn). Изучена структура листов в ходе дополнительных нагревов при температуре 85°C длительностью от 1000 до 7500 ч для сплава 1424, при 85 и 130°C – от 500 до 2000 ч для сплава 1441 и при 125 и 150°C – от 256 до 2000 ч для сплава В-1469. Листы всех сплавов были предварительно состарены по режимам: 150°C, 32 ч – для сплава 1441; 160°C, 30 ч – для сплава В-1469. Для сплава 1424 в качестве предварительного старения выбрано трехступенчатое старение в интервале температур 85–120°C, которое обеспечивает термическую стабильность по вязкости разрушения при низкотемпературном (85°С) нагреве до 3000 ч [2]. Рентгеноструктурные рентгеновского исследования дифрактометра проведены D/MAX-2500 с фирмы использованием «Rigaku» с монохроматическим CuK α -излучением. Проведен стандартный фазовый анализ при рабочем режиме дифрактометра 30 кВ, 10 мА. Диапазон сканирования для РФА 2θ – 15–90°, для расчета периода 2θ – 135–140°. Дополнительный дисперсный распад при 85°C изучен методом малоуглового рассеяния рентгеновских лучей путем измерения интенсивности рентгеновских лучей в интервале углов (2θ) дифракции от 1 до 25°. Этот метод позволяет зафиксировать дополнительный распад с образованием выделений, размер которых меньше 2 нм. Для определения периода решетки твердого раствора сплавов 1424, 1441 и В-1469 выбран рефлекс (422). Все полученные профили математически обработаны по методу Пирсона с помощью экспоненциальной функции. Ошибка приближения расчетного и экспериментального профиля не более 4%. Положение рефлекса (422) определялось по центру тяжести. Для прецизионного вычисления размеров выделений рентгеновским методом применена методика, основанная на разделении физического и инструментального уширения рентгеновской линии и определении причин физического уширения. Уширение линий характеризуется шириной на полувысоте. Обработка экспериментальных рентгенограмм и необходимые расчеты проведены с помощью программного обеспечения к дифрактометру D/MAX-2500 (программа Jade5). Электронно-микроскопические исследования проведены на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) JEM-200CX фирмы «Jeol». При анализе размеров и формы выделений δ'(Al 3 Li)-фазы использованы специальные темнопольные методики, включая метод перефокусировки [5] для установления различий в параметрах решетки δ'-фазы. Выбирались сверхтонкие места электронно-микроскопических фольг, толщина которых не превышала экстинкционной длины. Темнопольные исследования выделений δ'-фазы проведены в условиях, когда дифракционное отклонение от строгого брэгговского условия равно нулю [5]. Для реализации этого условия, например при съемке в рефлексе g=[100] δ′ , необходимо так сориентировать образец, чтобы темная линия Кикучи полосы (200) α расположилась на электронограмме строго посередине между рефлексами (100) δ′ и (200) α . Такие условия съемки обеспечивают наиболее четкий контраст границ выделений δ'-фазы и гарантируют дифракционную стабильность. Обработка электронно-микроскопических изображений частиц δ'-фазы проведена с использованием компьютерной программы Image Expert Pro 3х фирмы «Nexsys» (Россия). Результаты эксперимента Рентгеноструктурные исследования Сплав 1424. В результате фазового анализа в сплаве 1424 после длительных низкотемпературных нагревов выявлены следующие фазы: Al-твердый раствор, δ'(Al 3 Li) и S 1 (Al 2 MgLi). На рентгенограммах сплава 1424 наблюдается асимметрия рентгеновских линий (100) δ′ , (110) δ′ и (210) δ′ δ'-фазы. В исходном состоянии сплава, состаренного по трехступенчатому режиму, форма этих линий близка к симметричной. При сравнении формы линии в исходном состоянии и в состояниях, обработанных по режимам ДНН, видно, что данная асимметрия направлена в сторону малых углов. Можно сделать предположение о существовании двух типов δ'-фазы, которые различаются по составу, а следовательно, по периоду. Один тип фазы выделяется