Структура, текстура и деформационное поведение сплава Zr-2.5%Nb при высокотемпературном одноосном сжатии по данным рентгеновского исследования тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Таи Зо Тхайк

СТРУКТУРА, ТЕКСТУРА И ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ СПЛАВА 7л--2.5%М) ПРИ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОМ ОДНООСНОМ СЖАТИИ ПО ДАННЫМ РЕНТГЕНОВСКОГО ИССЛЕДОВАНИЯ

Специальность 01 04 07 - «Физика конденсированного состояния»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Автор

Г С

£

Москва - 2007

003062682

Работа выполнена в Московском инженерно-физическом институте (государственном университете)

Научный руководитель доктор физико-математических наук

Перлович Юрий Анатольевич

Официальные оппоненты доктор технических наук,

профессор

Бецофен Сергей Яковлевич

доктор физико-математических наук, профессор

Филиппов Валентин Петрович

Ведущая организация Институт металловедения и физики металлов

им Г В Курдюмова

Центральный Научно-Исследовательский Институт черной металлургии им И П Бардина (ЦНИИчермет им И П Бардина)

Защита состоится « 3 О » 2007 г на заседании диссертационного

совета в Московском инженерно-физическом институте (государственном университете) по адресу 115409, г. Москва, Каширское шоссе, д 31

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского инженерно-физического института (государственного университета)

Автореферат разослан « II » А мр£ЛА. 2007 г

Ученый секретарь диссертационного совета Д 212 130 04,

д ф -м н , профессор -^^Кудрявцев Е М

Общая характеристика работы

Актуальность работы

Диссертационная работа посвящена изучению высокотемпературных деформационных процессов в сплаве Ъх-2 5%№>, являющемся одним из основных конструкционных материалов атомного реакторостроения Деформация при температурах (а+Р)- и р-областей диаграммы состояний гг-МЪ является неотъемлемой частью любого технологического процесса, направленного на получение изделий из циркониевых сплавов, но ее физические механизмы изучены в значительно меньшей степени, чем механизмы холодной деформации

Их систематическому изучению препятствуют невозможность проведения структурных исследований при высоких температурах и практическая неосуществимость технологических экспериментов по горячей деформации Последнее обусловлено трудностями обработки заготовок малого размера при использовании промышленного ковочного или прокатного оборудования, а также экономической неприемлемостью обработки полномерных заготовок по неоптимальным режимам, сопряженным с риском их последующей отбраковки Вследствие этого все используемые модели высокотемпературной деформации основываются на результатах структурных исследований, проводимых при комнатной температуре, то есть после охлаждения материала, подвергнутого высокотемпературной деформации по штатным режимам или близким к ним Для достоверного восстановления картины высокотемпературной деформации по данным исследования закаленных образцов необходима надежная информация о структурных изменениях в материале, сопряженных с закалкой Доступная информация такого рода недостаточно систематична и требует уточнения

Кривые «напряжение - деформация», полученные в процессе высокотемпературного сжатия модельных образцов, характеризуя механическое поведение материала, требуют адекватной интерпретации на уровне представлений об изменении структуры и текстуры деформируемого материала Принципы такой интерпретации до настоящего времени остаются слабо разработанными

Цель работы

Целью данной диссертационной работы являлось установление закономерностей и механизмов формирования текстуры и структуры в сплаве Ъх-2 5%№> в условиях его деформации при температурах (а+(3)- и р-областей диаграмм состояний, выявление структурных и текстурных параметров материала, ответственных за наблюдаемые особенности кривых «напряжение -деформация», а также уточнение структурных изменений, обусловленных закалкой сплава с температуры деформации, для последующего использования полученных результатов при разработке и модификации технологических процессов производства изделий из этого сплава

Научная новизна

Новизна работы обусловлена, во-первых, применением новейшего ковочного оборудования для деформации маломерных модельных образцов в широком интервале контролируемых температурно-скоростных режимов и, во-вторых, использованием рентгеновского текстурного анализа, основывающегося на концепции, согласно которой кристаллографическая текстура материала, в отличие от его других характеристик, в наиболее явном виде хранит память о большинстве протекавших в материале процессов Таким образом, для проведения данной работы потребовались наличие систематической подборки модельных образцов из сплава 2г-2 5%МЬ, деформированных по разным температурно-скоростным режимам, и возможность проведения текстурных исследований при использовании элементарных представлений теории текстурообразования, связывающих действующие деформационные механизмы с особенностями формирующихся текстур

Представленные в работе результаты получены впервые и в совокупности образуют систематическое описание процессов, ответственных за формирование текстуры и структуры сплава Zr-2 5%МЬ, а также за его механическое поведение при модельной пластической деформации в температурных диапазонах, отвечающих (а+Р)- и р-областям диаграммы состояния Zr-Nb

Практическая значимость работы

Результаты диссертации могут быть использованы в качестве научной основы при разработке и модификации технологических схем получения изделий из сплава 2г-2 5%МЬ

Хотя в рамках данной работы кристаллографическая текстура фигурирует, главным образом, в качестве характеристики, позволяющей реконструировать развитие в материале предшествующих деформационных процессов при повышенных температурах, следует иметь в виду, что текстура и сама по себе является важнейшей характеристикой материала, предопределяющей анизотропию его свойств и зачастую ответственной за структурную неоднородность изделий Поэтому выявляемые в диссертации принципы управления текстурой циркониевых сплавов при горячей деформации имеют самое непосредственное отношение к решению проблемы получения изделий с заданными свойствами На защиту выносятся

- результаты изучения текстурообразования в модельных образцах из сплава Тх-2 5%1чГЬ при деформации одноосным сжатием в интервале температур (а+р)- и р-областей диаграммы состояния со скоростями 0 1 - 1 0 с"1,

- принцип изучения механизмов высокотемпературной деформации по текстуре а-фазы, сохраняющей «память» о предыстории материала,

- результаты определения механизмов деформации, действующих в сплавах при различных температурно-скоростных режимах сжатия,

концепция взаимодействия пластической деформации и фазовых превращений при температурах (а+|3)-области диаграммы состояния,

- данные об изменении субструктурных характеристик и микротвердости сплавов в зависимости от температуры деформации,

- режимы деформации сплава Zr-2 5%МЬ, сопряженные с наибольшей активностью межзеренного проскальзывания и с наибольшим размытием формирующейся текстуры,

- данные о развитии динамической рекристаллизации в ß-фазе сплава Zr-2 5%Nb,

- результаты анализа кривых «напряжение-деформация» на основании структурных и текстурных изменений в сплаве при высокой температуре

Апробация работы. Результаты исследований докладывались и обсуждались на ежегодных Научных сессиях МИФИ (Москва, 2005-2007 гг), а также на международной конференции «Fundametals of Deformation and Annealing» (Manchester, 2006 г)

Публикации Основные результаты диссертационной работы опубликованы в 8 печатных работах в отечественных и зарубежных журналах и в сборниках трудов Научных сессий МИФИ и международной конференции «Fundametals of Deformation and Annealing»

Структура и объем работы Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов и списка литературы Диссертация изложена на 167 страницах, включая 71 рисунок, 7 таблиц и 149 наименований в списке литературы

Основное содержание работы

Во введении обоснована актуальность диссертационной работы, определена цель исследований, охарактеризованы научная новизна полученных результатов и их практическая значимость

В литературном обзоре приводятся основные сведения об исследуемых циркониевых сплавах, о кристаллографических механизмах деформации ГПУ и ОЦК металлов и о механизме зернограничной деформации Рассмотрены модели текстурообразования в ОЦК и ГПУ металлах при пластической деформации Отмечается, что имеющиеся в литературе данные по механизмам деформации и текстурообразованию в циркониевых сплавах при температурах ß-области очень немногочисленны, а при температурах (а+Р)-области -практически отсутствуют Вопросы взаимодействия пластической деформации и фазовых превращений применительно к этим сплавам проработаны

недостаточно Это связано с трудностями систематического исследования высокотемпературной деформации Отсутствует база экспериментальных результатов, необходимых для прогнозирования структуры и текстуры, формирующихся в реальных полуфабрикатах циркониевых сплавов в результате деформационной обработки при температурах и (а+Р)-областей диаграммы состояний

На основе изучения литературы сформулированы задачи, решение которых представляется актуальным для физического металловедения Ът

(1) анализ механизмов высокотемпературной пластической деформации,

(2) выявление закономерностей развития деформации и формирования текстуры при температурах и (а+(3)-областей диаграммы состояния,

(3) выявление особенностей развития структуры и текстуры в сплаве Ъх-2 5%№> при высокотемпературной деформации,

(4) накопление экспериментальных данных, необходимых для прогнозирования структуры и текстуры реальных полуфабрикатов, получаемых высокотемпературной деформацией

Далее описаны основные методы исследования, использованные при решении сформулированных выше задач Они включают

(1) рентгеновский фазовый анализ,

(2) рентгеновский текстурный анализ,

(3) изучение субструктуры материала по профилю рентгеновской линии,

(4) измерение микротвердости,

(5) оптическую металлографию

При изложении использованных методик основное внимание уделено рентгеновскому текстурному анализу, включавшему построение прямых полюсных фигур и вычисление по ним интегральных параметров текстуры

Работа выполнена на модельных образцах, деформированных одноосным сжатием в Высшей Технической Школе г Аахен (Германия) на автоматизированном ковочном стане, позволяющем контролировать температуру и скорость деформации Цилиндрические заготовки размером

