Изучение структуры и модифицирующей способности тройных лигатурных сплавов на основе алюминия, полученных обработкой их расплавов низкочастотными колебаниями тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 02.00.04, кандидат химических наук Котенков, Павел Валерьевич

• Котенков, Павел Валерьевич
• кандидат химических наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат химических наук Котенков, Павел Валерьевич

Содержание

Введение

1 Литературный обзор

2 Материалы, методики проведения

экспериментов и исследований

2.1 Эксперименты по выплавке опытных лигатур

АНЗс-ггСП), А1-гг-Т1 и А1-ТЬС

2.2 Эксперименты по оценке модифицирующей

способности и «живучести» опытных лигатур

2.3 Эксперименты по дисперсионному упрочнению сплавов

2.4 Методы изучения структуры и свойств сплавов

3 Получение тройных лигатурных сплавов

и изучение их структурных особенностей

3.1 Исходные лигатуры

3.2 Лигатурный сплав А1-8с^г

3.3 Лигатурный сплав А1-8с-Т1

3.4 Лигатурный сплав А1^г—'1л

3.5 Лигатурный сплав АКП-С

3.6 Выводы

4 Оценка модифицирующей способности опытных лигатур

4.1 Оценка лигатурного сплава А1-8с^г

4.2 Оценка лигатурного сплава А1-8с-Т1

4.3 Оценка лигатурного сплава А\-Ъг-Т\

4.4 Оценка лигатурного сплава А1-ТьС

4.5 Кристаллографический аспект модифицирующей

способности опытных лигатур

4.6 Выводы

5 Роль добавок опытных лигатур

в дисперсионном упрочнении сплава А1-4%Си

5.1. Выбор режима отжига и количества вводимых добавок

5.1 Роль опытных лигатур в дисперсионном

упрочнении сплава А1-4%Си

5.2. Характеристики сплавов до и после

гомогенизирующего отжига

5.3. Влияние примеси Fe+Si на упрочнение сплавов А1-4%Си

5.4 Влияние добавок переходных элементов

5.4.1 Влияние (Sc+Zr)

5.4.2 Влияние (Sc+Ti)

5.4.3 Влияние (Ti+Zr)

5.4.4 Влияние наноразмерной фазы TiC

5.5 Выводы

Общие выводы

Библиографический список

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Изучение структуры и модифицирующей способности тройных лигатурных сплавов на основе алюминия, полученных обработкой их расплавов низкочастотными колебаниями»

Введение

Актуальность темы исследования. С каждым годом возрастают требования к алюминиевым сплавам с высокими ресурсными характеристиками, используемыми в авиакосмической отрасли и машиностроении. Повышение качества таких сплавов, имеющих пониженную плотность и повышенную прочность, пригодных для широкой номенклатуры изделий, является актуальной задачей для отечественных и зарубежных исследователей.

Алюминиевые сплавы обладают большой склонностью к образованию крупнозернистой структуры, что приводит к анизотропии свойств и повышенному количеству дефектов [1-2]. Получение сплавов с мелкозернистой структурой является важной задачей решения данных проблем. На сегодня существует различные способы воздействия на расплав с целью получения мелкозернистой структуры. В работе особое внимание уделено химическому методу воздействия на предкристаллизационное состояние расплава.

Степень разработанности темы. Для получения мелкозернистой структуры в алюминиевый расплав вводят модифицирующие лигатуры, содержащие переходные металлы и их карбиды или бориды. В последние десятилетия особое внимание уделяется таким переходным металлам как скандий, титан, цирконий, которые наряду с модифицированием придают сплаву ряд положительных свойств. Малые добавки переходных элементов Se, Se и Zr, Se и Ti, Ti и Zr вводят в алюминий с бинарными лигатурными сплавами. Низкая растворимость этих элементов в твердом растворе алюминия при комнатных температурах приводит к возможности получения значительного пересыщения ими в процессе отжига под закалку и при последующем распаде твердого раствора дисперсионного упрочнения сплавов выделяющимися вторичными алюминидами. При совместном введении бинарных лигатур Al-Sc и Al-Zr (или Al-Ti) образуются вторичные алюминиды, наследующие кубическую решетку структурного типа Lh, характерную для алюминидов скандия и имеющую небольшое кристаллографическое несоответствие с решеткой а-А1, что приводит

к хорошим показателям дисперсионного упрочнения. В то же время при совместном введении бинарных лигатур Al-Ti и Al-Zr в алюминиевые сплавы выделяющиеся алюминиды сохраняют свои тетрагональные решетки структурных типов DO22 и D023- Это приводит даже к меньшему эффекту модифицирования, чем при использовании каждой лигатуры в отдельности [3].

В последнее время в научной литературе большое внимание уделяется изучению зависимости структурного типа и параметра кристаллической решетки алюминида с двумя переходными элементами от их соотношения в алюминиде [4], а также возможности получения сплавов, в которых алюминиды имеют кубическую решетку структурного типа Ll2, кристаллографически совпадающую с решеткой матрицы алюминиевых сплавов [5]. В обычных условиях кристаллизации сплавы системы Al-Sc характеризуются выделением алюминидов именно такого структурного типа решетки. В бинарных системах Al—Zr, Al—Ti алюминиды с ГЦК решеткой образуются только при высоких скоростях охлаждения перегретого расплава [6,7]. Методом спинингования были получены также и сложные алюминиды Al3(Tii_xZrx) с ГЦК решеткой типа Ы2 [8].

Введение в алюминиевый расплав небольшого количества лигатуры с переходными элементами, образующими при кристаллизации алюминиды с ГЦК решеткой типа Ь12, является одним из эффективных способов повышения качества сплавов. Чем выше структурное соответствие зародышеобразующих фаз и а-А1, тем выше эффект модифицирования. Тонкая зеренная структура уменьшает размеры дефектов (микропоры, выделения вторичных фаз по границам зерен) и способствует их более равномерному распределению, тем самым уменьшает неравномерность свойств по ширине и высоте слитка и приводит к улучшению технологических и механических свойств сплавов. Кроме того, использование малых добавок таких лигатур с целью дисперсионного упрочнения алюминиевых сплавов в процессе старения и отработка условий вторичного выделения субмикро- и наноразмерных дисперсоидов когерентных матрице алюминидных фаз при распаде пересыщенных твердых растворов на основе

алюминия позволит получить сплавы с повышенными функциональными характеристиками.

