Структура фазовый состав и свойства перспективных Аl сплавов

СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА ПЕРСПЕКТИВНЫХ Al СПЛАВОВ
C Ti И Zr ПОСЛЕ ИХ ВЫСОКОСКОРОСТНОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ
В ТВЕРДОМ И ЖИДКОМ СОСТОЯНИЯХ
Е.А. КОЗЛОВ, Е.В. АБАКШИН
Российский Федеральный ядерный центр  Всероссийский НИИ технической физики им. акад. Е.И. Забабахина
г. Снежинск, Челябинская область, Россия
И.Г. БРОДОВА, Д.В. БАШЛЫКОВ, Т.И. ЯБЛОНСКИХ
Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург, Россия
1. Материалы, образцы и условия их взрывного нагружения
Для исследования были выбраны два сплава: Al−3,8% Ti и Al−1,8% Zr, полученные в индукционной
печи путем переплава промышленных лигатурных сплавов соответствующих составов. Помимо основных
компонентов кокильные отливки содержали примеси железа, в количестве, не превышающем 0,5%.
Исходная структура этих образцов состоит из двух фаз, характерных для сплавов заперитектических
составов, а именно: первичных алюминидов циркония или титана и α−твердого раствора на основе алюминия (рис. 1).
Рис. 1. Типичная микроструктура сплавов Al−ПМ в исходном до нагружения литом состоянии (образец−свидетель из
сплава Al  1,8%Zr *400)
Данные интерметаллические фазы имеют тетрагональные решетки, отличающиеся порядком симметрии и параметрами. Алюминид циркония  объемноцентрированную, структурного типа DO23,
а = 4,013 A, с/а = 4,31; алюминид титана  гранецентрированную, типа DO22, а = 5,435 A, с/а = 1,581.
Наряду с основными первичными интерметаллидами, в структуре литых алюминиевых сплавов, содержащих Fe, всегда присутствуют его алюминиды, формирующиеся в виде эвтектических прослоек по границам
зерен и дендритных ячеек. Известно, что в условиях импульсного нагружения деформация локализуется в пределах зерна [1], поэтому такая концентрационная неоднородность на его границах может сказаться на поведении матрицы при ударно–волновом воздействии.
Взрывное нагружение проводили путем подрыва слоя взрывчатого вещества непосредственно на
поверхности шаров. Сварные стальные гермочехлы в описываемых экспериментах не воспроизводились.
Варьирование амплитуды и длительности импульса нагрузки осуществляли за счет изменения толщины
и мощности слоя взрывчатого вещества (ВВ). Сферическому взрывному нагружению были подвергнуты
592
Е.А. Козлов, Е.В. Абакшин, И.Г. Бродова и др.
три шара: два из сплава Al−Ti  на разные нагрузки и один шар из сплава Al−Zr. Разный уровень энерговвода обеспечивал получение в экспериментах существенно различной массы расплава и, как следствие, 
реализацию различных скоростей охлаждения обжатого и сохраненного образца.
2. Результаты исследования
2.1. Макроструктура
Все сохраненные после нагружения образцы представляли собой толстостенные сферические оболочки, в центре шаров образовались полости, размеры и формы, которых зависели от состава сплава
и условий его нагружения. Несферическая форма центральных полостей обусловлена осаживанием расплава металла в поле тяжести при его остывании. Видно, что у шаров из сплава Al−3,8% Ti вокруг центральной полости асимметрично, со смещением в верхнюю (в поле тяжести) часть шара, находится зона
пористого материала.
Образование последней может быть обусловлено кипением сильно перегретой части расплава или
выделением из расплава газовых примесей в процессе кристаллизации.
В шаре из алюминия, легированного более тугоплавким цирконием, при аналогичном режиме взрывного нагружения, такая зона вообще отсутствует, а вокруг центральной полости расположены трещины,
выходящие на ее внутреннюю поверхность (рис. 2, а). Образование таких трещин может быть связано как
с усадкой материала в процессе его кристаллизации, так и с возникновением [24] растягивающих напряжений в результате наложения двух групп волн разрежений, распространявшихся из полости и со
стороны разлетавшихся продуктов взрыва. Кроме того, наблюдается образование радиальных макротрещин по телу шара от его наружной поверхности.