016 мм х 24 мм были вырезаны из слитка сплава 7г-2,5%КЬ Температуры нагрева под деформацию составляли 670°, 730°, 820"С в пределах (а+р)-области фазовой диаграммы и 910°, 980°С в пределах Р-области Скорости

деформации равнялись 0 1,04,07,1 0 с'1 при общей величине деформации 43-47% После деформации полученные образцы охлаждали в солевом растворе Для рентгеновского изучения готовили три параллельных сечения каждого деформированного образца, расположенные вблизи поверхности, на четверти и на половине его высоты Резку образцов осуществляли электроискровым методом

Основными фазами в изделиях из изучаемого сплава 7г-2,5%МЬ, являются <х-7л с кристаллической решеткой ГПУ и Р-7г (Р-№) с кристаллической решеткой ОЦК Относительное содержание фаз в сплаве в условиях деформации при повышенных температурах в значительной мере определяет особенности протекания этой деформации и свойства получаемых полуфабрикатов Поскольку для исследуемых сплавов ширина температурного интервала (а+Р)-области, в котором фазовый состав сплавов меняется почти на 100%, составляет около 200°С, а изменение заданной температуры в пределах деформируемого объема как вследствие теплоотвода, так и вследствие дополнительного разогрева измеряется, по крайней мере, десятками градусов, любые суждения о реальном фазовом составе сплава в условиях деформации при температурах 600-850°С и о действующих при этом механизмах деформации представляются недостаточно обоснованными В наибольшей мере это справедливо в случае рассмотрения деформации полномерных слитков, где значимые локальные отклонения от заданной температуры практически неизбежны

Изучение механизмов пластической деформации циркониевых сплавов по текстуре деформации основывается на следующем принципе действие кристаллографических механизмов деформации приводит к развитию в материале кристаллографической текстуры, тогда как активизация некристаллографических механизмов обуславливает ее рассеяние При этом под кристаллографи-

ческими механизмами деформации подразумеваются скольжение или двойни-кование, проходящие по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям Их действие сопряжено с закономерной переориентацией кристаллической решетки деформируемых зерен, конечным результатом которой оказывается формирование в материале кристаллографической текстуры, устойчивой по отношению к используемому виду деформации

При измельчении зерна до субмикронных размеров, как это происходит при деформации в условиях фазового превращения или первичной рекристаллизации, затрудняется кристаллографическое скольжение в материале и может активизироваться механизм зернограничного проскальзывания, вызывающий размытие текстурных максимумов и ослабление кристаллографической текстуры материала Зернограничное проскальзывание, развивающееся при участии диффузионных процессов в случае достаточно малых скоростей деформации, сопряжено со случайной переориентацией зерен, которая не регламентирована кристаллографически и поэтому не ведет к образованию определенной текстуры деформации, а напротив - вызывает рассеяние текстуры, сформировавшейся в материале ранее В общем случае, когда в деформируемом материале действуют и кристаллографическое скольжение, и некристаллографическое зернограничное проскальзывание, его текстура испытывает взаимно противоположные воздействия

Рентгеновское исследование образцов проводили на рентгеновских дифрактометрах ДРОН-ЗМ и ДРОН-3, последний из которых снабжен автоматической текстурной приставкой Использован комплекс компьютерных программ для накопления и обработки получаемых данных, включая обработку рентгеновского спектра, построение текстурных полюсных фигур и определение их параметров

Проводилась дифрактометрическая съемка прямых полюсных фигур ПФ(0001)а, ПФ{11 0}а и ПФ {001}р с угловым радиусом до 80°, 70° и 70°, соответственно По ПФ(0001)а определяли величины текстурных параметров, характеризующих развитие в образцах кристаллографически регламентирован-

ной деформации, а также зернограничного проскальзывания, вызывающего ослабление их текстуры В числе этих параметров следующие

(1) Интегральные текстурные параметры Кернса ^г, fR2, вычисляемые как проекции распределения полюсной плотности на ПФ(0001)а на три взаимно перпендикулярные оси С, ИЛ и 112, параллельные, соответственно, направлению сжатия и осям эллипса, в который в результате деформации трансформировалось первоначально круговое сечение образца

(2) Угловая ширина текстурных максимумов на ПФ(0001)а, измеренная вдоль радиуса ПФ на уровне, соответствующем 0 75 высоты 75)

(3) Объемная доля кристаллитов а.-Ъх, базисные оси которых ориентированы за пределами текстурных максимумов, то есть в пределах текстурных минимумов (утт) При этом предполагается, что граница между максимумами и минимумами на текст>рной полюсной фигуре проходит по контуру, которому отвечает почюсная плотность р, равная 1 Если материал близок к бестекстурному состоянию, то по всей ПФ р я 1 и уп,ш и у„,ах к 0 5, тогда как при наличии текстуры уют < 0 5 и \'тах >05

Анализ текстуры образцов проводите при комнатной температуре, когда основной составляющей материала являлась а-фаза В случае преимущественного протекания деформации в а-фазе наблюдаемая в образцах текстура а-Ъх является непосредственным результатом деформации, тогда как в случае преимущественного протекания деформации в р-фазе наблюдаемая текстура а-Ъх образуется при фазовом превращении р—»а в соответствии с ориентационным соотношением {011 }р || (0001)о, <111>р || <11 0>а Это соотношение определяет способ наследования а-фазой совершенных текстур деформации, развившихся в высокотемпературной Р-фазе

В настоящей работе процессы высокотемпературной деформации сплавов на основе Zr (Т.х-2 5%№> и 7г-1%МЬ) реконструируются путем совместного анализа данных рентгеновских текстурных измерений (рис 1), проводившихся после деформации при комнатной температуре, и кривых нагружения (рис 2), измеренных в ходе одноосного сжатия На рис 1 показано характерное измене-

Рис. 1. Типичные ПФ (0001)а для образцов, прессованных при температурах 98(Р(а), 910"(б), 820°(в), 73(Р(г) и 6?0°С (д).

980°С

820°С

730°С

670° С

Рис. 2. Кривые напряжение-деформация для сплавов 2г-2 5%КЬ (а, в, д, ж) и 2г-1°/МЬ (6, г, е, з), деформированных одноосным сжатием при температурах 980"С (а,б), 82&С (в,г), 7 30° С (д,е) и 670°С (ж,з).

...... \=0.1 с'1; ——■ \=0.4с';

---\=0.7с'; -\=1.0с'.

ние текстуры сплава 7л-2 5%№> при понижении температуры деформации Все кривые деформации для образцов из сплава Ъх-2 5%№> приведены на рис 2, там же для сравнения представлены аналогичные кривые для образцов из сплава 2г-1%МЬ На каждой из диаграмм показаны кривые деформации при какой-то одной температуре, при этом разные кривые соответствуют разным скоростям деформации Диаграммы приведены в истинных величинах напряжений Б и деформаций е

Текстура исходных цилиндрических заготовок характеризуется отсутствием закономерностей, т е в пределах каждого образца ориентация матрицы <х-Тх носит случайный характер и определяется локальной ориентацией крупных (5-зерен в исходном слитке, из которого эти образцы были вырезаны

При температурах р-области диаграммы состояний зерна $-Ът деформируются с минимальным упрочнением, вследствие чего текстура деформации В-фазы оказывается предельно совершенной, характеризующейся очень интенсивными текстурными максимумами (рис 1-а) С направлением сжатия в зернах Р-2г, как это характерно для ОЦК-металлов, совпадают кристаллографические оси <001>, <111>, <112> и в отдельных случаях <011> Соответственным образом располагаются текстурные максимумы на ПФ(0001)а для а-7г, воспроизводя правильное расположение текстурных максимумов на исходной ПФ{011} для Р-2г, претерпевшего деформацию при температуре Р-области (рис 1а) При 910°С в сплаве 2г-2,5%КгЬ наблюдается дробление текстурных максимумов, которое указывает на протекание динамической рекристаллизации (рис 16) При этом, в результате образования в р-фазе новых мелких зерен оказывается возможным развитие межзеренного проскальзывания Снижение температуры деформации Р-фазы и фрагментация р-зерен сопряжены с относительным повышением их деформационного упрочнения, в результате чего сохранение ими симметричных устойчивых ориентаций затрудняется и текстура р-фазы становится более размытой (рис 1в)

Если после р—*а превращения деформация продолжается в а-фазе, то симметричное расположение текстурных максимумов на ПФ(0001)а,

унаследованное от ПФ{011 }р, искажается вследствие последующей переориентации и-'Ат Однако, если максимумы на ПФ{011}р отвечают связанным между собой одноименным нормалям <011>, принадлежащим одной и той же текстурной компоненте, то максимумы на производной ПФ(0001)а взаимно независимы и принадлежат разным компонентам текстуры а-2г, сформировавшейся в результате р—>а превращения Причем, кристаллиты принадлежащие различным текстурным компонентам, при деформации в а-области взаимно независимо поворачиваются в сторону устойчивых ориентаций, сохраняющихся неизменными благодаря сбалансированному действию различных систем скольжения

В тех случаях, когда содержания а- и р-фаз в деформируемом образце оказываются сопоставимыми, а их зерна достаточно мелкодисперсны, оказывается заметным действие механизма взаимного перемещения кристаллитов по межфазным границам, задерживающего развитие четкой текстуры деформации или вызывающего резкое ослабление текстуры, сформировавшейся ранее (рис 1 г) В контексте данной работы такой вариант протекания деформации представляет наибольший интерес