Все сказанное позволяет сделать вывод о возможности расширения ассортимента лигатур за счет получения новых сплавов с двумя переходными элементами, алюминиды которых имеют кубические решетки и характеризуются высоким размерным и структурным соответствием с матрицей модифицируемых этими лигатурами алюминиевых сплавов.

Цели и задачи исследования. Понимая важность проблемы повышения качества алюминиевых сплавов, опираясь на имеющиеся литературные данные и учитывая правило Освальда, целью данной работы являлось получение новых тройных лигатурных сплавов с высокой модифицирующей способностью, которая обеспечивается структурным и размерным соответствием кубической решетки зародышеобразующих фаз с решеткой матрицы алюминиевых сплавов.

При проведении работы решались следующие задачи.

1. Изучение условий получения (состав, перегрев расплава над ликвидусом, скорость охлаждения) лигатурных сплавов с двумя переходными элементами А1~8с—Ъх, А1—Бс—Тл, А1—'Тл—алюминиды которых имеют кубическую решетку структурного типа типа Ь12, с использованием воздействия на расплавы лигатур низкочастотными колебаниями (НЧК).

2. Совершенствование технологии синтеза субмикронной и наноразмерной карбидной фазы в расплаве А1—'Тл при воздействии НЧК, передаваемыми через графитовый поршень-излучатель.

3. Разработка технологии замешивания смеси наноразмерных порошков А1+Т1С в алюминиевый расплав с использованием воздействия НЧК.

4. Изучение структурных особенностей опытных лигатурных сплавов.

5. Проведение на алюминиевых сплавах сравнительной оценки модифицирующей способности опытных лигатур и ее стабильности во времени.

6. Изучение роли малых совместных добавок Бс+гг, 8с+Т1, Х\+Ът, вводимых с опытными лигатурами, на дисперсионное упрочнение модельного

I

А'

сплава А1-4%Си в широком температурном и временном интервале старения и сравнение с добавкой такого же количества одного элемента.

7. Оценка роли примесных элементов (Ре+81) в дисперсионном упрочнении модельного сплава А1-4%Си.

8. Изучение возможности легирования скандием медьсодержащих алюминиевых сплавов с использованием тройных лигатур А1-8с~7г и А1—Бс—Ть

Научная новизна работы - с использованием воздействия на расплавы НЧК получены новые лигатурные сплавы с двумя переходными элементами, зародышеобразующие фазы которых имеют кубическую решетку типа Ы2, что обеспечивает их высокую модифицирующую способность, ее постоянство в течение длительной выдержки расплава с лигатурой и значительное дисперсионное упрочнение сплава А1~4%Си. Показана возможность введения скандия в медьсодержащие алюминиевые сплавы.

Теоретическая и практическая значимость работы. Изучены условия получения (соотношение переходных элементов, перегрев, скорость охлаждения) тройных лигатурных сплавов А1-8с~7г, А1-8с-Т1, А\~Т\^т с алюминидами, соответственно, А13(8с1_х7гх), А13(8с].хТлх), А13(Т11.х2гх) с кубической решеткой структурного типа Ы2.

Выявлены критические содержания модификаторов 8с+2г, 8с+Т], Ti+Zr, (переход в заэвтектический или перитектический состав), определяющие начало резкого измельчения зерна сплава А1~4%Си.

Выявлена зависимость степени измельчения зерна сплава А1-4%Си от типа решетки зародышеобразующей фазы (0022 или Ь12) модификатора.

Выявлен синергетический эффект при модифицировании и дисперсионном упрочнении сплава А1~4%Си малыми добавками вводимыми с тройной

лигатурой АХ-Тх-Ъг.

Выявлен эффект стабильности модифицирующей способности лигатур А1-8с-7г, А1-8с-'П, А1-ТЬ^г и А1-Тл-С в течение длительной выдержки расплава с соответствующей лигатурой.

Определены условия образования ^Г-фазы в сплавах А1~4%Си при введении скандия с бинарной лигатурой и скандия с цирконием с опытной лигатурой.

Проведена оценка влияния кристаллографического несоответствия решеток зародышеобразующих фаз и матрицы на измельчение зерна алюминиевых сплавов.

На новые лигатурные сплавы А1—'Тл-2г, зародышеобразующие фазы А1з(Т1!.хггх) которых имеют кубическую решетку типа Ы2 с высоким кристаллографическим сходством с решеткой а-А1, получена заявка на изобретение.

Показана возможность замешивания в расплав алюминия небольшого количества смеси наноразмерных порошков Т1С+А1 с использованием воздействия НЧК и высокая степень дисперсионного упрочнения сплава А1-4%Си сотыми долями % ТлС, вводимых с опытной лигатурой А1-Т1-С.

Методология и методы исследования. Исследования проведены на современном научном уровне с использованием методов оптической и электронной сканирующей микроскопии, дифракционного рентгеноструктурного и рентгеноспектрального анализа, дифференциальной сканирующей калориметрии.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Результаты получения (с использованием воздействия на расплавы лигатур низкочастотными колебаниями) новых лигатурных сплавов А1—8с~2г, А1-8с-Т1, А1-Т1-2г, алюминиды которых имеют кубическую решетку структурного типа Ь12, и сплава А1—И-С с наноразмерными карбидами титана.

2. Результаты модифицирующей способности опытных лигатур, ее стабильности в течение длительной выдержки расплава А1-4%Си с лигатурой.

3. Результаты дисперсионного упрочнения сплава А1-4%Си малыми добавками 8с+2г, 8с+Тл, Тл+С, вводимыми с опытными лигатурами, в процессе старения при температурах от 100 до 300°С

4. Результаты влияния примесных элементов (Ре+81) на дисперсионное упрочнение модельного сплава А1~4%Си медью и переходными элементами.

5. Результаты совместного введения 8с+7г с опытной лигатурой А1-8с-2г без образования в сплаве А1-4%Си Ж-фазы, то есть возможность легирования скандием медьсодержащих алюминиевых сплавов.

6. Результаты по зависимости степени измельчения зерна сплава А1-4%Си от типа решетки зародышеобразующей фазы (0022 или Ь12) модификатора.

7. Результат синергетического эффекта малых добавок Ti+ZY, вводимых с опытной лигатурой А1—'Тл^г, при модифицировании и дисперсионном упрочнении сплава А1-4%Си.