а
б
Рис. 2. Макроструктура обжатых и сохраненных шаров различного состава:
а  шар № 3 Al–1,8Zr интенсивное нагружжение; б  шар № 1 Al–3,8Ti интенсивное нагружжение. Цифрами указаны номера зон и
их ширина в мм
На рис. 3 показаны результаты исследований внутренней поверхности полости шара в растровом
электронном микроскопе. Видны микротрещины, конгломераты из крупных и мелких округлых кристаллов
и отдельно расположенные капли правильной формы. Диапазон изменения размеров капель в шарах
разного состава примерно одинаков и составляет 0,5—3 мкм. Форма, размеры и характер распределения
этих образований на поверхности полости свидетельствуют о том, что после формирования в первона-
Структура, фазовый состав и свойства перспективных Al сплавов c Ti и Zr ...
593
чально сплошном шаре центральной полости за фронтом сферически расходящейся ударной волны, при
разгрузке ударно−сжатого расплава в полость происходило его вскипание. В процессе и после завершения разгрузки, при остывании сохраненного образца в полости происходила конденсация паров, а в прилегающих к полости слоях обжатого шара  опережавшая конденсацию паров высокоскоростная кристаллизация расплава.
Рис. 3. Внутренняя поверхность полости шаров (растровая электронная микроскопия шар, № 1)
Как показали металлографические исследования, в образцах, подвергнутых воздействию сферических ударных волн, формируется несколько зон, отличающихся типом их микроструктуры. Границы таких
зон показаны на рис. 2. Зоны I—II образованы литой структурой с зернами разных размеров и морфологии, зоны III—IV претерпели только высокоскоростную деформацию, оставаясь в твердом состоянии. Количественным металлографическим анализом проведены оценки следующих структурных характеристик:
L–размера зерна α−твердого раствора; l1  среднего размера основных интерметаллидов; l2  среднего максимального размера основных интерметаллидов; V  объемной доли основных алюминидов Al3Zr
или Al3Ti. Кроме того, измерялась микротвердость α–твердого раствора и параметр его решетки. Локальную концентрацию переходных металлов в α−твердом растворе оценивали по результатам точечного
рентгеноспектрального анализа. Получены зависимости изменения всех структурных характеристик по
радиусу шара в двух взаимно−перпендикулярных направлениях.
Зона I. Простирается от r = 6,8 до r = 15,3 мм (шар № 1)* и от r = 8,9 до 13,6 мм (шар № 3)** . Она образована двумя фазами: зернами α−твердого раствора, имеющими размер 2530 мкм, и интерметаллидами Al3Zr или Al3Ti (рис. 4, а). Форма и средний размер последних сильно отличаются от подобных характеристик в образце свидетеле: они в 10 раз мельче (рис. 5), а их форма меняется от пластинчатой
к полиэдрической со скругленными краями. Установлено, что средний максимальный размер алюминидов близок к их среднему размеру, т. е. в результате ударно−волнового нагружения происходит выравнивание алюминидов по размерам и форме.
Среднее количество алюминидов Zr и Ti в этой зоне чуть меньше исходного (рис. 6), а кристаллы
расположены по сечению неравномерно, так, что их количество возрастает к центру шара. Методом
рентгеноструктурного анализа установлено, что алюминиды Ti и Zr имеют тетрагональную кристаллическую решетку, гранецентрированного (для Ti) и объемноцентрированного (для Zr) типов. Параметры решеток также соответствуют равновесным значениям.
*
Шар № 1  шар из сплава Al−Ti, претерпевший высокоинтенсивное нагружение, шар № 2  шар из сплава Al−Ti,
претерпевший менее интенсивный режим взрывного нагружения.
**
Шар № 3  шар из сплава Al−Zr, претерпевший высокоинтенсивное нагружение.
Е.А. Козлов, Е.В. Абакшин, И.Г. Бродова и др.
594
Рис. 4. Эволюция микроструктуры обжатых шаров в области плавления:
а  зона 1; б  зона 2
60
40
20
—— Средний р-р
− − средний макс. р-р
0
0
4
8
12 16 20 24 28
Расстояние от центра шара r1
32
Средний р-р алюминидов l, мкм
Средний р-р алюминидов l, мкм
40
80
20
00
80
60
40
—— Средний р-р
− − средний макс. р-р
20
0
0
4
8
12 16 20 24 28 32
Расстояние от центра шара r2
Рис. 5. Изменение среднего размера и среднего максимального размера алюминидов Al3Zr по радиусам в обжатом
шаре № 3
Для уточнения содержания Ti и Zr в матрице было проведено локальное измерение их количества
внутри зерна α−твердого раствора с помощью точечного рентгеноспектрального анализа. Оказалось, что
концентрация Ti меняется по радиусу внутри этой зоны, причем самые обогащенные участки находятся
около полости. Как показали расчеты, сделанные для шара № 1, диапазон ликвации составляет 0,16—0,06%.