При изучении текстуры образцов сплава 7г-2,5%КЬ, деформированных при температурах нижней части (а+Р)-области, обнаруживается, что, хотя при этих температурах фазовые превращения а—>а охватывают лишь меньшую часть деформируемого объема, текстура сх-7г в объеме всего образца подобна текстуре деформации Р-фазы при некотором взаимном смещении текстурных максимумов Хотя при этих температурах деформация протекает преимущественно в а-фазе, в ряде случаев текстура а-7г обнаруживает столь сильное размытие, как если бы деформация осуществлялась при активном участии зернограничного скольжения (рис 1д)

Объяснить эти факты можно только на основе предположения, согласно которому в условиях пластической деформации температура фазового превращения снижается Если в результате предварительной выдержки образца при температуре деформации в нем установилось некое фазовое равновесие, то

вследствие тепловыделения на участках первоначального скольжения в а-фазе локальная температура повышается по сравнению с номинальной, фазовое равновесие нарушается и образуется дополнительное кочичество (3-фазы По мере распространения деформации на весь объем а-фазы превращение а—>р интенсифицируется, так что в результате деформационного разогрева образца номинальная температура фазового превращения снижается

В случае деформации при температурах (а+Р)-области, и <х-Хх, и Р-Ег проявляют фазовую неустойчивость, вследствие чего оказываются возможными неоднократные фазовые переходы, сопряженные с дроблением кристаллитов и активизацией зернограничного проскальзывания

Судя по величинам интегрального текстурного параметра (рис За), деформированные образцы из сплава Ъг-2 5°/оМЬ наиболее близки к бестекстурному состоянию после сжатия при 730°С со скоростями 0 1 и 0 4 с"1, где наиболее развито зернограничное проскальзывание в сплаве Ъг-2 5%КЬ Однако, величина параметра & определяется не только выраженностью текстуры, но и положением текстурных максимумов относительно оси сжатия С, поскольку при некотором почожении максимумов на ПФ(0001)а параметр ^ может иметь ту же величину, что и при отсутствии текстуры, то есть при равномерном распределении полюсной плотности Поэтому для оценки выраженности текстуры, наряду с интегральными текстурными ^параметрами, удобно использовать параметр утш, характеризующий объемную долю зерен, которые принадлежат текстурным минимумам По мере роста \>тт текстура ослабляется, то есть уменьшается высота текстурных максимумов и увеличивается их угловое размытие ц

Межзеренное проскальзывание тормозит развитие текстуры деформации, вызывает ее рассеяние, характеризуемое параметрами \¥0 75 (рис 3 в) и утш (рис 36), а в пределе приводит к появлению бестекстурной фракции В первом приближении оба параметра обнаруживают взаимную корреляцию С повышением температуры деформации в пределах (а+Р)-области и выше имеет

1000

1000

20 г

751 град 1

12

1

в !

600 700 800 900 1000 Температура деформации,"С

Рис 3. Изменение параметров текстуры а-2г при повышении температуры деформации Графики соответствуют разным скоростям деформаг(ии • -V =0 1 с', о- V =0 4 с', ж - V =0 7 с1, А - у =7 Ос'

место значительное усиление текстуры образцов, когда возрастает вклад в деформацию кристаллографических механизмов, ответственных за формирование четкой текстуры, и уменьшается вклад механизмов некристаллографических, не ведущих к развитию текстуры или его тормозящих Так, в сплаве 7г-2,5%Мэ величина максимальна и равна 35% при 670°-730°С, а затем при переходе к 910°С резко падает ниже 20%

Однородность деформации модельных образцов оценивали путем сравнения текстуры и структуры трех разных слоев Установлено, что при активизации зернограничного скольжения деформация становится более однородной

При 910 °С наблюдается дробление тектурных максимумов, которое указывает на протекание динамической рекристаллизации При этом, в результате образования новых мелких зерен оказывается возможным развитие межзеренного проскальзывания, как и при фазовом превращении

Особенности деформационного поведения сплавов 2г-2 5%№> и гг-1%№> в условиях сжатия при температурах (а+(3)- и

(5-областей, прослеживаемые по кривым «напряжение -деформация» (рис 2), поддаются четкой систематизации при учете текстур деформации (рис 1), формирующихся в соответствующих образцах, и механизмов деформации, ответственных за их возникновение

- сопоставление кривых «напряжение - деформация» для сплавов Ъх-2 5%ЫЬ и 7л-1 %Т\ТЬ свидетельствует, что при температурах (3-области их относительное положение определяется разницей в содержании МЬ, а при температурах (а+р)-области - разницей в содержании р-фазы и соответствующей разницей в плотности границ и размере кристаллитов,

- характер перехода от упругой к пластической деформации определяется степенью совершенства кристаллографической текстуры материала, от которой зависит одновременность достижения критического сдвигового напряжения в различных зернах образца,

- протяженные горизонтальные участки на кривых «напряжение - деформация» обусловлены действием механизма взаимного перемещения зерен по границам в условиях а—>р фазового превращения или динамической рекристаллизации, сопряженным с ослаблением текстуры деформируемых образцов

- увеличение скорости сжатия сопряжено с повышением деформирующего напряжения, которое может компенсироваться усилением деформационного разогрева, приводя к взаимному пересечению кривых «напряжение -деформация», построенных для разных скоростей сжатия

Результаты изучения субструктуры образцов по форме рентгеновских линий и по величине микротвердости также позволяют уточнить детали высокотемпературных деформационных процессов, восстанавливаемых на основе текстурных данных В частности, полуширина рентгеновских линий В05 характеризует искаженность кристаллической решетки а-Ъс, микротвердость Нц определяется количеством межзеренных границ, параметры а, с я объем элементарной ячейки У0 зависят от содержания в решетке дефектов и № Температурные зависимости ВШ(Ч) отражают величину закалочных эффектов (рис 4) И полуширины рентгеновских линий, и микротвердость в случае сплава 2г-2 5%№> всегда выше, чем для сплава 2г-1%>Лз Последнее обусловлено более высоким содержанием №> в сплаве Тг-2 5%№> и бочее высоким содержанием Р-фазы В закаленных образцах тенденция к выделению р-фазы из пересыщенного а'-раствора приводит к появлению когерентных

1 2 1-----

600 700 800 900 1000

600 700 BOO 900 1000 Температура деформации, °С Температура деформации, °С

Рис 4 Зависимость ширины рентгеновской линии (21 3) В1/2образцов га сплавов Zr-2 5%Nb (а) и Zr-l%Nb (б) от температуры деформации при ее разных скоростях • - v -0 1 с1, о -у =0 4 с', ж - v =0 7 с', л - v =7 0 с1

предвыдетении и связанных с ними полей упругих напряжений С увеличением содержания № в сплаве эти процессы усиливаются

Все кривые Вь^О) характеризуются наличием максимума

при 820°С, который у сплава Ъх-2 5%№ выражен значительно более резко, чем у сплава Ег-1%МЪ Резкий рост ширины рентгеновских линий при увеличении температуры деформации и закалки до 820°С показывает, что фактором, определяющим ширину линий закаленного сплава, является пересыщение а'-матрицы атомами № и связанные с этим обстоятельством процессы, отмеченные выше В случае сплава 2г-1%Мэ это пересыщение относительно мало Падение полуширины рентгеновской линии, наблюдаемое во многих случаях при переходе к температуре деформации 910°С, однозначно указывает на ослабление закалочных эффектов, то есть на уменьшение содержания №> в оГ-фазе Это может быть связано только с развитием динамической рекристаллизации при температурах (З-области, выявленной при изучении текстуры Протекание динамической рекристаллизации сопряжено с измельчением зерен и увеличением плотности межзеренных границ, что при закалке сказывается на субструктуре а*-матрицы Наличие близких границ способствует релаксации упругих напряжений, обусловленных предвыделениями Р-фазы, и предоставляет дополнительные места для атомов ЫЬ, где их нахождение является менее конфликтным

При температурах Р-области после более или менее четкого минимума у сплава 2г-1%№> чаще наблюдается увеличение В)/2, чем у сплава 2г-2 5%ЫЬ Эта особенность обусловлена усилением закалочных эффектов в случае

интенсивного роста |3-зерен при высокой температуре деформации, когда такой рост сильнее сказывается на микроструктуре матрицы, чем динамическая рекристаллизация Причем, в сплаве 2г-1%№> рост зерен в р-фазе облегчен по сравнению со сплавом 7.т-2 5%МЬ, где повышенное содержание №> вносит в решетку определенные искажения и такому росту препятствует

3 234 а А 3 23

3 222

>

а

3 234 а А 3 23

600 700 800 900 1000 Температура деформации, °С

600 700 800 900 1000 Температура деформации, °С

Общая тенденция изменения параметров решетки в закаленных образцах сплава Ъх-2 5%М> в зависимости от температуры их предшествующей де-

Рис 5 Изменение параметра а кристаллической решетки формации состоит в образцов из сплавов 2г-2 5%ЫЬ (а) и 1г-1%№ (б) в том^ что и параметр ^ зависимости от температуры деформации при ее разных скоростях и параметр с, и объем

• -V =0 1 с1, о-у =0 4 с1, а-у =0 7 с', д-у =7 Ос1

элементарной ячейки

V практически монотонно падают с повышением температуры деформации, по крайней мере, в пределах (а+(3)-области (рис 5) Это связано с тем, что МЬ характеризуется меньшим ионным радиусом, чем Ъх - 1 426 А и 1 616 А, соответственно Наблюдаемое уменьшение параметра а (рис 6) от 3 232 А при закалке с 670°С до 3 224 А при закалке с 820°С в случае скорости деформации 0 1 с"1 обусловлено пересыщением решетки а.-Ъх ионами ]МЪ, причем, минимальное значение параметра а отвечает содержаншо № в количестве 2 5% Неизменность величины а лри всех температурах деформации сплава Ъх-2 5%№> в пределах Р-области в случае скорости деформации 0 1 с"1 свидетельствует о том, что при указанных температурах закалки весь содержащийся в сплаве КТЬ переходит в а (а')-фазу