Научные и практические результаты диссертационной работы могут быть использованы при получении алюминиевых сплавов с высокими ресурсными характеристиками, используемых в авиакосмической отрасли и в машиностроении,

Степень достоверности и апробация результатов. Основные положения диссертационной работы опубликованы в научных трудах: 5 статей в центральных отечественных журналах, рекомендованных ВАК, 10 статей в научных сборниках материалов конференций. Материалы доложены на 6 российских и международных конференциях.

Фундаментальные исследования по теме диссертации поддержаны грантами РФФИ:

Молодежные проекты: «Влияние модифицирования литого сплава А1-4%Си опытной лигатурой А1-Т1-^г, на его микроструктуру и дисперсионное упрочнение» №11-3-НП-405 и «Эффективность модифицирующей способности тройных лигатур А1-'П-7г,А1-'П-8с, А1-7г~8с и А1-Т1-С в зависимости от времени выдержки сплавов в жидком состоянии» №13-3-НП-342.

Междисциплинарный проект с ИФМ УрО РАН № 12-М-23-2031 «Структурно фазовые состояния в композитах, порошках (оксидах, боридах и карбидах) и металлических сплавах с нановыделениями и их физические свойства

1

при термических, деформационных и радиационных воздействиях». Рук.: чл.-корр. Б.Н. Гощицкий, чл.-корр. В.Ф. Балакирев.

Проект №11-03-12082 ОФИ_м «Комплексное исследование влияния термических и механических напряжений, деформаций на структуру и физико-механические свойства композитов и сплавов на основе Бе, Си, А1. Разработка композитов и сплавов с повышенными служебными характеристиками» Рук.: чл.-корр. Э.А. Пастухов.

Литературный обзор

Алюминиевые сплавы обладают уникальным сочетанием свойств, плотность их незначительно отличается от плотности чистого алюминия 2.7 г/см3

3 3

(от 2.65 г/см для сплава АМгб до 2.85 г/см для В95). За счет того, что предел текучести алюминиевых сплавов в несколько раз превышает предел текучести чистого алюминия, сплавы могут использоваться в качестве конструкционного материала с разным уровнем нагрузок. Удельные значения предела прочности, предела текучести и модуля упругости для прочных алюминиевых сплавов сопоставимы с соответствующими значениями удельных величин для стали и титановых сплавов. Это позволяет высокопрочным алюминиевым сплавам конкурировать со сталью и титаном. Однако алюминиевые сплавы имеют большую склонность к образованию крупнозернистой структуры в слитках и отливках. При определенных условиях литья и охлаждения крупные столбчатые кристаллы могут охватить весь объем отливки. Наличие крупнозернистой структуры является причиной образования трещин в слитках [1,2] и вызывает проблемы при последующей деформации слитков - невозможность обеспечения высоких и равномерных механических свойств при малых степенях деформации. В настоящее время существует множество способов воздействия на жидкий и затвердевающий металл, которые позволяют изменить структуру и свойства литого металла в нужном направлении. Эти способы можно разделить на группы, отличающиеся механизмом воздействия.

1. Термовременная обработка, сочетающая повышение нагрева расплава до температур, при которых происходят определенные структурные перестройки, с его ускоренной кристаллизацией.

2. Химические методы: модифицирование, легирование, обработка флюсами, парами солей, газами.

3. Перемешивание расплавов: механическое, пневматическое, газоимпульсное и др.

1

4. Наложение электрических и магнитных полей, электроимпульсная и электрогидроимпульсная обработка.

5. Применение упругих колебаний: ультразвуковых и низкочастотных.

Основная цель использования всех этих методов - целенаправленное

изменение состояния расплава, определяемого структурой шихты, температурно-временными условиями ведения плавки, подбором соответствующих модификаторов, условиями затвердевания.

При обычных условиях выплавки сплавов, при температурах не намного превышающих линию ликвидуса, разнородные элементы шихты и различные фазы легирующих лигатурных сплавов образуют неоднородный коллоидный расплав [9], который длительное время существует без заметных изменений, сохраняя наследственную память о фазовом составе и дисперсности составляющих шихты. Только существенный перегрев расплава или различные физико-химические воздействия приводят к необратимому разрушению метастабильного коллоидного состояния, к стиранию памяти о фазовом составе шихты.

Отсюда следует, что получение качественных слитков в большой степени зависит от качества шихтовых материалов и лигатурных сплавов, занимающих до 50 % в их объеме [10]. С помощью лигатурных сплавов в расплав значительно легче ввести элементы, которые имеют обычно высокие температуру плавления и упругость пара и легко могут окислиться при температурах приготовления сплава. Кроме легирующих лигатур на основе алюминия, в которых содержание второго компонента достигает десятки процентов, широкое применение при выплавке алюминиевых сплавов для устойчивого эффекта измельчения зерна находят модифицирующие лигатуры (с содержанием компонентов менее 10%). Их требуется в 10 раз меньше, чем легирующих лигатур, но к качеству предъявляются высокие требования.

1. Лигатуры должны иметь температуру, обеспечивающую быстрое растворение модифицирующего элемента в сплаве. Лигатуры с высоким содержанием второго компонента более экономичны, но с его увеличением

!

/

требуется повышение температуры ведения плавки и дополнительное время для растворения интерметаллидов.

2. Размер зародышеобразующей фазы (алюминидов, карбидов, боридов и др. частиц) должен быть минимальным. Чем меньше размер, тем больше частиц содержится в единице объема лигатурного сплава, то есть больше потенциальных центров кристаллизации и меньше расход лигатуры.

3. Содержание примесных элементов (газов, железа, кремния и др.), которые могут войти в состав первично выделяющихся фаз и изменить их кристаллографическую решетку, должно быть минимальным.

4. Крупные оксидные включения, на которых скапливаются интерметаллические частицы, должны отсутствовать.

Модифицирование представляет глубинный процесс активного воздействия на состояние металлических расплавов в предкристаллизационный период путем введения малых добавок элементов, приводящих к созданию дополнительных центров кристаллизации и изменению кинетики кристаллизации за счет уменьшения работы образования критического зародыша. Это приводит к изменению размеров и форм структурных составляющих, их равномерному распределению и, в конечном счете, к повышению технологических или служебных свойств модифицированных сплавов.