Нижняя граница практически соответствует исходному содержанию титана в α−твердом растворе, а
верхняя  свидетельствует о том, что в области, примыкающей к полости, формируется более легиро-
Структура, фазовый состав и свойства перспективных Al сплавов c Ti и Zr ...
595
ванная титаном матрица. О существовании сильной неоднородности α−твердого раствора свидетельствуют также данные по параметру решетки и профилю линии (331)α матрицы.
Объе мная доля Al3 Zr V, %
3
2
1
—— r1
− − r2
0
0
4
8
12
16
20
24
28
32
Расстояние от центра шара, мм
Рис. 6. Изменение объемной доли алюминидов по радиусам в обжатом шаре № 3
Итак, суммируя результаты, полученные различными методами исследования, можно сделать заключение, что в данной зоне в процессе нагружения и разгрузки шаров в основном плавилась только
алюминиевая матрица, а интерметаллиды Al3Ti и Al3Zr, претерпевшие эволюцию своей огранки после
высокоскоростной деформации, оставались твердыми в области расплава до его полного затвердевания.
Можно предположить, что за это время кристаллы алюминидов претерпевают частичное растворение,
приводящее к сглаживанию углов у пластин и их замене на кристаллы с огранкой в виде полиэдров (см.
рис. 4, а),
а также к образованию аномально пересыщенных α−твердых растворов.
Отсутствие следов дендритной ликвации внутри зерен α−фазы, а также интерметаллидов Fe эвтектического происхождения по их границам, дают возможность предположить, что остаточные температуры
в этой области были достаточными для протекания высокотемпературного гомогенизационного отжига.
Это привело к оплавлению эвтектических прослоек по границам зерен и образованию несплошностей
и пор, которые служат дополнительной причиной дефектности структуры в этой зоне шара.
Зона II. В обоих шарах были обнаружены узкие слои литой структуры (около 1 мм) с размером зерна
35 мкм (рис. 7). Отличительной особенностью структурообразования в этой зоне является отсутствие
в ней алюминидов (см. рис. 4, б). Расположение зоны над областью, оставшейся в процессе волнового
воздействия в твердофазном состоянии, а также характерная форма и размеры зерен свидетельствуют
в пользу того, что эта область расплава охлаждалась с высокой скоростью и закристаллизовалась первой. Этому способствовали интенсивный теплоотвод к периферии шара через "холодную" область твердого материала и малый объем расплава. Кроме того, причина быстрой кристаллизации расплава
в слое, соответствующем началу плавления материала на изэнтропе, может быть связана с его малой
подвижностью по сравнению с основным расплавом, реализующимся непосредственно во фронте сферически сходящейся ударной волны. Ориентировочная оценка скорости охлаждения расплава в этой области, проведенная по размеру зерна на основании результатов по высокоскоростной кристаллизации сплавов
4
этих же составов при атмосферном давлении [5, 6], показала, что ее значение составляет 10 °/с. По мере
удаления от поверхности, через которую осуществлялся отвод теплоты кристаллизации, ближе к центру шара, скорость охлаждения расплава падает на порядок, и зона литой микрокристаллической структуры, сформировавшейся
в области плавления материала на изэнтропе, плавно переходит в зону I, с размером зерна в 5
6 раз большим, и соответствующую плавлению материала во фронте сферически сходящейся ударной волны1.
Зона III. Расположена на r = 15,3÷23,3 мм для шара № 1 и r = 13,6÷27,1 мм для шара № 3 и образована деформированной двухфазной структурой. Характерным для такой структуры является появление
сильно фрагментированных и растрескавшихся кристаллов алюминидов (рис. 8, а). Целые недеформированные кристаллы в этой зоне отсутствуют. Средний линейный размер кристаллов мало отличается от
1
Скорости охлаждения расплава на стадии изэнтропической разгрузки достигали в этой зоне 105106 °/с. Указанные
3
4
скорости охлаждения 10 10 °/с расплавов реализуются уже после завершения разгрузки в процессе остывания
при атмосферном давлении.
Е.А. Козлов, Е.В. Абакшин, И.Г. Бродова и др.