С увеличением скорости деформации процесс насыщения решетки атомами № как бы смещается к более высоким температурам (рис 5а) Так может быть в том случае, если часть атомов №э находится не в решетке Р- или а-фазы, а на

дефектах, в непосредственной близости от которых решетка ситьно искажена и не участвует в формировании центральной части рентгеновской линии Такими дефектами являются и отдельные дислокации, и, особенно, границы Повышение скорости деформации сопряжено с необходимостью повышения плотности свободных дислокаций, а также способствует образованию дополнительных кристаллитов (3-фазы и, тем самым, дополнительных межфазных границ, способных удерживать атомы № Если в Р-фазе эти атомы «сидят» на дислокациях или границах, то и при переходе к а'-фазе они окажутся в аналогичных позициях Дальнейшее увеличение температуры деформации способно компенсировать влияние повышенной скорости деформации на дефектность кристаллической решегки Р-фазы и, тем самым, уменьшить число альтернативных мест нахождения атомов и при закалке образца эта особенность решетки Р-фазы наследуется а'-фазой

Рассмотрение влияния межзеренного проскальзывания при температурах (а+Р)- и р-областей диаграммы состояний 2г-№) на параметры рентгеновских линий, регистрируемых после охлаждения деформированных образцов, сводится к рассмотрению закалочных эффектов в мелкодисперсной структуре При охлаждении с температур нижней части (а+Р)-области закаточные эффекты заметны лишь по их влиянию на межплоскостные расстояния и почти не сказываются на ширине рентгеновских линий Выявлена четкая тенденция (рис 6), согласно которой между параметрами элементарной ячейки а и К закалочной а'-фазы и полуширинами ее рентгеновских линий В 1д существует корреляция, состоящая в том, что с уменьшением параметров а я V полуширины В1/2

V, А3

46 4 46 3 46 2

■ • — 1 1 (20 5) _ 20=136 8°

• N и

• 1 1

\ •

• \

04

08

1 2

16 В 1/2(20 5)

град

Рис. 6 Корреляция полуширины рентгеновской линий (20 5) с объемом

кристаллической решетки V а'-фазы деформированных образцов из гппапа 7г-7 ')%ЫЬ

растут, поскольку повышение содержания КЪ в а'-фазе усиливает ее неравновесность, ускоряя образование когерентных частиц р-фазы, вызывающих возникновение полей

микронапряжении.

В данной работе впервые применительно к сплаву 2г-2,5%М> проведено систематическое изучение тексту р о образавания в р-фазе в условиях одноосного сжатия при температурах (а+Р)- и ¡3-областей диаграммы состояний 7г-МЬ. На рис. 8 показано изменение текстуры р-фазы при повышении температуры деформации. В случае действия кристаллографического скольжения тексту рообра-Зование в Р-фазе следует закономерностям (рис. 8 в), характерным для ОЦК-металлов. тогда как при темп ерату рах деформаци о н но-и н ду циро в ан н о го а—+Р превращения и динамической рекристаллизации текстура р-фазы ослабляется (рис. 8а) и утрачивает регулярность (рис,8 д).

Текстура деформации р-фазы не вполне совпадает с производной текстурой а'-фазы и содержит дополнительные второстепенные компоненты, в текстуре а"-фазы отсутствующие. Это свидетельствует, что при Р~^а превращении происходит определенное «подстраивание» по ориентации второстепенных фракций к более крупным структурным составляющим.

R2

ß-фазы при повышении температуры деформации: а) 670; б) 730, в) 820; г) 910; д) 960; е) 980<С.

Основные выводы

(1) Впервые проведено систематическое рентгеновское изучение формирования текстуры и структуры в сплаве 7т-2 5%№> при деформации модельных образцов одноосным сжатием при температурах (а+р)- и Р-областей диаграммы состояний 2г-ЫЪ с разными скоростями Выявлены деформационные механизмы, действующие в сплаве при разных температурно-скоростных режимах сжатия

(2) При использовании текстуры сжатия в качестве индикатора действовавших деформационных механизмов установлено, что при температурах (а+Р)- и р-областей пластическая деформация сплава 2т-2 5%МЬ осуществляется кристаллографическим скольжением в зернах а-2г и р-2г, а также зернограничным проскальзыванием в условиях а«->-р фазовых превращений и динамической рекристаллизации Р-фазы

(3) В случае деформации при температурах (а+Р)-области а-Хт и \5-Zr проявляют фазовую неустойчивость, вследствие чего оказываются возможными неоднократные фазовые переходы, сопряженные с дроблением кристаллитов и активизацией зернограничного проскальзывания

(4) Зернограничное проскальзывание приводит к рассеянию текстуры и в сплаве 2г-2 5%№> развито сильнее всего при температурах деформации 670" и 730°С

(5) При температурах деформации 910°-980°С в сплаве 2г-2 5%№> развивается динамическая рекристаллизация Р-фазы, приводящая к дроблению Р-зерен, что способствует формированию аксиальной текстуры и активизации межзеренного проскальзывания, как и при фазовом превращении

(6) При учете текстуры образцов и механизмов деформации, ответственных за ее возникновение, систематизировано деформационное поведение сплава в условиях сжатия при температурах (а^Р)- и р-областей, прослеживаемое по особенностям кривых «напряжение - деформация», в числе которых уровень напряжений, характер перехода от упругой деформации к пластической, вы-

раженность зуба текучести, наличие участков упрочнения и разупрочнения, протяженность горизонтального участка, влияние скорости деформации

(7) Закалка образцов сплава Ъх-2 5%№> с температуры их деформации приводит к тем большему пересыщению образующейся а'-фазы атомами №>, чем выше содержание (3-фаз ел в сплаве при температуре деформации Оценка максимального превышения содержания № в закалочной а'-фазе над равновесным содержанием для сплавов Ъх с 2 5% и 1 %КЬ по уменьшению объема элементарной ячейки а-Ъх дает величины ~2 0 и ~0 6 ат %, соответственно, что удовлетворительно согласуется с диаграммой состояний

(8) Между параметрами элементарной ячейки а и V закалочной а'-фазы и полуширинами ее рентгеновских линий В1/2 существует корреляция, состоящая в том, что с уменьшением параметров а и V полуширины В[д растут, поскольку повышение содержания № в а'-фазе усиливает ее неравновесность, ускоряя образование когерентных частиц р-фазы, вызывающих возникновение полей микронапряжений

(9) Впервые изучена текстура деформации Р-фазы в сплаве Ът-2 5%№> В случае действия кристаллографического скольжения образование текстуры в Р-фазе подчиняется закономерностям, характерным для ОЦК-металлов, тогда как при температурах деформационно-индуцированного а—>|3 превращения и динамической рекристаллизации текстура р-фазы ослабляется и утрачивает регулярность

Основные публикации по теме диссертации.

1 Механизмы пластической деформации промышленных сплавов на основе Ъх в условиях одноосного сжатия / Перлович Ю А , Исаенкова М Г , Тан Зо Тхайк и др //В сборнике научных трудов Научная сессия МИФИ-2005 М МИФИ, том 9, 88-89

2 Взаимосвязь пластической деформации и фазовых превращений в сплавах на основе циркония в процессе ковки по различным температурным режимам / Перлович Ю А , Исаенкова М Г , Тан Зо Тхайк и др // В сборнике статей по материалам Первой международной конференции «Деформация и разрушение материалов», ИМЕТ им А А Байкова РАН, Москва, 2006, с 255-259

3 Механизмы пластической деформации сплавов на основе циркония в условиях одноосного сжатия при различных температурно-скоростных режимах / Перлович Ю А , Исаенкова М Г , Тан Зо Тхайк и др // ФММ, 2006, том 102, №6, с 683-692

4 Текстурообразование в сплаве Zr-l%Nb при деформации сжатием по различным температурно-скоростным режимам / Перлович Ю А , Исаенкова М Г, Тан Зо Тхайк и др //В сборнике научных трудов Научная сессия МИФИ-2005 М МИФИ, том 9, 114-115

5 Взаимодействие пластической деформации и фазовых превращений в сплавах на основе циркония / Перлович Ю А , Исаенкова М Г , Тан Зо Тхайк и др // В сборнике научных трудов Научная сессия МИФИ-2006 М МИФИ, том 9, 89-90

6 Plastic Deformation of Zr-based Alloys at Temperatures of Phase Transformations / M Isaenkova, Yu Perlovich, Thant Zaw Htike et al // Fundametals of Deformation and Annealing, 5Л-7Л Sept 2006, Abstracts, The University of Manchester, p 46

7 Реконструкция процесса деформации циркониевых сплавов по особенностям кривых нагружения для случая одноосного сжатия при высоких температурах эксперимент и моделирование / Перлович Ю А , Исаенкова М Г, Тан Зо Тхайк и др // В сборнике научных трудов Научная сессия МИФИ-2007, М МИФИ, том 9, 57-58

8 Plastic Deformation of Zr-based Alloys at Temperatures of Phase Transformations / M Isaenkova, Yu Perlovich, Thant Zaw Htike et al // Material Science Forum, v 550, 2007, pp 637-642

9 Mechamisms of Plastic Deformation of Zirconium-Based Alloys upon Uniaxial Compression under Different Temperature-Rate Conditions / M Isaenkova, Yu Perlovich, Thant Zaw Htike et al // The Physics of Metals and Metallography, 2006, vol 102, N 6, pp 637-645

Подписано в печать 13 04 2007 г Исполнено 16 04 2007 г Печать трафаретная

Заказ №311 Тираж 75 экз

Типография «11-й ФОРМАТ» ИНН 7726330900 115230, Москва, Варшавское ш , 36 (495) 975-78-56 www autoreferat ш

ВВЕДЕНИЕ.