Поскольку инокулирование (зародышеобразование) является ведущим фактором процесса кристаллизации, представляется необходимым остановиться на некоторых его теоретических основах. Если твердое фаза кристаллизуется из расплава без участия инородных центров, только в результате наличия или возникновения фазовых флуктуаций, то этот процесс зародышеобразования называется гомогенным. В расплаве в результате теплового движения все время формируются, распадаются и вновь формируются фазовые флуктуации (кластеры, сиботаксические группировки) с таким же расположением атомов, как и в будущем кристалле. Для этих участков характерен дальний порядок и размытая граница раздела фаз. Чтобы эти флуктуации превратились в зародыши кристаллизации, они должны иметь минимально необходимый размер.

В чистой от примесей системе зародышеобразоваиие должно начинаться при охлаждении до равновесной температуры плавления Гр (фазового перехода ж^к). При подавлении зародышеобразования (за счет уменьшения объема охлаждающейся жидкости и увеличения скорости охлаждения) расплав можно не только переохладить, но и полностью исключить процесс кристаллизации, переведя его в аморфное состояние. В обычных условиях, согласно исследованиям [11], для металлов максимально достигнутое переохлаждение составляет -0,18 Тпл. Способность чистых металлов к переохлаждению находится в четкой корреляционной связи не только с температурой плавления элемента, но и с его положением в периодической системе элементов Д.И.Менделеева [11].

Гомогенное (самопроизвольное) образование зародышей в расплаве начинается при значительном переохлаждении ниже Гр, т.е. существует определенный температурный интервал метастабильности расплава. При некотором переохлаждении дТ должен существовать критический радиус г|ф зародыша, при котором изменение свободной энергии АС? образования твердой фазы в расплаве с удельной поверхностной энергией а определяется уравнением

где АН и А5" - изменения энтальпии и энтропии одного моля вещества. Пренебрегая слабой температурной зависимостью АН и А5 при температуре Тр имеем А& = АН/Тр. Поскольку кристаллизация идет при постоянном давлении, а изменение энтальпии равно скрытой теплоте плавления Ь то при некоторой температуре Т= Тр - А Г получим

Из равенств (1) и (3) получаем уравнения для расчета критического размера зародыша

(1)

(2)

АС = АН - ТАН/ТР = АН (Тр-Т) /Гр = ЬАТ/ТР (3)

гкр = 2аТр/(ЬАТ)

(4)

Поскольку поверхностное натяжение расплава незначительно меняется вблизи температуры кристаллизации, то критический размер зародыша зависит в основном от переохлаждения расплава.

Важным фактором, определяющим работу образования зародыша, является устойчивость межфазной поверхности раздела фаз. При плоской поверхности зародыша (при Тр) скорость плавления равна скорости кристаллизации, то есть межфазный обмен атомами скомпенсирован. Если поверхность выпуклая атомы уходят быстрее (меньше число ближайших соседей), чем с плоской, то есть с уменьшением радиуса кривизны при заданной температуре скорость плавления возрастает, а кристаллизации уменьшается. При понижении температуры скорости уравниваются. Любой температуре расплава ниже Тр соответствует свой критический радиус (радиус кривизны) и небольшое изменение температуры определяет направление процесса (плавление или рост зародыша). Если размеры частиц меньше критических, то их дальнейший рост невозможен, так как затраты энергии на создание поверхности раздела фаз будут превышать энергию, которая выделяется при переходе участков переохлажденного расплава в стабильное состояние. Это приводит к увеличению свободной энергии частиц и они, возникнув, тут же распадутся. Если размер частиц >гкр, то при их росте выигрыш энергии будет превышать её затраты и такие частицы могут стать центрами кристаллизации. Подсчитано [13], что для образования зародыша критического размера необходимо затратить работу, равную одной трети свободной энергии поверхности кристалликов.

Каждой температуре ниже равновесной соответствует свой набор флуктуаций по размеру. Чем ниже температура расплава, тем больше размер крупных флуктуации и больше их доля. Некоторый максимальный их размер г* определяет границу метастабильности расплава, то есть температуру Тм, ниже которой скорость кристаллизации резко возрастает, так как г*> гкр (смотрите рисунок 1.1) [12]. Скорость образования зародышей в расплавах остается небольшой до тех пор, пока переохлаждение не достигнет критического значения ДТ= Тр-Тм. Это объясняется экспоненциальной зависимостью скорости

образования зародышей, которая пропорциональна числу зародышей критического размера 1ЧКр, возникающих среди N атомов единицы объема расплава

= N exp [~Ак,/(кТ)]

(5).

'S

l|

Заключение диссертации по теме «Физическая химия», Котенков, Павел Валерьевич

Общие выводы

1. Получены тройные лигатурные сплавы А1-8с-7г, АЬ-Бс-Тл, А1—в которых комплексные алюминиды А13(8сл-7г/л), А13(8схТ1/л) и А\т,{Т\хТх ¡.х) имеют кубическую решетку структурного типа Ь12, обеспечивающую высокое структурное и размерное соответствие с решеткой матрицы алюминиевых сплавов, модифицируемых этими лигатурами.

2. Воздействие НЧК на расплавы тройных лигатур приводит к диспергированию алюминидов (размер менее 30 мкм) и их равномерному распределению в матрице сплава.

3. Определяющими факторами при получении опытных лигатурных сплавов с алюминидами, имеющими кубическую решетку структурного типа Ь12, являются соотношение содержаний Ъс/Хг, 8с/"П, 7хЛл и условия получения лигатур (перегрев и скорость охлаждения).

4. С использованием воздействия НЧК получены два лигатурных сплава с субмикронной и наноразмерной фазой ТлС: в сплаве А1-3.20%Т1—0.15%С синтезом ТЮ в расплаве и А1-0.13%Т1С и путем замешивания ПС в расплав.

5. Показана высокая модифицирующая способность опытных лигатур А1-8с-7г, А1-8с-Т1, А\-Ъс~Т{ и А1-Т1-С, которая позволяет измельчить зерно почти на два порядка величины по сравнению с зерном модельного сплава А1-4%Си.

6. Эффект измельчения зерна модифицируемого сплава при использовании одного типа лигатуры усиливается с уменьшением несоответствия параметров решеток зародышеобразующих алюминидов и матрицы сплавов.

7. Модифицирующая способность опытных лигатур А1-8с-7г, А1—Бс—Тл, А\—ЪН1\ остается неизменно высокой в течение шестичасовой выдержки при 700-720°С расплава А1-4%Си с лигатурой. Для синтезированного лигатурного сплава А1-Т1-С стабильность модифицирующего эффекта сохраняется в течение трех часов, после чего размер зерна начинает расти.