в ходе предварительного трехступенчатого старения, а другой – в процессе низкотемпературных нагревов. Вновь образованная δ'-фаза имеет больший период, чем исходная (рис. 1). Эти данные согласуются с малоугловыми рентгеновскими исследованиями (от 1°). Показано, что сплав после нагрева 85°C, 1000 ч содержит дополнительные дисперсные частицы диаметром менее 1,5 нм (рис. 2). Рисунок 1. Исследования профиля рентгеновских линий: а – рентгенограмма сплава 1424 (трехступенчатое старение +85°C, 2000 ч); б – рентгенограмма сплава 1424 (трехступенчатое старение без длительных нагревов); в – разделение по синглетам линии (210) δ′ для рентгенограммы а Рисунок 2. Профили интенсивностей рентгеновского излучения в области малых брэгговских углов (1–5°) сплава 1424 для различных длительностей нагревов при 85°C: 1 – совпадающие профили: трехступенчатое старение без дополнительных нагревов (исх.), исх. + нагрев 6500 ч, исх. + нагрев 7500 ч; 2 – совпадающие профили: исх. + нагрев 2000 ч, исх. + нагрев 4000 ч; 3 – исх. + нагрев 1000 ч По центру тяжести рентгеновских линий проведены измерения периодов решеток: для матрицы – по линии (422) α ; для δ'-фазы – по линии (210) δ′ (рис. 3, а, б). Рисунок 3. Зависимость периодов решеток от длительности выдержки, рассчитанные рентгеновским методом: а – для матрицы – по линии (422) α ; б – для δ'-фазы – по линии (210) δ′ Оценка среднего размера δ'-фазы рентгеновским методом проведена с использованием линии (210) δ′ по формуле: FS × cos θ = λ , где FS – L физическое уширение, L – размер кристаллита, λ – длина волны излучения анода (рис. 4). Рисунок 4. Изменение среднего размера частиц δ'-фазы в ходе LLTE. Зависимости, полученные различными методами: 1 – рентгеновским методом; 2 – электронно-микроскопическим методом Сплав 1441. В результате фазового анализа в сплаве 1441 выявлены следующие фазы: Al-твердый раствор, δ'(Al 3 Li) и S'(Al 2 CuMg). Малоугловые рентгеновские исследования показали, что после нагревов до 500 ч при температурах 85 и 130°C дополнительных дисперсных выделений не образуется. Это указывает на существование инкубационного периода дополнительного распада δ'-фазы при LLTE. Максимальное количество дисперсных выделений образуется при нагреве 1000 ч (рис. 5, а, б). По центру тяжести рентгеновских линий проведены измерения периодов решеток: для матрицы – по линии (422) α ; для δ'-фазы – по линии (221) δ' (рис. 6, а, б). Рисунок 5. Профили интенсивностей рентгеновского излучения в области малых брэгговских углов (1–5°) сплава 1441 для различных температур нагревов, цифрами отмечены профили линий для различных длительностей нагревов: а – 85°C (2 – совпадающие профили: 150°C, 32 ч без дополнительных нагревов (исх.) и исх. + нагрев 2000 ч; 1 – исх. + нагрев 500 ч; 3 – исх. + нагрев 1000 ч); б – 130°C (1 – исх. + нагрев 500 ч; 2 – исх.; 3 – совпадающие профили исх. + нагрев 1000 ч, исх. + нагрев 2000 ч) Рисунок 6. Зависимость периодов решеток от длительности выдержки, периоды вычислялись: а – для матрицы – по линии (422) α ; б – для δ'-фазы – по линии (221) δ' Сплав В-1469. Методом рентгеноструктурного фазового анализа на поздних стадиях старения обнаружены следующие фазы: твердый раствор Al; небольшое количество θ-фазы Al 2Cu; Т1-фаза Al 2CuLi; Т2-фаза Al 6Cu(Li, Mg)3. Период решетки Al-твердого раствора увеличивается с увеличением времени выдержки (рис. 7). Рисунок 7. Зависимость периода решетки матрицы от длительности выдержки, период вычислялся по линии (422) α Электронно-микроскопические исследования Сплав 1424. Темнопольным электронно-микроскопическим методом проанализирована кинетика изменения средних размеров выделений δ'-фазы (см. рис. 4). Средний размер частиц δ'-фазы в интервале длительностей LLTE от 2000 до 6500 ч не изменяется. Начиная с 6500 ч, зависимость изменения среднего размера частиц δ'-фазы от времени приобретает вид, характерный для обычного