Глава 1. Механизмы деформации и текстурообразования в малолегированных сплавах на основе циркония.

1.1 Структурные особенности исследованных сплавов Zr-2.5%Nb.

1.2 Механизмы деформации и текстурообразования в a-Zr.

1.2.1 Элементы скольжения.

1.2.2. Роль двойникования в пластической деформации a-Zr.

1.2.3. Влияние примесей внедрения и замещения на механизмы пластической деформации.

1.2.4 Кристаллографические принципы текстурообразования в ГП-металлах при деформации.

1.2.5. Развитие текстуры в a-цирконии.

1.3. Механизмы деформации и текстурообразования в 0-Zr.

1.3.1. Кристаллография скольжения и двойникования в ОЦК-кристаллах.

1.3.2. Кристаллографические принципы текстурообразования в ОЦК-металлах при деформации.

1.3.3. Текстуры О ЦК -металлов.

1.4. Особенности деформации двухфазных сплавов.

1.5. Изменение текстуры деформации при отжиге.

1.5.1. Изменение текстуры при рекристаллизации a-циркония.

1.5.2. Закономерности протекания фазовых превращений р<-»а в сплавах на основе циркония.

1.6. Выводы.

Глава 2. Методы исследования поликристаллических материалов.

2.1. Рентгеновские методы анализа структуры материала.

2.1.1. Фазовый анализ.

2.1.2. Оценка структурного состояния по угловой полуширине рентгеновских линий. Анализ формы линии.

2.1.3. Анализ кристаллографической текстуры по прямым полюсным фигурам.

2.1.4. Расчёт параметров Кёрнса.

2.2. Текстура как «память» о структурно-фазовом состоянии материала в условиях деформации.

2.3. Кристаллография скольжения и фазовых превращений в циркониевых сплавах.

2.4. Металлографический анализ структуры материала.

2.5 Микротвердость.

Глава 3. Формирование текстуры и структуры в сплаве Zr-2.5%Nb при деформации сжатием.

3.1. Изготовление образцов.

3.2. Методические особенности рентгеновского исследования.

3.3. Текстуры одноосного сжатия исследованных образцов: основные особенности и механизмы формирования.

3.3.1. Несоответствие текстуры образцов аксиальной деформационной схеме

3.3.2. Деформация при температурах р-области.

3.3.3. Варианты развития пластической деформации в (а+Р) - области.

3.3.4. Двухстадийность деформации в (а+Р) - области.

3.3.5. Деформация с участием зернограничного проскальзывания.

3.4. Анализ субструктурного состояния образцов сплава Zr-2.5%Nb по параметрам рентгеновских линий.

3.5. Оценка структурного состояния образцов по их микротвердости.

3.6. Температурная зависимость текстуры деформации.

3.7. Послойная неоднородность структуры и текстуры прессованных образцов

3.8. О микроструктуре прессованных образцов.

3.9. Выводы.

Глава 4. Реконструкция процессов высокотемпературной деформации сплава Zr

2.5%Nb на основе совместного рассмотрения кривых «напряжение-деформация» и текстурных данных.

4.1. Введение.

4.2. Кривые «напряжение - деформация» и их основные особенности.

4.3. Зависимость характера кривых «напряжение - деформация» от особенностей действия различных деформационных механизмов в сплаве Zr-2.5%Nb.

4.4. Температурные зависимости напряжения деформации при разных скоростях сжатия.

4.5. Выводы.

Глава 5. Влияние закалки на структурные особенности деформированного сплава

Zr-2.5%Nb.

5.1. Пересыщение решетки a-Zr атомами Nb, как основной закалочный эффект

5.2. Влияние отжига на структуру закаленного сплава Zr-2.5%Nb.

5.3. Оценка содержания Nb в а'-фазе по уменьшению параметров элементарной ячейки.

5.4. Восстановление особенностей структурообразования при закалке.

5.5. О влиянии межзеренного проскальзывания на параметры рентгеновских линий.

5.6. Рентгеновское изучение (3-фазы в закаленном деформированном сплаве Zr-2.5%Nb.

5.6.1. О содержании |3-фазы в закаленных образцах.

5.6.2. Текстура деформации |3-фазы.

5.7. Выводы.

Актуальность работы. Данная диссертационная работа посвящена изучению высокотемпературных деформационных процессов в сплаве Zr-2.5%Nb, являющемся одним из основных конструкционных материалов атомного реакторостроения. Деформация при температурах (а+р)- и р-областей диаграммы состояний Zr-Nb является неотъемлемой частью любого технологического процесса, направленного на получение изделий из циркониевых сплавов, но ее физические механизмы изучены в значительно меньшей степени, чем механизмы холодной деформации.

Их систематическому изучению препятствуют невозможность проведения структурных исследований при высоких температурах и практическая неосуществимость технологических экспериментов по горячей деформации. Последнее обусловлено трудностями обработки заготовок малого размера при использовании промышленного ковочного или прокатного оборудования, а также экономической неприемлемостью обработки полномерных заготовок по неоптимальным режимам, сопряженным с риском их последующей отбраковки. Вследствие этого все используемые модели высокотемпературной деформации основываются на результатах структурных исследований, проводимых при комнатной температуре, то есть после охлаждения материала, подвергнутого высокотемпературной деформации по штатным режимам или близким к ним. Для достоверного восстановления картины высокотемпературной деформации по данным исследования закаленных образцов необходима надежная информация о структурных изменениях в материале, сопряженных с закалкой. Но доступная информация такого рода недостаточно систематична и требует уточнения.

Кривые «напряжение - деформация», полученные в процессе высокотемпературного сжатия модельных образцов, характеризуя механическое поведение материала, требуют адекватной интерпретации на уровне представлений об изменении структуры и текстуры деформируемого материала. Однако, принципы такой интерпретации до настоящего времени остаются слабо разработанными.

В этой связи целью данной диссертационной работы являлось установление закономерностей и механизмов формирования текстуры и структуры в сплаве Zr-2.5%Nb в условиях его деформации при температурах (а+Р)- и р-областей диаграмм состояний, выявление структурных и текстурных параметров материала, ответственных за наблюдаемые особенности кривых «напряжение - деформация», а также уточнение структурных изменений, обусловленных закалкой сплава с температуры деформации, для последующего использования полученных результатов при разработке и модификации технологических процессов производства изделий из этого сплава.

Научная новизна работы обусловлена, во-первых, применением новейшего ковочного оборудования для деформации маломерных модельных образцов в широком интервале контролируемых температурно-скоростных режимов и, во-вторых, использованием рентгеновского текстурного анализа, основываю-щегося на концепции, согласно которой кристаллографическая текстура материала, в отличие от его других характеристик, в наиболее явном виде хранит память о большинстве протекавших в материале процессов. Таким образом, для проведения данной работы потребовались наличие систематической подборки модельных образцов из сплава Zr-2.5%Nb, деформированных по разным температурно-скоростным режимам, и возможность проведения текстурных исследований при использовании элементарных представлений теории текстурообразования, связывающих действующие деформационные механизмы с особенностями формирующихся текстур.

Представленные в работе результаты получены впервые и в совокупности образуют систематическое описание процессов, ответственных за формирова-ние текстуры и структуры сплава Zr-2.5%Nb, а также за его механическое поведение при модельной пластической деформации в температурных диапазонах, отвечающих (а+Р)- и Р-областям диаграммы состояния Zr-Nb.

Практическая значимость работы. Результаты диссертации могут быть использованы в качестве научной основы при разработке и модификации технологических схем получения изделий из сплава Zr-2.5%Nb.

Хотя в рамках данной работы кристаллографическая текстура фигурирует, главным образом, в качестве характеристики, позволяющей реконструировать развитие в материале предшествующих деформационных процессов при повышенных температурах, следует иметь в виду, что текстура и сама по себе является важнейшей характеристикой материала, предопределяющей анизотропию его свойств и зачастую ответственной за структурную неоднородность изделий.

Поэтому выявляемые в диссертации принципы управления текстурой циркониевых сплавов при горячей деформации имеют самое непосредственное отношение к решению проблемы получения изделий с заданными свойствами. На защиту выносятся:

- результаты изучения текстурообразования в модельных образцах из сплава Zr-2.5%Nb при деформации одноосным сжатием в интервале температур (а+р)- и р-областей диаграммы состояния со скоростями 0.1-1.0 с'1;

- принцип изучения механизмов высокотемпературной деформации по текстуре а-фазы, сохраняющей «память» о предыстории материала;

- результаты определения механизмов деформации, действующих в сплавах при различных температурно-скоростных режимах сжатия;

- концепция взаимодействия пластической деформации и фазовых превращений при температурах (а+р)-области диаграммы состояния;

- данные об изменении субструктурных характеристик и микротвердости сплавов в зависимости от температуры деформации;

- режимы деформации сплава Zr-2.5%Nb, сопряженные с наибольшей активностью межзеренного проскальзывания и с наибольшим размытием формирующейся текстуры;

- данные о развитии динамической рекристаллизации в р-фазе сплава Zr-2.5%Nb;

- результаты анализа кривых «напряжение-деформация» на основании структурных и текстурных изменений в сплаве при высокой температуре.