8. Выявлено значительное влияние малых добавок (0.01-0.3%) Ti+Zx, 8с+2г, 8с+Ті, ТіС, вводимых с опытными лигатурами, на дисперсионное твердение модельного сплава А1-4%Си.

9. Значительное упрочнение сплава А1-4%Си введением 0.1-0.3%) (Ті+2г) с опытной лигатурой А1—Ті~2г достигается уже через 2 часа старения при всех изученных температурах. Эффект упрочнения суммой Ті и Ъх на 75-125 МПа выше, чем такой же добавкой одного титана или циркония.

10. Легирование скандием медьсодержащих сплавов на основе алюминия (без образования ^Г-фазы) возможно введением его с тройными лигатурными сплавами А1-8с^г или А1—Бс—Ті.

Список литературы диссертационного исследования кандидат химических наук Котенков, Павел Валерьевич, 2013 год

Библиографический список

1. И.Н. Фридляндер. Металлургические основы литья легких сплавов: Сборник статей / И.Н. Фридляндер, М.В. Чухров. - М.: Оборонгиз, 1957. - 444 с.

2. В.И. Добаткин. Слитки алюминиевых сплавов / В.И. Добаткин. -Свердловск: Металлургиздат, 1960. - 175 с.

3. Л.Ф. Мондольфо Структура и свойства алюминиевых сплавов / Л.Ф. Мондольфо. - М.: Металлургия, 1979. - 640 с.

4. Y. Harada. Microstructure of Al3Sc with ternary transition-metal additions / Y. Harada , D.C. Dunand. - Materials Science and Engineering A329-331 (2002), p. 686-695.

5. K.B. Hyde, A.F. Norman, P.B. Prangnell. Materials Science Forum Vols. 396-402 (2002) p. 39-44.

6. И.Г. Бродова. Условия формирования метастабильных фаз при кристаллизации сплавов Al-Zr / И.Г. Бродова, В.М. Замятин, П.С. Попель и др. -Расплавы 1988, Т.2, №6. с. 23-27.

7. И.Г. Бродова. Закономерности формирования литой структуры переохлажденных Al-Ti сплавов / И.Г. Бродова, И.В. Поленц, В.О. Есин, Б.М. Лобов. - Физика металлов и металловедение 1992, №1 — с. 84-89.

8. P. Malek. Structure and properties of rapidly solidified Al-Zr-Ti alloys / P. Malek , M. Janecek, B. Smola, P. Bartuska, J. Plestil. - Journal of Materials Science. 2000. V.35.-p. 2625-2633.

9. П. С. Попель. Развитие некоторых теоретических моделей микронеоднородности и микрогетерогенности жидких сплавов - 6 международная научно-практическая конференция - Генная инженерия в сплавах / П. С. Попель, В. Е. Сидоров, Л. Д. Сон.-Самара: 1988. с 11-13.

10. В.И. Напалков. Легирование и модифицирование алюминия и магния / В.И. Напалков. C.B. Махов. - Москва: МИСИС, 2002, - 376 с.

11. Я.Е. Гольдштейн. Инокулирование железо-углеродистых сплавов / Я.Е. Гольдштейн, В.Г. Мизин. - Москва: Металлургия, 1993, - 416 с.

12. Ю. Н. Таран. Структура эвтектических сплавов / Ю. Н. Таран, В.И. Мазур. - Москва: Металлургия, 1978, - 312с.

13. Г.Ф. Баландин. Формирование кристаллического строения отливок / Г.Ф. Баландин. - Москва: Машиностроение, 1973г, - 287 с.

14. H.H. Сирота. Кристаллизация и фазовые переходы / H.H. Сирота. — Минск: Академия наук БССР, 1962, - 451 с.

15. Z. Ahmad, ЮМ 55, 2003, р. 35-39.

16. G. V. Novotny, A. J. Ardell, Materials Science and Engineering A318, 2001, p. 144-154.

17. E. A. Marquis, D. N. Seidman, Acta Materialia 2001, №49, p. 1909-1919.

18. С.П. Яценко Получение лигатур на основе алюминия методом высокотемпературных обменных реакций в расплавах солей. II. Солевая система фторида и хлорида кальция для получения скандиевой лигатуры / С.П. Яценко,

A.C. Яценко, H.A. Хохлова - Расплавы. 2008, №6, с. 85-89.

19. В.И. Елагин. Влияние добавки циркония на старение сплава Al-Sc /

B.И. Елагин, В.В. Захаров, Т.Д. Ростова, С.Г. Павлюченко. - Физика металлов и металловедение 1985, т60, №1, с. 97-100.

20. М.Е. Дриц. Старение сплава Al-3%aT.Sc / М.Е. Дриц, Л.Б. Бер, Ю.Г. Быков, JI.C. Торопова, Г.К. Анастасьева. - Физика металлов и металловедение 1984, т57, №6, с. 1172-1179.

21. М.Е. Дриц. О характере взаимодействия скандия с алюминием в богатой алюминием части системы Al-Sc / М.Е. Дриц, Э.С. Каданер, Т.В. Добаткина, Н.И. Туркина. - Металлы 1973, №4, с. 213-220.

22. М.Е. Дриц. Метастабильная диаграмма состояния Al-Sc в области богатой алюминием / М.Е. Дриц, JI.C. Торопова, Ю.Г. Быков, Елагин В.И., Филатов Ю.А. Металлы. 1983, №1, с. 179-184.

23. K.B. Hyde. The Growth Morphology and Nucleation Mechanism of Primary Ll2 A13Sc Particles in Al-Sc Alloys / K.B. Hyde, A.F. Norman, P.B. Prangnell. Materials Science Forum Vols. 331-337. 2000, p. 1013-18.

24. A. F. Norman. In Proceedings of the 6th International Conference on Aluminium Alloys (ICAA-6) / A. F. Norman, P. B. Prangnell. Vol. 1, ed. T. Sato, S. Kumai, T. Kobayashi and Y. Murakami. Japan Institute of Light Metals, 1998, p. 219.

25. A. F. Norman. The solidification behavior of dilute aluminium-scandium alloys / A. F. Norman, P. B. Prangnell, R. S. McEwen. Acta mater., 1998, №46, p. 5715-5732.

26. L. K. Lamikov. Soviet Non-Ferrous Metals Res. (USSR) / L. K. Lamikov, G. V. Samsonov. 1964, №9, p. 79.

27. L. L. Rokhlin. Powder Metallurgy Metal Ceram. / L. L. Rokhlin, Т. V. Dobatkina, M. L. Kharakterova 1997, №36, p. 128.