596
их среднего максимального размера, но в 10 раз меньше, чем исходный (см. рис. 5). Из−за сильной деформации зерна α−твердого раствора изгибаются по полю напряжений, разбиваются на блоки, поэтому
их средний размер относительно исходного несколько понижается и составляет 100130 мкм (рис. 7).
По мере удаления от центра шара зерна матрицы приобретают более правильную форму, и в них сохраняются признаки дендритной кристаллизации, а границы окаймлены эвтектическими прослойками.
Средний размер зерна L, мкм
120
100
80
60
40
—— r1
− − r2
20
0
0
4
8
12
16
20
24
28
32
Расстояние от центра, мм
Рис. 7. Изменение среднего размера зерна Al матрицы по радиусам в обжатом шаре № 3
Рис. 8. Изменение по радиусу микроструктуры обжатых шаров в области твердофазного состояния:
а  интерметаллиды в зоне 3; б  Al матрица в зоне 3; в  ПАСы в зоне 3; г  зона 4
Структура, фазовый состав и свойства перспективных Al сплавов c Ti и Zr ...
597
Электронно−микроскопические исследования тонкой структуры матрицы в области сильной деформации показали, что она относится к полигональному типу, т. е. благодаря высокой температуре в деформированном материале начинают происходить процессы релаксации. На рис. 9 а, б показан типичный фрагмент такой структуры и картины микродифракции от соседних блоков, свидетельствующие о их малой взаимной разориентации. Хорошо видно, что малоугловые границы свободны от выделений. Рисунок 10,
а
иллюстрирует динамику формирования стенок полигональных блоков, а также наличие в структуре
дефектов, типа плоских скоплений дислокаций (отмечены стрелкой).
Рис. 9. Полигональная структура матрицы в зоне 3 (электронная микроскопия):
а  светлопольное изображение (*73 000); б  микродифракция от соседних субзерен
Известно, что при горячей деформации алюминиевых сплавов, содержащих в качестве легирующих
элементов переходные металлы, особенно цирконий, может наблюдаться явление структурного упрочнения (пресс−эффект) [7]. В процессе выдержки материала при высокой температуре из пересыщенного
алюминиевого твердого раствора происходит выделение дисперсных алюминидов и закрепление на них
отдельных дислокаций. Наличие подобных структур обнаружено в Al−матрице после ее горячего высоко-
598
Е.А. Козлов, Е.В. Абакшин, И.Г. Бродова и др.
скоростного деформирования на радиусах, принадлежащих зоне III (рис. 10, б). Видно, что дисперсные
алюминиды, размером 23 нм блокируют отдельные дислокации, препятствуя их перераспределению при
нагревах. Малый размер частиц и их высокая плотность препятствуют образованию зародышей рекристаллизации и резко повышают ее начальную температуру.
Рис. 10. Динамика формирования стенок полигональных блоков :
а  *73 000 и блокирование дислокаций интерметалидов б  *100 000. Электронная микроскопия, зона 3
Таким образом, несмотря на высокие температуры и большие степени деформации, реализуемые
при волновом нагружении, обжатые и сохраненные шары имеют нерекристаллизованную структуру.
Другой отличительной особенностью этой зоны является то, что по ней проходят полосы адиабатического сдвига (ПАС). Наличие таких полос в обжатых шарах и особенности их формирования и структуры подробно описаны в [3, 4, 8, 9]. Однако специфика поведения сплавов на алюминиевой основе в условиях волнового воздействия накладывает отпечаток и на структуру материала в ПАС. Расположение
полос по сечению шаров различно. Чаще всего они вытянуты по радиальным направлениям и возникают,
согласно [3, 4, 8], во фронте сферически сходящейся ударной волны для релаксации созданных напряжений.
Кроме того, в шарах № 1 и 3, которые были подвергнуты интенсивной деформации, были обнаружены тангенциально ориентированные полосы адиабатического сдвига. Образование таких ПАС
связано с действием растягивающих напряжений, возникающими в результате взаимодействия двух
групп волн разрежения, распространяющихся из полости и со стороны разлетающихся продуктов взрыва [3,
4, 8]. Как уже указывалось выше, материал в ПАС имеет травимость, аналогичную наблюдаемой в зонах
плавления. Полосы адиабатического сдвига состоят из мелких, порядка 35 мкм, зерен α−твердого раствора
(см. рис. 8, в).
Следует подчеркнуть, что в полосах адиабатического сдвига, выявленных в шарах из
исследованных алюминиевых сплавов, не удалось обнаружить алюминида циркония и титана. Однофазная литая структура материала в ПАС могла несколько измениться под действием остаточных температур, поэтому в ней отсутствуют фазы ликвационного происхождения, а границы зерен более тонкие и
протяженные.