Апробация работы. Результаты исследований докладывались и обсуждались на ежегодных Научных сессиях МИФИ (Москва, 2005-2007 гг.), а также на международной конференции «Fundametals of Deformation and Annealing» (Manchester, 2006 г.).

Публикации. Основные результаты диссертационной работы опубликованы в 9 печатных работах в отечественных и зарубежных журналах и в сборниках трудов Научных сессий МИФИ и международной конференции «Fundametals of Deformation and Annealing».

Структура и объём работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов и списка литературы. Диссертация изложена на 167 страницах, включая 71 рисунок, 7 таблиц и 149 наименований в списке литературы.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1) Впервые проведено систематическое рентгеновское изучение формирования текстуры и структуры в сплаве Zr-2.5%Nb при деформации модельных образцов одноосным сжатием при температурах (а+Р)- и Р-областей диаграммы состояний Zr-Nb с разными скоростями. Выявлены деформационные механизмы, действующие в сплаве при разных температурно-скоростных режимах сжатия.

2) При использовании текстуры сжатия в качестве индикатора действовавших деформационных механизмов установлено, что при температурах (а+р)- и р-областей пластическая деформация сплава Zr-2.5%Nb осуществляется кристаллографическим скольжением в зернах a-Zr и p-Zr, а также зернограничным проскальзыванием в условиях а<-+Р фазовых превращений и динамической рекристаллизации р-фазы.

3) В случае деформации при температурах (а+р)-области a-Zr и P-Zr проявляют фазовую неустойчивость, вследствие чего оказываются возможными неоднократные фазовые переходы, сопряженные с дроблением кристаллитов и активизацией зернограничного проскальзывания.

4) Зернограничное проскальзывание приводит к рассеянию текстуры и в сплаве Zr-2.5%Nb развито сильнее всего при температурах деформации 670° и 730°С.

5) При температурах деформации 910°-980°С в сплаве Zr-2.5%Nb развивается динамическая рекристаллизация р-фазы, приводящая к дроблению Р-зерен, что способствует формированию аксиальной текстуры и активизации межзеренного проскальзывания, как и при фазовом превращении.

6) При учете текстуры образцов и механизмов деформации, ответственных за ее возникновение, систематизировано деформационное поведение сплава в условиях сжатия при температурах (a+Р)- и р-областей, прослеживаемое по особенностям кривых «напряжение - деформация», в числе которых уровень напряжений, характер перехода от упругой деформации к пластической, выраженность зуба текучести, наличие участков упрочнения и разупрочнения, протяженность горизонтального участка, влияние скорости деформации.

7) Закалка образцов сплава Zr-2.5%Nb с температуры их деформации приводит к тем большему пересыщению образующейся а'-фазы атомами Nb, чем выше содержание р-фазы в сплаве при температуре деформации. Оценка максимального превышения содержания Nb в закалочной а'-фазе над равновесным содержанием для сплавов Zr с 2.5% и l%Nb по уменьшению объема элементарной ячейки a-Zr дает величины ~2.0 и -0.6 ат.%, соответственно, что удовлетворительно согласуется с диаграммой состояний.

8) Между параметрами элементарной ячейки а и V закалочной а'-фазы и полуширинами ее рентгеновских линий В1/2 существует корреляция, состоящая в том, что с уменьшением параметров а и V полуширины В1/2 растут, поскольку повышение содержания Nb в а'-фазе усиливает ее неравновесность, ускоряя образование когерентных частиц р-фазы, вызывающих возникновение полей микронапряжений.

9) Впервые изучена текстура деформации р-фазы в сплаве Zr-2.5%Nb. В случае действия кристаллографического скольжения образование текстуры в р-фазе подчиняется закономерностям, характерным для ОЦК-металлов, тогда как при температурах деформационно-индуцированного а—>р превращения и динамической рекристаллизации текстура р-фазы ослабляется и утрачивает регулярность.

1. Займовский А.С., Никулина А.В., Решетников Н.Г. Циркониевые сплавы в ядерной энергетике. -М.: Энергоатомиздат, 1994.- 256 с.

2. Бескоровайный Н.М., Калин Б.А., Платонов П.А., Чернов И.И. Конструкционные материалы ядерных реакторов. М.: Энергоатомиздат, 1995709 с.

3. Металлургия циркония. / Под ред. Ластмена Б. и Керза Ф. М.: Издательство иностранной литературы, 1959.-419 с.

4. Дуглас Д. Металловедение циркония. М.: Атомиздат, 1975 - 360 с.

5. Дряхлов СЛ., Хомутская Н.А., Перлович Ю.А., Исаенкова М.Г. Воздействие закалки на структурно-фазовое состояние полуфабрикатов из сплава Zr-l%Nb. М.: Научная сессия МИФИ, 2006, т.9, с. 120.

6. Griffiths М., Mecke J.F., Winegar J.E. Evolution of microstructure in Zirconium alloys during irradiation. 11th International Symposium on Zirconium in the Nuclear Industry, ASTM STP 1295, 1996, p. 580-602.

7. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов A.H. и др. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982 - 632 с.

8. Баррет Ч.С., Массальский Т.Б. Структура металлов. Часть 1. М.: Металлургия, 1984.-352 с.

9. Баррет Ч.С., Массальский Т.Б. Структура металлов. Часть 2. М.: Металлургия, 1984.-с. 355-686.

10. П.Папиров И.И., Тихинский Г.Ф. Природа пластической деформации циркония. -Харьков: ХФТИ АН УССР, 1976.- 36 с.

11. Христенко И.Н., Папиров И.И., Тихинский Г.Ф. и др. Природа пластической деформации циркония. Харьков: ХФТИ АН УССР, 1976. - 29 с.

12. H.Rapperport E.J. Deformation processes in Zirconium. Act. Met., 1955,3, p. 208.

13. Сокурский Ю.Н., Проценко JI.H. Системы деформации а-циркония. Атомная энергия, 1958,4, с. 443-447.

14. Rapperport E.J. Room temperature deformation processes in Zirconium. Act. Met., 1959, 7, p. 254-260.

15. Rapperport E.J., Hartley C.S. Deformation modes for Zirconium at 77 575 0 and 1075 0 K. Trans. AIME, 1960, 218, p.869-877.

16. Bailey J.E. Electron microscope studies of dislocation in deformed Zirconium. J. Nucl. Mat., 1962, 7, p. 300-310.

17. Martin J.L., Reed-Hill R.E. A study of basal slip kink bands in polycrystalline Hf and Zr. Trans. AIME, 1964, 230, p. 780-785.

18. Westlake D.G. Cross-glide and twinning in crystals of quenched Zr-H alloys. J. Nucl. Mat., 1964, 13, p. 113-115.

19. Balkwin D.H., Reed-Hill R. Some effect of Oxygen on the tensile deformation of polycrystalline Zr. Trans. AIME, 1968, 242, p. 661-669.

20. Akhtar A., Teghtsoonian A. Plastic deformation of Zr single crystals. Act. Met., 1971, 19, p. 655-663.

21. Akhtar A. Basal slip in Zirconium. Act. Met., 1973, 21, p. 1-11.

22. Akhtar A. Prismatic slip in Zr single crystals at elevated temperatures. Met. Trans. A, 1975,6, p. 1217-1222.

23. Dickson J.I., Craig G.B. Room temperature basal slip in Zirconium. J. Nucl. Mat., 1971,40, p. 346-348.

24. Reed-Hill R.E., Hartt W.H., Slippy W.A. Double accommodation kinking and growth of {11 2 1} twins in Zr. Trans. AIME, 1968, 242, p. 2211-2215.

25. Baldwin D.H., Reed Hill R.E. Some observation on the deformation modes of polycrystalline Hf and Zr. Trans. AIME, 1965, 233, p. 248-249.

26. Akhtar A. Compression of Zr single crystals parallel to the C-axis. J. Nucl. Mat., 1973,47, p. 79-86.

27. Tenckhoff E. Operation of dislocations with c+a type Burgers vector during the deformation of Zr single crystals. Z. Metallkunde, 1972, 63, p. 192-197.

28. Howe L.M, Whitton J.L., McGurn J.E. Observation of dislocation movement and interaction in Zr by transmission electron microscopy. -Act.Met.,1962,10, p. 773-787.

29. Jensen J.A., Backofen W.A. Deformation and fracture of alpha-zirconium alloys. -Canad. Met. Quart., 1972, 11, N 1, p. 39-51.

30. Reed-Hill R.E. Role of deformation twinning in the plastic deformation ofpolycrystalline anisotropic metals. /Deformation twinning. Gordon and Breach, N.Y., 1964, p. 295-320.

31. MacEven. S.R. C-component dislocations in Zr alloys. J. Nucl. Mat., 1979, 87, N1, p. 70-80.

32. Mendelson S. Zonal dislocations and twins lamellae in hep metals. Mater. Sci. Eng., 1969, 4, p. 231-243.

33. Westlake D.G. Some dislocation modes of twinning modes. /Deformation twinning. -Gordon and Breach, N.Y., 1964, p. 29-42.

34. Haggege S., Nonet G. A structural model for the (1012) twinning process in close-packed hexagonal metals. Scr. Met., 1983, 17, N 9, p. 1095-1100.

35. Современная кристаллография. T.l. Сииметрия кристаллов. Методы структурной кристаллографии / Вайнштейн Б.К. М.: Наука, 1979 - 383 с.

36. Tenckhoff Е. Operable deformation systems and mechanical behavior of textured Zircaloy tubing / Zirconium in Nucl. App., ASTM STP 551, 1974, p. 179-200.