28. S. V. Inkin. Tekhnologiya Liogkikh Splavov / S. V. Inkin, A. V. Kurdyumov, V. I. Napalkov, D. M. Pankratov, A. A. Semenchenkov. 1990, №4, p. 52.

29. H.H. Сирота. ЖТФ, 1948. №18, с. 1136.

30. H.H. Ефремов. ИСФХА / H.H. Ефремов, Г.Б. Равич, В.А. Вольнова. 1950, ТЗ, №16, с. 142.

31. I. N. Fridlyander, A. G. Bratukhin, V.G. Davidov. In Proc. 6th Int. Conf. on Al-Li Alloys, Garmisch-Partenkirchen, ed. M. Peters and P. J. Winkler. DGM Informationsgesellschaft, Oberursel, Germany, 1992, p. 35.

32. Fridlyander, I. N., Danilov, S. F., Malysheva, E. N.,Gorokhova, T. A. and Kirkina, N. N., in Proc. 6th Int. Conf. on Al-Li Alloys, Garmisch-Partenkirchen, ed. M. Peters and P. J. Winkler. DGM Informationsgesellschaft, Oberursel, Germany, 1992, p. 381.

33. Э.А. Попова. Al-Sc-Zr и оценка ее модифицирующей способности / Э.А. Попова, А.Б. Шубин, П.В. Котенков, JI.E. Бодрова, A.B. Долматов, Э.А. Пастухов, H.A. Ватолин. Расплавы, 2011, I.e. 11-15.

34. A. Deschamps. In situ small-angle scattering study of the precipitation kinetics in an Al-Zr-Sc alloy / A. Deschamps, L. Lae, P. Guyot. Acta Materialia. Volume 55, Issue 8, May 2007, p. 2775-2783.

35. B. Christian. Temporal evolution of the nanostructure of Al(Sc,Zr) alloys: Part I - Chemical compositions of Al3(Sci_xZrx) precipitates. B. Christian, B. Fullera, L. Joanne, Murrayc, David N. Seidmana / Acta Materialia Volume 53, Issue 20, December 2005, p. 5401-5413.

36. M. Song. Effects of Zr Content on the Yield Strength of an Al-Sc Alloy. Min Song, Yuehui He, Shanfeng Fang / Journal of Materials Engineering and Performance Volume 20(3) April 2011, p. 381.

37. W. Lefebvre. Precipitation Kinetic of Al3(Sc,Zr) Dispersoids in Aluminium / W. Lefebvre, F. Danoix, H. Hallem, B. Forbord, A. Bostel, К. Marthinsen. J. Alloys Compd, 2009, 470, p. 107-110.

38. B. Forbord. Three Dimensional Atom Probe Investigation on the Formation of Al3(Sc,Zr)-Dispersoids in Aluminium Alloys / B. Forbord, W. Lefebvre, F. Danoix, H. Hallem, K. Marthinsen. Scr. Mater., 2004, №51, p. 333-337.

39. A. Tolley. Segregation in Al3(Sc,Zr) Precipitates in Al-Sc-Zr Alloys / A. Tolley, V. Radmilovic, U. Dahmen. Scr. Mater., 2005, №52, p. 621-625.

40. H.H. Jo. Kinetics of Precipitation in Al-Sc Alloys and Low Temperature Solid Solubility of Scandium in Aluminium Studied by Electrical Resistivity Measurements / H.H. Jo, S.I. Fujikawa. Mater. Sei. Eng. A, 1993, №171, p. 151-161.

41. R.W. Hyland. Homogeneous Nucleation Kinetics of Al3Sc in a Dilute Al-Sc Alloy / R.W. Hyland. Metall. Trans. A, 1992, №23, p 1947-1955.

42. С. Watanabe, Т. Kondo, and R. Monzen. Coarsening of Al3Se Precipitates in an Al-0.28 wt % Sc Alloy / C. Watanabe, T. Kondo, and R. Monzen. Metall. Mater. Trans. A, 2004, 35, p. 3003-3008.

43. J. Royset. Kinetics and Mechanisms of Precipitation in an Al-0.2 wt.%Sc Alloy / J. Royset, N. Ryum. Mater. Sci. Eng. A, 2005, 396, p. 409-422.

44. K.E. Knipling. Nucleation and Precipitation Strengthening in Dilute Al-Ti and Al-Zr Alloys / K.E. Knipling, D.C. Dunand, D.N. Seidman. Metall. Mater. Trans. A, 2007, №38, p. 2552-2563.

45. C.B. Fuller. Temporal Evolution of the Nanostructure of Al(Sc,Zr) Alloys. Part I. Chemical Compositions of Al3(Sci.xZrx) Precipitates / C.B. Fuller, J.L. Murray, D.N. Seidman. Acta Mater., 2005, №53, p. 5401-5413.

46. C.B. Fuller. Temporal Evolution of the Nanostructure of Al(Sc,Zr) Alloys. Part II. Coarsening of Al3(Sci.xZrx) Precipitates / C.B. Fuller, D.N. Seidman. Acta Mater., 2005, №53, p. 5415-5428.

47. E. Clouet. Kinetics of Al3Zr and Al3Sc in Aluminum Alloys Modeled with Cluster Dynamics / E. Clouet, A. Barbu, L. Lae, G. Martin. Acta Mater., 2005, №53, p. 2313-2325.

48. E. Clouet. Complex Precipitation Pathways in Multicomponent Alloys / E. Clouet, L. Lae, T. Epicier, W. Lefebvre, M. Nastar, A. Deschamps. Nat. Mater., 2006, №5, p. 482-488.

49. Э.А. Попова. Влияние малых добавок тройной Al-Ti-Zr и бинарных Al-Ti, Al-Zr лигатур на дисперсионное твердение сплавов А1-4 мае. % Си / Э.А. Попова, П.В. Котенков, Э.А.Пастухов, Л.Е.Бодрова, А.Б.Шубин. Расплавы, 2013, №2, с. 48-53.

50. Marquis ЕА, Seidman DN, Dunand DC, Acta Mat. 2002, №50, p. 40214035.

51. В. И Елагин. Металловедение и термообработка. 1993, №6, с. 317.

52. Marsha E. van Dalen. Precipitation Strengthening in Al(Sc, Ті) Alloys / Marsha E. van Dalen, David C.Dunand, David N. Seidman. MS&T. Affordable Metal Matrix Composites for High Performance Applications II. 2003, p. 195-201.