процесса коалесценции. При темнопольных электронно-микроскопических исследованиях δ'-фазы методом 2½D фокусировки [5], проведенных для рефлексов (100) δ' и (110) δ' , наблюдались разнонаправленные эффекты смещения изображений частиц. Это подтверждает факт существования двух типов фазы с различными периодами решетки. Электронно-микроскопическим методом показано, что в структуре сплава присутствуют фазы, выявленные рентгеновским методом. Сферические частицы фазы δ'(Al 3 Li) выделяются равномерно по зерну. Частицы фазы S 1 (Al 2 MgLi) выделяются на границах зерен (рис. 8, а, б) и на частицах δ non -фазы (рис. 8, в, г) [6]. После выдержки 4000 ч процесс выделения фазы S 1 (Al 2 MgLi) на границах зерен интенсифицируется. Увеличение времени выдержки (до 7500 ч) приводит к укрупнению гетерогенно выделяющейся S 1 -фазы (см. рис. 8). Рисунок 8. Темнопольное изображение выделений S 1 -фазы на границах: а – g=2/3(220) α (трехступенчатое старение без нагревов); б – g=2/3(220) α (нагрев 85°C, 4000 ч); и на частицах δ non -фазы: в – в рефлексе (S 1 +δ non ) (нагрев 85°C, 4000 ч); г – в рефлексе (S 1 +δ non ) (нагрев 85°C, 7500 ч); положение апертурной диафрагмы, соответствующей (S 1 +δ non ), отмечено на дифракции вблизи оси зоны <110> Сплав 1441. Электронно-микроскопическим методом изучена морфология и форма выделений δ'-фазы и S'-фазы. Частицы δ'-фазы выделяются равномерно по зерну (рис. 9, а). Выделение частиц S'-фазы носит гетерогенный характер с преимущественным зарождением на дислокациях (рис. 9, б, в) [7]. При температуре нагрева 130°C отмечается интенсификация выделения S'-фазы на геликоидальных дислокациях (рис. 9, в). Рисунок 9. Темнопольные изображения (ось зоны <100>): а – частиц δ'(Al 3 Li)-фазы, g=[100] δ' (нагрев 85°C, 1000 ч); б – частиц S'(Al 2 CuMg)-фазы (нагрев 85°C, 1000 ч); в – частиц S'(Al 2 CuMg)-фазы (нагрев 130°C, 1000 ч); положение апертурной диафрагмы отмечено на дифракции Сплав В-1469. Диаграмма фазовых превращений при старении для сплава В-1469 приведена в [8]. На начальной стадии упрочняющего старения в сплаве формируются выделения Ω'-фазы пластинчатой формы. Эти пластины имеют неоднородное внутреннее строение [9]. Объемная доля их увеличивается с увеличением времени и температуры старения, частицы становятся монолитными с более совершенным кристаллическим строением [10]. Поздние стадии старения характеризуются интенсивным гетерогенным зарождением выделений Т 2 (Al 6 Cu(Li, Mg) 3 )-фазы по границам зерен (рис. 10). На стадии упрочняющего старения морфология выделений Ω'-фазы и картина дифракции сплава В-1469 близка к морфологии частиц T1′ -фазы и картине дифракции сплавов системы Al–Li–Cu (без Ag) [11, 12]. В [11, 12] показано, что в сплавах системы Al–Li–Cu частицы T1′ -фазы в ходе старения трансформируются в равновесную Т 1 -фазу. Поэтому, несмотря на близкие дифракционные эффекты от частиц Ω'-фазы и T1′ -фазы и их морфологию, вопрос об изоморфности этих фаз требует дополнительных исследований. Рисунок 10. Темнопольное изображение выделений Т 2 (Al 6 Cu(Li, Mg) 3 )-фазы на границе и внутри зерна g=2/3[111]; старение 225°C, 32 ч (положение апертурной диафрагмы отмечено на дифракции) В сплаве В-1469 после упрочняющего старения и дополнительных нагревов (ДНН) наблюдаются следующие фазы: пластины Ω'-фазы, распределенные равномерно по зерну; небольшое количество δ'-фазы, которая выделяется в основном в виде ободка вокруг композитных частиц (рис. 11, в), содержащих Zr и Sc; гетерогенно выделяющаяся по высокоугловым границам фаза Т 2 (Al 6 Cu(Li, Mg) 3 ) (рис. 11, a, б). В ходе дополнительных нагревов отмечается увеличение периода решетки, что связано с образованием медьсодержащих фаз (см. рис. 7). Такое увеличение до 500 ч связано в основном с образованием Ω'-фазы, замедление роста периода решетки после 500 ч обусловлено появлением гетерогенного распада с образованием Т 2 -фазы, интенсификация которого после 2000 ч приводит к понижению периода решетки матрицы. Это можно объяснить наличием Mg в Т 2 -фазе [1]. Рисунок 11. Изображение фаз, выделившихся после упрочняющего старения 160°C, 30 ч и дополнительных нагревов: а – нагрев 150°С, 2000 ч, темнопольное изображение Ω'-фазы в дифракционных условиях g=1/2[111], ось зоны <110>, положение апертурной диафрагмы отмечено; б – темнопольное изображение выделений Т 2 (Al 6 Cu(Li, Mg) 3 )-фазы на высокоугловой границе; в – нагрев 125°С, 2000 ч, темнопольное изображение выделений δ'-фазы g=[100] δ' Обсуждение результатов Сплав 1424. Полученные результаты позволили изучить особенности δ'-фазы, образованной в процессе LLTE. Целесообразно рассмотреть две временные области. Область от 0 до 1000 ч связана с образованием выделений «новой» мелкодисперсной δ'-фазы. Средний размер частиц в этой области увеличивается, что свидетельствует о том, что одновременно с появлением дополнительных мелких выделений «новой» δ'-фазы идет процесс увеличения размеров выделений исходной δ'-фазы, образованной в процессе предварительного трехступенчатого старения. Периоды решеток матрицы и δ'-фазы при этом уменьшаются. Область коалесценции δ'-фазы (свыше 1000 ч), в которой периоды решеток матрицы и δ'-фазы немонотонно зависят от длительности низкотемпературной выдержки. Максимальное значение периода решетки δ'-фазы реализуется при 2000 ч, а матрицы – при 6500 ч. Именно в этой временной области среднее значение размеров выделений δ'-фазы мало меняется. Наблюдаемые закономерности в изменении периода решеток матрицы и δ'-фазы, а также средних размеров δ'-фазы в ходе LLTE можно объяснить следующим образом. В состав основной упрочняющей δ'-фазы кроме атомов лития могут входить атомы Mg [3], что подтверждается уменьшением периода δ'-фазы в области ДНН до 1000 ч. Равновесная концентрация Mg в твердом растворе различна для температур ДНН и для температуры старения. Следовательно, δ'-фаза, образовавшаяся при 85°C, менее обогащена Mg, чем существующая до ДНН. Область коалесценции целесообразно разбить на три этапа. На первом этапе – от 1000 до 2000 ч доминирует процесс растворения «новой» δ'-фазы (см. рис. 3). На втором этапе – от 2000 до 6500 ч доминируют процессы роста менее обогащенной Mg («новой») δ'-фазы и растворения более обогащенной («старой»). Замедление роста среднего размера частиц в этом интервале является следствием уравновешивания двух процессов. Свыше 6500 ч в сплаве протекает процесс обычной коалесценции. Начиная с 1000 ч, происходит дополнительное обогащение твердого раствора атомами Mg за счет растворения «старой» δ'-фазы. Это приводит к росту периода решетки. Наряду с этим обогащение Mg может интенсифицировать процесс выделения на границах зерен S 1 (Al 2 MgLi)-фазы. Такой процесс наблюдается в сплаве 1424 после выдержки 4000 ч и замедляет увеличение периода решетки. Уменьшение периода решетки матрицы после выдержки 6500 ч (см. рис. 3, а) объясняется доминированием процесса обеднения магнием твердого раствора, связанного с образованием S 1 -фазы, над процессом обогащения магнием, связанного с растворением «старой» δ'-фазы. Сплав 1441. В состав δ'-фазы в сплаве 1441 может входить как Cu, так и Mg [4]. Для «старой» и «новой» фазы соотношение этих компонентов различно. Можно предположить, что «новая» δ'-фаза имеет большее содержание Cu, чем «старая». Сплав В-1469. Проведенные электронно-микроскопические и рентгеноструктурные исследования показали, что структурные изменения в ходе ДНН в сплаве В-1469 обусловлены выделениями медьсодержащих фаз: Ω'-фазы и Т 2 (Al 6 Cu(Li, Mg) 3 -фазы. Увеличение содержания Cu в твердом растворе уменьшает период решетки матрицы, следовательно, интенсификация выделения Ω'-фазы и Т2(Al6Cu(Li, Mg)3)-фаз обедняет твердый раствор по Сu [5, 13]. Это приводит к увеличению периода решетки. Наиболее резкое увеличение происходит при температуре 150°C с выдержками до 500 ч, т.