37. Ramachandran V., Baldwin D.E., Reed-Hill R.E. Tensile behaviour of polycrystalline Zr at 4.2 K. Met. Trans., 1970, 1, p. 3011 -3018.

38. Reed-Hill R.E., Dahlberg E.P., Suppy W.A. Some anelastic effects in Zr at room temperature resulting from prestrain at 77 K. Trans. AIME, 1965, 233, p. 17661771.

39. Reed-Hill R.E., Buchanan E.R., Caldawell F.W. A quantitave measurement of the fraction of tensile strain due to twinning in polycrystalline Zr at 77 K. TMS AIME, 1965,233, p. 1716-1718.

40. Miyada-Naborikawa L.T., de Batisi R., Delavignette P. Transmission electron microscopy observation of dislocations and twins in polycrystalline Zr. Phys. Stat. Sol., 1985, A89, N2, p. 521-531.

41. Reed-Hill R.E., Buchanan E.R. Zig-zag twins in Zr. -Act. Met.,1963,11,N1, p. 73-75.

42. Garde A.M., Reed-Hill R.E. The importance of mechanical twinning in the stress-strain behaviour of swaged of high impurity fine-grained Ti below 424 K. Met. Trans. 1971,2, p. 2885-2896.

43. Philippe M.J., Esling C., Hocheid B. Etude des mecanisme de deformation du Ze selon les impurities. Mem. et etud. Sci. Rev. Met., 1985, 82, N9, p.415.

44. Guillaume M.J., Beanvais C., Hocheid B. Texture and formability of Ti and Zr sheets.-6 Int. Conf. Textures Mater, Tokyo, Sept. 28-Oct. 3, 1981, Proc. V.2, Tokyo, 1981, p. 975-983.

45. Tenckhoff E. Verformungsmechanismen textur und anisotropic in zirkonum und zircaloy. -Materialk. -tecnh.Reihe, 1980, 5, p. 79.

46. Колачев Б.А. Физическое металловедение титана. М.: Металлургия, 1976,184 с.

47. Tenkhoff Е. The development of the deformation texture in zirconium during rolling in sequential passes. Met. Trans A, 1978,9, p. 1401-1412.

48. Hobson D.O. Textures in deformed Zirconium single crystals. Trans. Met. Soc. AIME, 1968, 13, p. 23-28.

49. Иваний B.C. Текстура и анизотропия физических свойств гексагональных титана и циркония: Автореферат дис. к.ф.-м.н. Харьков: 1979,- 20 с.

50. Chun Y.B., Semiatin S.L., Hwang S.K. Role of deformation twinning in cold rolling and recrystallization of Titanium. Mater.Science Forum, Vols. 495-497, 2005, pp.651-656.

51. Westlake D.G, The combined effects of oxygen and hydrogen on the mechanical properties of Zr. Trans. AIME, 1965,233, p. 368-372.

52. Mills D., Craig G.B. The plastic deformation of zirconium oxygen alloys single crystals in the range 77 to 950 K. - Trans. AIME, 242, 1968, p. 1881-1890.

53. Евстюхин А.И., Русаков А.А. Цирконий и его сплавы в атомной энергетике. /В кн.: Металловедение и термическая обработка. Итоги науки и техники. М.: ВИНИТИ, 1980, 13, с. 250-301.

54. Soo P., Higgins G.T. The deformation of zirconium-oxygen (hydrogen) single crystals.-Act. Met., 1968, 16, p. 177-186(187-193).

55. Григорович B.K. Электронное строение и термодинамика сплавов железа. М.: Наука, 1970.-292 с.

56. Peterson К. Evidence for basal or near-basal slip in irradiated Zircaloy. J. Nucl. Mater., 1982, 105, p. 341-344

57. Sachs E. Zur abeitung einer fliebbedingung. Z. Ver. Dent. Ing., 1928, 72, p. 734740.

58. Taylor G.I. Plastic strain in metals. J.Nucl.Mater., Inst.Metals, 1938, 62, p. 307-324.

59. Bishop J.E., Hill R. A theory of the plastic distortion of a polycrystalline aggregate under combined stresses. Phil. Mag., 1964, 9, p. 211-216.

60. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А. и др. Теория образования текстур в металлах и сплавах. М.: Наука, 1979.- 344 с.

61. Перлович Ю.А. Изучение неоднородности пластической деформации, возврата и рекристаллизации в сплавах на основе Мо: Автореферат дисс. к.т.н. // МИФИ. -М.: 1977.- 22 с.

62. Leffers Т. Strength metals and alloys.- Proc. 5th Int. Conf. Textures Mater., Aachen, 1979, V.2, Toronto e.a., 1979, p. 769-774.

63. Leffers T. Computer programs for texture simulations. Riso Report N 283, March, 1973.- p. 87.

64. Mecking H. Computer simulation of texture development. 6th Int. Conf. Texture Mater., Tokyo, 1981, Proc. V.l, Tokyo, 1981, p. 53-66.

65. Бабарэко A.A. Исследование текстурообразования в промышленных сплавах титана: Автореферат дисс. к.т.н. М.: 1977.- 24 с.

66. Calnan В.А., Clews C.J.B. The development of deformation textures in metals, Part 3, Hexagonal structures. Phil. Mag., 1951,42, ser.7, N331, p. 919-931.

67. Krzystor Werzbanowski Computer simulation textures of rolling texture formation in HCP and orthorhombic metals. Scr. Met., 1979, 13, p. 795-799.

68. Williams D., Eppelsheimer D. Compression textures of iodide titanium. Trans. AIME, 1952, 194, p. 615-618.

69. Бернер P., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.: Мир, 1969.- 272 с.

70. Смирнов B.C., Дурнев В.Д. Текстурообразование металлов при прокатке. М.: Металлургия, 1971.- 254 с.

71. Вассерман Г., Гревен И. Текстура металлических материалов. М.: Металлургия, 1969.- 654 с.

72. Calnan В.А., Clews C.J.B. The development of deformation textures in metals. Part 1. -Phil. Mag., 1950,41, ser.7, N322, p. 1085-1100.

73. Calnan B.A., Clews C.J.B. The development of deformation textures in metals. Part 2. Body-centered cubic metals. Phil. Mag., 1951,42, ser. 7, N329, p. 616-635.

74. Агеев H.B., Эгиз И.В., Бабарэко А.А. Влияние винтовых дислокаций на повороты кристаллической решетки при деформации металлов с ОЦК-решеткой. ФММ, 1977, 44, с. 597-603.

75. Капчерин А.С., Папиров И.И., Тихинский Г.Ф. Эволюция текстуры при прокатке бериллия. Изв.вузов. Цветная металлургия, 1977, 2, с. 115-121.

76. Брюханов А.А., Мороз И.А., Иваний B.C. Текстурные превращения в холоднокатанном цирконии. ФММ, 1977, 44, с. 1299-1303.

77. Бабарэко А.А. Текстуры металлов и сплавов / В сб.: Металловедение и термическая обработка. Итоги науки и техники. М.: ВИНИТИ АН СССР, 1980, с. 79-148.

78. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Кинетика и механизмы текстурообразования в альфа-цирконии при прокатке. ФММ, 1987, т.64, вып.1, с. 107-112.

79. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Переориентация кристаллитов а-циркония при прокатке Известия АН СССР. Металлы, 1987, № 3, с. 152-155.

80. Мороз И.А., Закономерности формирования текстур прокатки и анизотропия физических свойств гексагональных металлов / Автореферат дисс. к.т.н. -Харьков: ХПИ, 1978.- 18 с.

81. Pochettino А.А., Sanchez P., Lebensohn R., Tome C.N. Temperature effects on rolling texture formation in Zirconium alloys. Mater.Science Forum, v. 157-162, 1994, p. 835-840.

82. Sanchez P., Pochettino A. Work hardening and textures in HCP materials. -Mater.Science Forum, Vols. 495-497,2005, p. 1597-1602.

83. Мацегорин И.В., Русаков A.A., Евстюхин А.И. Анализ механизма текстурообразования в а-цирконии с применением моделирования на ЭВМ. / В кн.: Металлургия и металловедение чистых металлов. М.:Атомиздат, 1980, вып. 14, с. 39-52.

84. Kallstrom К. Texture and anisotropy of Zr in relation to plastic deformation. Canad. Met. Quart., 1972, 11, N1, p. 185-198.

85. Picklesimer M.L. Deformation, creep and fracture in alpha-zirconium alloys. -Electroch. Tech., 1966,4, N7-8, p. 289-300.

86. Ballinger R.G., Pelloux R.M. The effect of anisotropy on the mechanical behavior of zircaloy-2. J. Nucl. Mater., 1981, 97, p. 231-253.

87. Kimpara M., Fujita K., Nakuma Т., Nagai N. On the texture measurements for zircaloy cladding tube. Zirconium in the Nuclear Industry: 6th Int. Symp., ASTM STR 824, 1984, p. 244-255.

88. Holt R.A., Aldridge S.A. Effect of extrusion variables on crystallographic texture of Zr-2.5%Nb. J. Nucl. Mater., 1985, 135, p. 246-259.

89. Dressier G., Matucha K.H., Wincierz P. Yield Loci of zircaloy tubing with different textures. Can. Met. Quart., 1972, 11, N1, p. 177-184.

90. Konishi Т., Matsuda K, Teranishi H. Effect of oxygen and fabrication variables on the mechanical properties of Zircaloy tubing. Can. Met. Quart.,1972,11, N1, p.165-175.

91. Knorr D.B., Pelloux R.M. Quantitative characterization crystallographic textures in zirconium alloys. J. Nucl. Mater., 1977, 71, p. 1-13.