53. K.B. Hyde. The Effect of Ті on Grain Refinement in Al-Sc Alloys / K.B. Hyde, A.F. Norman, P.B. Prangnell. Materials Science Forum Vols. 396-402 (2002), p. 39-44.

54. M.V. Karpetsa. The influence of Zr alloying on the structure and properties of Al3Ti / M.V. Karpetsa, Yu.V Milmana, O.M Barabashb, N.P Korzhovaa, O.N Senkovc, d, D.B Miraclec, T.N Legkayab, I.V Voskoboynika. Intermetallics, Volume 11, Issue 3, March 2003, p. 241-249.

55. V.R. Parameswaran. Coarsening behavior of LI2 phase in an Al-Zr-Ti alloy / V.R. Parameswaran, J.R. Weertman, M.E. Fine. Scripta Metallurgica Volume 23, Issue 1, January 1989, p. 147-150.

56. Keith E. Knipling. Precipitation evolution in Al-Zr and Al-Zr-Ti alloys during aging at 450-600 °С / Keith E. Knipling, David C. Dunand, David N. Seidman. Acta Materialia Volume 56, Issue 6, April 2008, p. 1182-1195.

57. H. Cibula. The mechanism of grain refinement of sand gastings in aluminium alloys / H. Cibula. J.Inst. Met. 1949. V.76. p. 321-360

58. Г.В. Самсонов. Физическое материаловедение карбидов / Г.В. Самсонов, Г.Ш. Упадхая, B.C. Нешпор. - Киев: Наукова думка, 1974. - 456 с.

59. А.П. Амосов. Литые СВС-композиты / А.П. Амосов. Литейное производство. 1999, №1, с. 36-37.

60. Haimin Ding. The influence of forming processes on the distribution and morphologies of TiC in Al-Ti-C master alloys / Haimin Ding, Xiangfa Liu, Lin Yu, Guoqun Zhao. Scripta Materialia Volume 57, Issue 7, October 2007, p. 575-578.

f <tf

61. К.Ю. Гзовский. Микролегирование алюминиевых сплавов Al-Ti-C лигатурой / К.Ю. Гзовский [и др.]. Литейное производство. 2001. №4, с. 15-17.

62. G.S. Vinod Kumar. Development of Al-Ti-C grain refiners and study of their grain refining efficiency on A1 and Al-7Si alloy. Alloys and Compounds / G.S. Vinod Kumar, B.S. Murty, M. Chakraborty. Volume 396, Issues 1-2, 21 June 2005, p. 143-150.

63. Yiicel Birol. Grain refining efficiency of Al-Ti-C alloys / Yucel Birol. Journal of Alloys and Compounds. Volume 422, Issues 1-2, 28 September 2006, p. 128.

64. A. J. Whitehead. The development of a commercial Al-3%Ti-0.15%C grain refining master alloy/ A.J. Whitehead, S.A. Danilak, D.A. Granger. The 126th TMS Annual Meeting and Exhibition February 9-13th, 1997, Orlando, Florida, U.S.A.

65. Z.Q. Wang, X.F. Liu, Y.H. Liu. Trans. Nonferr. Met. Soc. China, 13 (4) (2003), p. 790-793.

66. Bai-Qing Zhang. An investigation on microstructures and refining performances of newly developed Al-Ti-C grain refining master alloys / Bai-Qing Zhang [et al.]. J. Materials Sci. Letter. - 2000. - V.19. - p. 1485-1489.

67. Э.А. Попова. Синтез карбидосодержащих упрочняющих фаз в расплавах Al-Ti при воздействии на них низкочастотными колебаниями / Э.А. Попова [и др.]. Международная конференция - Новые перспективные материалы и технологии их получения: сб. науч. тр. - Волгоград, 2004. - Т. I. - с. 121-122.

68. А.В. Долматов. Карбидообразование при кавитационном воздействии на расплавы Al-Ti / А.В. Долматов [и др.], Технология металлов. - 2004, №10, с. 24-25.

69. К.В. Михаленков Модифицирование алюминия титаном, цирконием и лигатурами AlTiB, AlTiC / К.В. Михаленков, Д.Ф. Чернега. Литейное производство. 2001, №4, с. 17-20.

70. В. Yang. Microstructural characterization of in situ TiC/Al and TiC/Al-20Si-5Fe-3Cu-lMg composites prepared by spray deposition / B. Yang, F. Wang, J.S. Zhang. // Acta Materialia. 2003, V.51. p. 4977-4989.

71. Z. Zhang Microstructures and refinement performance of rapidly solidified Al-Ti-C master alloys / Z. Zhang [et. al.]. Journal of Alloys and Compounds. 2002. V.339. p. 180-188.

72. Э.А. Попова. Лигатура Al-Ti-C и ее применение для модифицирования сплава на основе алюминия с повышенным содержанием железа / Э.А. Попова, А.В. Долматов, JI.E. Бодрова, Э.А. Пастухов, Н.А. Ватолин. Цветные металлы Сибири - 2009. Сборник докладов первого международного конгресса. - 2009, Красноярск: ООО «Версо». с. 708-711.

73. Э.А. Пастухов. Особенности кавитационных процессов при воздействии на жидкие среды упругими колебаниями низких частот в кавитационном режиме / Э.А. Пастухов, Э.А. Попова, JI.E. Бодрова, Н.А. Ватолин. Расплавы. 1998, №3. с. 7-13.

74. И.Г. Бродова. Расплавы как основа формирования структуры и свойств алюминиевых сплавов / И.Г. Бродова, П.С. Попель, Н.М. Барбин, Н.А. Ватолин. Екатеринбург: УрО РАН, 2005 г. - 372с.

75. Murray, J.L., in: Binary Alloy Phase Diagrams., Vol. 1, T.B. Massalski (ed.), Metals Park, Ohio: Am. Soc. Met. 1986.

76. Fink, W.L., Willey, L.A.: Trans. AIME 1939, №133, p.69.

77. Fujikawa, S.I., Sugaya, M., Takei, H., Hirano, K.I.: J. Less-Common Met. 1979, №63, p. 87.

78. Э.А. Попова. Лигатурные сплавы Al-Sc-Zr, Al-Sc-Ti, Al-Ti-Zr, их получение, состав, структура / Э.А. Попова, П.В. Котенков, Э.А.Пастухов, А.Б.Шубин. Расплавы, 2013, №3, с. 13-19.