к. интенсифицируется гетерогенный распад по границам зерен с образованием фазы Т2(Al6Cu(Li, Mg)3. Это является характерной чертой сплава В-1469 по отношению ко всем остальным Al–Li-сплавам, для которых закономерности распада в ходе длительных выдержек связаны с особенностями строения δ'-фазы. Выводы На основании сравнительного анализа сплавов 1424, 1441 можно выделить следующие закономерности. Структурные изменения в ходе ДНН определяются для 1424 и 1441 особенностями δ'-фазы. Существуют две различные δ'-фазы: исходная («старая») и образованная в ходе ДНН («новая»). Эти δ'-фазы различаются концентрацией легирующих элементов. Кроме того, в обоих сплавах в ходе ДНН изменяется концентрация легирующих элементов твердого раствора и интенсифицируется гетерогенный распад с образованием фаз: в сплаве 1424 – S1 -фазы, а в сплаве 1441 – S'-фазы. Одновременный анализ диаграммы фазовых превращений при старении сплава В-1469 и карт свойств (σ в , σ 0,2 и δ) показал, что на стадии упрочняющего старения сплав находится в температурно-временной области существования Ω'-фазы, содержащей Ag. Следовательно, после искусственного старения и в ходе последующих низкотемпературных выдержек структурные изменения в сплаве В-1469 обусловлены выделением Ω'-фазы. Список литературы: 1. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. – М.: Металлургия, 1979. С. 639. 2. Khokhlatova L.B., Веr L.В., Alekseev А.А., Kolobnev N.I., Ukolova O.G., Lukina E.A. Phase Transformation During Long-Term Low Temperature Exposure of 1424 Al–Li–Mg. Alloy Forum. UK. 2002. V. 396–402. P. 1395. 3. Noble B., Harris S.J., Katsikis S., Dinsdale D. Influence of Magnesium and Copper Additions on the Low Temperature Thermal Stability of Al–Li Alloys / Proceedings of the 9th International Conference on Aluminium Alloys. Australia. 2004. P. 777. 4. Noble B., Harris S.J., Katsikis S., Dinsdale D. Low Temperature Thermal Stability of Quaternary Al–Li–Cu–Mg Alloys // (ICAA10). Canada. 2006. V. 519–521. P. 209–214. 5. Hirsch P., Howie A., Nicholson R., Pashley D., Whelan M. Electron Microscopy Of Thin Crystals / Butterworths. UK. 1965. P. 575. 6. Alekseev A.A., Lukina E.A, Zaytsev D.V., Fridlyander I.N. Crystal Analysis of Nonequilibrium δ non -phase in Al–Li–Mg Alloys // (ICAA10). Canada. Materials Science Forum Vols. 2006. V. 519–521. P. 259–264. 7. Багаряцкий Ю.А. Механизм искусственного старения сплава Al–Cu–Mg // СССР. 1952. Т. 87. С. 391–401. 8. Лукина Е.А., Алексеев А.А., Антипов В.В. и др. Применение диаграмм фазовых превращений при старении для оптимизации режимов старения в Al–Li сплавах В-1469, 1441 // Металлы. 2009. №6. С. 60–67. 9. Chester R.J. and Polmer I.J. Precipitation in Al–Cu–Mg–Ag Alloys / In The Metallurgy of Light Alloys. Spring Residential Conference L. Institution of Metallurgists 18 (6), 1. R.J. Chester and I.J. Polmer. Precipitation in Al–Cu–Mg–Ag Alloys / In The Metallurgy of Light Alloys. Spring Residential Conference L. Institution of Metallurgists 18 (6), 75–81 (1983). 10. Телешов В.В., Головлева А.П. Влияние малых добавок серебра и параметров технологии изготовления на структуру и свойства полуфабрикатов из сплавов системы Al–Cu–Mg–Ag–X // Технология легких сплавов, №1–2. 2006. С. 99–119. 11. Алексеев А.А, Ананьев В.Н, Бер Л.Б., Дриц А.М., Крымова Т.В., Прохоровский В.Ю., Тарытина И.Е. Старение сплава Al–2,5% Li–3% Cu // Металловедение и термическая обработка цветных сплавов. Наука, 1992. С. 197–207. 12. Алексеев А.А, Ананьев В.Н, Бер Л.Б., Прохоровский В.Ю., Тарытина И.Е. О механизме образования выделений Т 1 -фазы в сплавах системы Al–Li–Cu // Металловедение и термическая обработка цветных сплавов. Наука, 1992. С. 208–210. 13. Фридляндер И.Н., Чуистов К.В., Березина А.Л., Колобнев Н.И. Al–Li сплавы (структура и свойства). Киев. Украина. Наукова думка, 1992. С. 192.