92. Allen V.M., Preuss M., Robson J.D., Comstock R.J. Evolution of texture in Zirconium alloy tubing during processing. Mater.Science Forum, Vols. 495-497, 2005, p. 675-680.

93. Исаенкова М.Г. Текстурообразование в а-цирконии при пластической деформации и термообработке. / Автореферат дисс. к.ф.м.н. М.: МИФИ, 1987. - 22 с.

94. Перлович Ю.А. Роль двойникования в развитии текстуры деформации а-циркония. — ФММ, 1991, 5, с. 87-92.

95. Kocks U.F., Tome C.N., Wenk H.-R. Texture and Anisotropy. Cambridge University Press, 1998. - 676 p.

96. ЕВСТЮХИН А.И. Зуев M.T., Перлович Ю.А., Фесенко В.А. Исследование кинетики фазового перехода р-кх в закаленном прокатанном сплаве Zr-20%Nb. / В кн. Металлургия и металловедение чистых металлов, вып. 14 — М.: Атомиздат, 1980. 158 с.

97. Verhoeven J.D., Chumbley L.S., Laabs F.C., Spitzig Measurement of filament spacing in deformation processed Cu-Nb alloys. Acta Metall. 39, p. 2825-2834.

98. Bolmaro R.E., Guerra F.M., Kocks U.F, Browning R.V., Dawson P.R., Embury J.D., Poole W.J. On plastic strain distribution and texture development in fiber composites. Acta Metall. Mater. Vol.41, N6, 1993, p. 1893-1905.

99. Poole W.J., Embury J.D., Kocks U.F., Bolmaro R.E. Texture development in Cu-W composites. In metal matrix composites Proc. microstructure and properties, N. Hansen & al. eds. 1991, p. 587-593.

100. Горелик C.C. Рекристаллизация металлов и сплавов. — М.: Металлургия, 1978.-568 с.

101. Рекристаллизация металлов и сплавов / Под ред. Хесснера Ф., пер. с англ. — М.: Металлургия, 1982. 352 с.

102. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1978.-392 с.

103. Ю5.Титоров Д.Б. Прогнозирование текстуры рекристаллизации. — ФММ, 1973, т.36, вып.1,с. 91-96.

104. Юб.Титоров Д.Б. Развитие текстуры при отжиге металлов и сплавов. — ФММ, 1974, т.37, вып.6, с. 1216-1227.

105. Ю7.Титоров Д.Б. Влияние рассеяния текстуры деформации на текстуру рекристаллизации. — ФММ, 1974, вып.5, т.37, с. 1026-1031.

106. Ю8.Титоров Д.Б., Князев Н.М. Типы текстурных преобразований при рекристаллизации. — ФММ, 1982, т.53, вып.1, с. 116-123.

107. Chun Y.B., Semiatin S.L., Hwang S.K. Role of deformation twinning in cold rolling and recrystallization of Ti. Mater.Science Forum, Vols. 495-497,2005, p. 651-656.

108. Chaubet D., Bacroix В., Bechade J.L. An EBSD study of static recrystallization of cold-rolled Zircaloy-4 sheets. Mater. Science Forum Vols. 408-412, 2002, p.797-802.

109. Bozzolo N., Wagner F., Dewobroto N., Grosdidier T. Recrystallization textures in some hexagonal alloys. Mater. Science Forum Vols. 408-412,2002, p. 901-906.

110. Gerspach F., Bozzolo N., Wagner F. Recrystallization behavior of cold rolled Zr702: influence of rolling direction and thickness reduction. Mater. Science Forum Vols. 550, 2007, p. 459-464.

111. Zhu K.Y., Bacroix В., Chauveau Т., Chaubet D., Castelbau O. Mechanism of texture evolution during primary recrystallization and grain growth on a Zr-2Hf alloy. Mater. Science Forum Vols. 550,2007, p. 545-550.

112. Алсагаров A.A., Адамеску P.A., Гельд П.В. Формирование текстур прокатки и рекристаллизации и титане и цирконии. Изв. АН СССР. Металлы, 1977, 2, с. 139-143.

113. Charquet D., Blanc G. Texture in hexagonal close packed metals: the case Zircaloy-4 sheets. 7th Int. Conf. Texture Mater., Zwijndrecht, 1984, p. 485-490.

114. Murty K.L., Adams B.L. Upper and lower bound crystal plastic modeling of creep loci of Zircaloy. 7th Int. Conf. Zirconium in the Nuclear Industry, June, 1985, Strasburg, France, Abstract, p. 5.

115. Treco R.M. Recrystallization and grain growth in iodide Zr. Trance. AIME, 1956, 206, p. 1304-1306.

116. И8.Бабарэко A.A. Развитие текстуры в металлах и сплавах при деформации и рекристаллизации. / В кн.: Металловедение и термическая обработка. Итоги науки и техники. — М.: ВИНИТИ АН СССР, 1969, с. 5-83.

117. Брюханов А.А., Иваний B.C., Брюханов А.Е. Изучение анизотропии и текстуры холоднокатанного циркония. — Изв. АН СССР. Металлы, 1976, т.4, с. 146-150.

118. Hu Н., Cline R.S. Mechanism of reorientation during recrystallization of polycrystalline Ti. — Trans. Met. Sec. AIME, 1968, 242, p. 1013-1024.

119. Gross A.G. Primary recrystallization in commercially pure Be. — J. Nucl. Mater., 1964, 13, p. 1-13.

120. Lucke K., Rixen R. Orientation relationship in the recrystallization of polycrystalline hexagonal metal. — Met. Trans., 1970, 1, № 1, p. 259-266.

121. Holt R.A. Recovery of cold-worked in extruded Zr-2.5%Nb. — J. Nucl. Mater., 1976,59, p. 234-242.

122. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А., Каплий C.H., Шмелева Т.К. Особенности изменения текстуры прокатки циркония при рекристаллизации. — Атомная энергия, 1988,65, 1, с. 42-45.

123. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Шмелёва Т.К. Никулина А.В. Завьялов А.Р. Изменение текстуры труб из сплава Zr-2.5% Nb при рекристаллизации. -Атомная энергия, т.67, вып.5, 1989, с. 327-331.

124. Келли А. Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. —М.: Мир, 1974. -496 с.

125. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А., Павелко В.П. Закономерности изменения текстуры альфа-циркония при поперечной прокатке. Атомная энергия, 1987, т.62, вып.З, с. 168-172.

126. Русаков А.А. Рентгенография металлов. М., Атомиздат, 1977.- 480 с.

127. Ш.Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографический иэлектроннооптический анализ. -М.: МИСИС, 2002, 358 с.

128. Физическое металловедение. Под ред. Кана Р.У. и Хаазена П., пер. с англ. -М: Металлургия, 1987.-е. 510-511.

129. Grad G.B., Pieres J.J., Guillermet A.F. et al. Lattice parameter of the Zr-Nb bcc phase: neutron scattering study and assessment of experimental data. -Z. Metallkd. 86, 1995, 6, p. 395-400.

130. Perlovich Yu., Bunge H.J., Isaenkova M. Inhomogeneous distribution of residual deformation effects in textured BCC metals. Textures and Microstructures, 1997, v.29, p. 241-266.

131. Тейлор А. Рентгеновская металлография. / Пер. с англ. М.: Металлургия, 1965.- 663 с.

132. Иверонова В.И., Ревкевич Г.П. Теория рассеяния рентгеновских лучей. М.: МГУ, 1972.- 246 с.

133. Warren В.Е. X-ray diffraction. Addison-Wesley Publishing Company, Inc. Reading, 1969, p. 381.

134. Williamson G.K., Smallman R.E. Dislocation densities in some annealed and cold-worked metals from measurements on the X-ray Debye-Scherrer spectrum. Phil. Mag., 1956, v. 1, p, 34-46.

135. Бородкина M.M., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981. - 271 с.

136. Tempest P.A. Preferred orientation and its effect on bulk physical properties of hexagonal polycrystalline materials. J. Nucl. Mater., 1980, v.92, p. 191-200.

137. Влияние текстуры на анизотропию физических и механических свойств канальных и оболочечных труб из сплавов на основе циркония. Мацегорин И.В., Евстюхин А.И., Никишов О.А., Осипов В.В. М.: Препринт МИФИ, 00884, 1984, 32 с.

138. Най Дж.Ф. Физические свойства кристаллов./Пер. с англ. -М.: Мир,1967.-230 с.

139. Tenckhoff Е. Deformation mechanisms, texture and anisotropy in Zirconium and Zircaloy, ASTM, STP 966, Philadelphia, PA, 1988,77 c.

140. Полухин П.И., Горелик C.C., Воронцов B.K. Физические основы пластической деформации. М.: Металлургия, 1982.- 584 с.

141. Пирогов Е.Н., Артюхина JI.J1., Алымов М.И., Перлович Ю.А., Исаенкова М.Г. Механизм сверхпластичности циркониевого сплава Н-1. Атомная энергия, 1987, т.62, 2, с. 142-144.

142. Cheadle В.А., Ells С.Е. The effect of heat treatment on the texture of fabricated Zr-rich alloys. Electroch. Techn., 1966, V.4, N7-8, p. 329-336.

143. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов. / Под ред. Глазунова С.Г., Колачева Б.А. М.: Металлургия, 1980.- 464 с.

144. Perlovich Yu., Isaenkova М., Bunge H.J. The Fullest Description of the Structure of Textured Metal Materials with Generalized Pole Figures: the Example of Rolled Zr Alloys. Materials Science Forum, Vols. 378-381,2001, p. 180-185.