79. Э.А.Попова. Лигатура Al-Ti-Zr с кубической структурой решетки комплексных алюминидов / Э.А.Попова, П.В.Котенков, Э.А.Пастухов, А.Б.Шубин, О.М.Федорова, Н.А.Ватолин. Труды XIII Российской конференции

«Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов». Екатеринбург 12-16 сентября 2011 г. Т4, с 23-25.

80. Э.А. Попова. Карбидообразование в алюминиевых расплавах при воздействии на них упругими колебаниями низких частот / Э.А. Попова, A.B. Долматов, A.B. Киселев, JI.E. Бодрова, С.А. Петрова, Э.А. Пастухов, H.A. Ватолин. Металлы. 2006. №6. с. 3-7.

81. A.B. Долматов. Карбидообразование при кавитационном воздействии на расплавы Al-Ti / A.B. Долматов [и др.]. Технология металлов. 2004, №10, с. 2425.

82. Э.А. Попова. Лигатура Al-Ti-C с субмикронной и наноразмерной зародышеобразующей фазой TiC / Э.А. Попова, П.В. Котенков, A.B. Долматов, Э.А. Пастухов. IV Всероссийская конференция по наноматериалам «НАНО 2011», Москва 2011, 1-4 марта 2011. с 404.

83. И.Г. Бродова. Разработка новых лигатурных алюминиевых сплавов с наноразмерными тугоплавкими модификаторами / И.Г. Бродова, В.М. Замятин, А.Е. Ермаков, М.А. Уймин, A.B. Ермаков. Труды научно-технической конференции «Проблемы и перспективы развития металлургии и машиностроения с использованием завершенных фундаментальных исследований и НИОКР». Т. 1. Екатеринбург: УрО РАН, 2011, с. 231-237.

84. П.В. Котенков. Синтез наноструктурных композитов Al-TiC с использованием воздействия на расплав низкочастотных колебаний / П.В. Котенков, Э.А. Попова, В.В. Астафьев, А.Б. Шубин, Т.И. Яблонских, Э.А. Пастухов, И.Г. Бродова. Материалы II Международной интерактивной научно-практической конференции. Екатеринбург: Урал, ун-та, 2012. с. 201.

85. Murray, J. L., J. Phase equilibria, 1998, 19(4), - 380 p.

86. Э.А. Попова. Модифицирующие лигатуры Al-Sc-Zr, Al-Sc-Ti / Э.А. Попова, П.В. Котенков, А.Б. Шубин, Э.А. Пастухов. XIX Менделеевский съезд по общей и прикладной химии. 2012, ТЗ. с. 267.

/

87. Э.А. Попова. Лигатурные сплавы Al-Ti-Zr, особенности их структурообразования / Э.А. Попова, А.Б. Шубин, П.В. Котенков, Э.А. Пастухов, JT.E. Бодрова, О.М. Федорова. Металлы, 2012, №3, с. 3-8.

88. Yicong Ye. Valence electron structure analysis of morphologies of Al3Ti and Al3Sc in aluminum alloys / Yicong Ye, Peijie Li, Liangju He. Intermetallics 2010, №18, p. 292-297.

89. M.V. Karpets. The influence of Zr alloying on the structure and properties of Al3Ti / M.V. Karpets, Yu.V. Milman, O.M. Barabash, N.P. Korzhova, O.N. Senkov, D.B. Miracle, T.N. Legkayab, I.V. Voskoboynik.Intermetallics. 2003, №11, p. 241-249.

90. Shi-Bo Li. Formation of TiC hexagonal platelets and their growth mechanism / Shi-Bo Li, Wei-Hua Xiang, Hong-Xiang Zhai, Yang Zhou. Powder Technology. Volume 185, Issue 1, 10 June 2008, p. 49-53.

91. И.И. Новиков и др. Металловедение: Учебник. В 2-х т. Т.Н. Коллектив авторов / Под общ. ред. В.С.Золотаревского. - М.: Издательский Дом МИСиС, 2009. - 528 с.

92. Б.А. Колачев. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов / Б.А. Колачев, В.И. Елагин, В.А. Ливанов. — М.: МИСИС, 1999.-414 с.

93. Я. Полмеар. Легкие сплавы: от традиционных до нанокристаллов / Я. Полмеар. - М.: Техносфера, 2008. - 464 с.

94. J. Royset. Scandium in aluminium alloys. / J. Royset, N. Ryum. International Materials Rewies. 2005. Vol. 50, N 1, p. 19-44.

95. E.A. Marquis. Nanoscale Structural Evolution of Al3Sc Precipitations in AISc Alloys. / E.A. Marquis, D.N. Seidman. Acta Materialia. 2001. Vol. 49. p. 19091919.

96. M. Song. Effect of Zr content on the yield strength of an Al-Sc alloys / M. Song, Y. He, S. Fang. Materials Engineering and Performance. 2011. Vol. 20, N 3, p. 377-381.

r

97. К. Е. Knipling. Précipitation évolution in Al-0.1Sc, Al-0.1Zr and Al-O.lSc-O.lZr (at.%) alloys during isochronal aging / К. E. Knipling, R.A. Karnesky, C.P. Lee. Acta Materialia. 2010. Vol. 58. p. 5184-5195.

98. Z. Chen. Microstructural Evolution in Al-Sc and Al-Sc-Zr Alloys / Z. Chen, S. P. Ringer, Z. Zheng, J. Zhong. Materials Science Forum. 2007. Vols. 546-549, p. 629-632.

99. B.B. Захаров. Легирование скандием алюминиевых медьсодержащих сплавов. / В.В. Захаров, Т.Д. Ростова. Металловедение и термическая обработка металлов. 1995, № 2, с. 23-27.

100. M.JI. Характерова. Фазовый состав сплавов Al-Cu-Sc при температурах 450 и 500°С. / M.JI. Характерова. Известия АН СССР. Металлы. 1991. №4. с. 191-194.

101. В.И. Елагин. Принципы легирования алюминиевых сплавов скандием. / В.И. Елагин, В.В. Захаров, Т.Д. Ростова. МиТОМ. 1992, №1, с. 24-29.

102. М.В. Мальцев. Металлография цветных металлов и сплавов / М.В. Мальцев, Т.А. Барсукова, Ф.А. Борин. - М.: Металлургиздат, 1960. - 372 с.