Зона IV. Периферийные слои шара. Эта зона занимает по радиусу около 5 мм в шаре № 3, начиная
от r = 27 мм. В шаре № 1 данная структурная зона располагается до более глубоких радиусов, ее протяженность по радиусу примерно в 2 раза больше. Зона сформирована двухфазной структурой, которая по
морфологическим признакам больше всего соответствует исходной структуре образца−свидетеля
(рис. 8, г). Это видно из рис. 57 при сравнении структурных характеристик, таких как  размер зерен
Al матрицы, размер и количество алюминидов циркония.
Интерметаллиды сохраняют здесь свою пластинчатую форму, незначительная часть из них содержит микротрещины, не приводящие к фрагментированию всего кристалла в целом. Зерна α−твердого
Структура, фазовый состав и свойства перспективных Al сплавов c Ti и Zr ...
599
раствора чуть меньше исходных, однако сохраняют следы дендритной кристаллизации с эвтектическими
прослойками по границам. Несмотря на внешнее соответствие структур, нельзя отрицать влияния импульсного нагружения и разгрузки на матрицу. В частности, об этом свидетельствуют макротрещины,
идущие от наружной поверхности шара, а также повышенная, по сравнению с исходной, микротвердость
α−фазы.
Последняя свидетельствует о появлении внутренних напряжений и упрочнении матрицы.
Из−за отсутствия на данном этапе исследований электронно−микроскопических снимков тонкой
структуры матрицы делать более детальные выводы преждевременно, однако, можно предположить, что из−
за более низких остаточных температур процессы релаксации в этой области шара протекают более вяло.
2.2. Микротвердость
Результаты измерения микротвердости матрицы по различным радиальным направлениям обжатого
и сохраненного шара № 3 приведены на рис. 11 и показывают, что характер ее изменения H µ (r ) отражает особенности эволюции структуры по зонам.
560
540
Микротвердость, МПа
520
500
480
460
440
420
0
0
32
4
8
12
16
20
24
28
мм
Рис. 11. Изменение микротвердости α−твердого раствора по радиусу в обжатом шаре № 3
Так в зоне I обнаружены скачки микротвердости, которые могут быть связаны с разной степенью
твердорастворного упрочнения матрицы из−за ее неоднородного химического состава. Нужно отметить,
что самые низкие значения H µ , измеренные в этой зоне, все равно превышают микротвердость α−фазы
в образце−свидетеле. Данный факт служит еще одним подтверждением того, что в процессе кристаллизации образуется пересыщенный переходными металлами α−твердый раствор.
Дальнейшее повышение H µ в зоне II может быть связано с образованием более мелкозернистой
структуры в слое, соответствующем плавлению алюминиевой матрицы на изэнтропе.
Резкий скачок H µ (r ) наблюдается при переходе из области литой к области деформированной структуры (зона III). Здесь, несмотря на частичное прохождение в материале процессов релаксации напряжений,
создаваемых высокоскоростной деформацией в твердом состоянии, значения микротвердости наибольшие. Вклад в упрочнение матрицы вносят и дисперсные алюминиды переходных металлов, выпадающие
из пересыщенного твердого раствора в процессе остывания обжатого и сохраненного шара.
Обращает на себя внимание немонотонный характер изменения H µ по радиусу, заключающийся
в "провалах" микротвердости до значений, соответствующих H µ литого состояния. Согласно металлографическим исследованиям, эти области проходят по полосам адиабатического сдвига, которые имеют
литую структуру повышенной дефектности. Следовательно, причины снижения микротвердости в этих
участках понятны и связаны с разным типом структуры по сечению зоны III.
600
Е.А. Козлов, Е.В. Абакшин, И.Г. Бродова и др.
В зоне IV полосы адиабатического сдвига отсутствуют, структура материала более однородна, что
сказывается на ином характере распределения H µ по радиусу шара. Средние значения микротвердости
здесь остаются высокими и превышают H µ в зонах I, II и в образце−свидетеле.
3. Заключение
• Показано, что характер волнового воздействия на двухфазные системы, состоящие из пластичной лег•
•
•
•
•
коплавкой матрицы и хрупкой тугоплавкой интерметаллической фазы,  довольно сложный и требует
многопланового исследования поведения каждой структурной составляющей отдельно.
Установлено, что выбранные режимы взрывного нагружения шаров из рассмотренных сплавов обеспечили протекание в разных областях по радиусу плавления на изэнтропе, на ударной адиабате, а также
реализацию начальных стадий испарения ударно−сжатых расплавов при их разгрузке в центральную
полость. Размеры зон, в которых протекают данные фазовые превращения, зависят от состава сплава
и режима взрывного нагружения.
Обнаружено, что в процессе охлаждения обжатых и сохраненных шаров, сопровождающегося кристаллизацией расплава и конденсацией паров, образуется две зоны литого материала, характеризующиеся
разными размерами зерен, степенью пересыщения α−твердого раствора, периодичностью расположения алюминидов, изменением их формы и размеров. Металлографическими и рентгено−структурными
исследованиями доказано, что данные фазовые превращения претерпевает только легкоплавкая алюминиевая матрица. Прямыми измерениями концентрации Ti и Zr в алюминиевой матрице показана
сильная неоднородность α−твердого раствора по сечению зоны литой структуры, которая не устраняется даже при отжиге материала.
В поле высоких остаточных температур на глубоких радиусах происходит отжиг литой структуры, приводящий к ее частичной гомогенизации и распаду пересыщенного α−твердого раствора с выпадением
ультрадисперсных алюминидов, вызывающих упрочнение матрицы.
В зоне сильной деформации выявлены полосы адиабатического сдвига, в которых осуществлялась высокоскоростная кристаллизация расплава. Результатом такого фазового превращения явилось формирование зоны дисперсной структуры с размером зерна 35 мкм.
В высоко расположенных по радиусу слоях выявлены закономерности изменения структуры матрицы
и алюминидов при высокоскоростном твердофазном преобразовании сплавов, легированных цирконием и титаном. Показано, что хрупкая фаза претерпевает фрагментацию и разрушение. Алюминиевая
матрица приобретает структуру горячедеформированного материала, которая характеризуется образованием текстурованных зерен с высокой плотностью дислокаций и других деформационных дефектов.
В процессе остывания материала наблюдаются процессы его релаксации, заключающиеся в формировании полигональной структуры без явных признаков рекристаллизации.
Список литературы
1. Эпштейн Г.Н. Строение металлов, деформированных взрывом.  М.: Металлургия, 1988.  279 с.
2. Козлов Е.А., Елькин В.М., Литвинов Б.В., Теплов В.А., Дегтярев М.В. Особенности плавления и кипения
аустенитной стали 12Х18Н10Т в сферических волнах напряжений // ФММ.  1997.  Т. 83, вып. 2. 
С. 116127.
3. Козлов Е.А., Литвинов Б.В., Абакшин Е.В. и др. Фазовые превращения и изменение структуры циркония
при воздействии сферических ударных волн // ФММ.  1995.  Т. 79, вып. 6.  С. 113126.
4. Козлов Е.А., Литвинов Б.В., Тимофеева Л.Ф., Курило В.С., Орлов В.К. Структурные, фазовые превращения и откольные разрушения шара из δ−фазного сплава плутония с галлием в сферических волнах
напряжений // ФММ.  1996.  Т. 81, вып. 6.  С. 139157.
5. Бродова И.Г., Поленц И.В., Есин В.О., Лобов Е.М. Закономерности формирования литой структуры переохлажденных Al−Ti сплавов // ФММ.  1992.  Т. 73, № 1.  С. 8489.
6. Бродова И.Г., Замятин В.М., Попель П.С. и др. Условия формирования метастабильных при кристаллизации Al−Zr // Расплавы.  1988.  Т. 2, вып. 6.  С. 2327.
7. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов
и сплавов.  М.: Металлургия, 1972.  480 с.
8. Козлов Е.А., Елькин В.М., Литвинов Б.В. и др. Особенности формирования и структура полос адиабатического сдвига в цирконии в сферических волнах напряжений // ДАН.  1998.  Т. 360, № 3. 
С. 340343.
Структура, фазовый состав и свойства перспективных Al сплавов c Ti и Zr ...
601
8. Dobromyslov A.V., Kozlov E.A., Taluts N.I. Formation and Features of Adiabatic Shear Bands in Zr−Nb Alloys
in Spherical Stress Waves / In: Proc. Int. Conf. оn Mechanical and Physical Behaviour of Materials under
Dynamic Loading (EURODYMAT−97), September 2226, 1997, Toledo, Spain // J. Phys.(Paris).  1997. 
Vol. 7.  P. C3−963C3−967.