Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb

Проведены рентгеновские исследования влияния кратковременной выдержки в двуфазной α+β-области образцов, вырезанных из канальной трубы (сплав Zr-2,5%Nb), на текстуру и микроструктуру сплава, образующуюся в результате последующей закалки при температуре 980 °С. Опробован новый подход в исследовании...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2009
Hauptverfasser:	Малыхин, Д.Г., Корнеева, В.В., Грицина, В.М., Черняева, Т.П., Михайлов, Е.А., Редкина, А.П.
Format:	Artikel
Sprache:	Russian
Veröffentlicht:	Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України 2009
Schriftenreihe:	Вопросы атомной науки и техники
Schlagworte:	Физика и технология конструкционных материалов
Online Zugang:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/90782
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb / Д.Г. Малыхин, В.В. Корнеева, В.М. Грицина, Т.П. Черняева, Е.А. Михайлов, А.П. Редкина // Вопросы атомной науки и техники. — 2009. — № 6. — С. 236-244. — Бібліогр.: 20 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-90782
record_format	dspace
spelling	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-907822025-02-09T15:47:57Z Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb Рентгенівські дослідження впливу попередніх стадій термообробки на текстуру та мікроструктуру гарантованого сплаву Zr-2,5%Nb X-ray studies of influence of influence of preliminary stages of annealing on texture and microstructure of quenched alloy Zr-2,5%Nb Малыхин, Д.Г. Корнеева, В.В. Грицина, В.М. Черняева, Т.П. Михайлов, Е.А. Редкина, А.П. Физика и технология конструкционных материалов Проведены рентгеновские исследования влияния кратковременной выдержки в двуфазной α+β-области образцов, вырезанных из канальной трубы (сплав Zr-2,5%Nb), на текстуру и микроструктуру сплава, образующуюся в результате последующей закалки при температуре 980 °С. Опробован новый подход в исследовании дислокационной структуры по форме линии отражения. На его основе произведено разделение типов дислокаций и определение уровня и природы межзёренных искажений. Обоснованы расхождения значений плотности дислокаций, рассчитанных новым методом и по методологии Вильямсона-Смоллмена. Отмечается, что температура выдержки в двуфазной α+β-области влияет на микроструктуру сплава неоднозначно, а термические напряжения при скоростях нагрева ~100 °С/с не являются главным фактором текстурообразования. Проведено рентгенівські дослідження впливу короткочасної витримки у двофазній α+β-області зразків, вирізаних з канальної труби (сплав Zr-2,5%Nb), на текстуру та мікроструктуру сплаву, що утворюється у результаті подальшого гартування при 980 °С. Випробуваний новий підхід у дослідженні дислокаційної структури. На його основі проведено розділення типів дислокацій та визначення рівню та природи міжзеренних спотворень. Обґрунтовано розхо ження значень, щільності дислокацій, розрахованих новим методом та за методологією Вільямсона-Смолмена. Відзначується, що температура витримки у двофазній α+β-області впливає на мікроструктуру сплаву неоднозначно, а термічні напруження при швидкостях нагріву ~100 °С/с не є головним фактором текстуроутворення. X-ray investigations of influence of short-time treatment in α+β-area of samples cut out of channel tube (alloy of Zr-2,5%Nb) on texture and microstructure of the alloy after following quenching at 980 °C are carrie out. A new approach is used for investigations of dislocations structure by X-ray lines shape. On its base dividing of dislocations types and determination of level and nature of intergranular strains is carried out. Discrepancies between values of dislocations densities calculated by new method and by Williamson-Smallman methodology are grounded. It is noted than the temperature of short-time annealing in biphasic area influence to alloy uncertainly and thermal strains at rates ~100 °C/s is not a general factor of texture development. 2009 Article Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb / Д.Г. Малыхин, В.В. Корнеева, В.М. Грицина, Т.П. Черняева, Е.А. Михайлов, А.П. Редкина // Вопросы атомной науки и техники. — 2009. — № 6. — С. 236-244. — Бібліогр.: 20 назв. — рос. 1562-6016 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/90782 621.039:543.442.2 ru Вопросы атомной науки и техники application/pdf Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
topic	Физика и технология конструкционных материалов Физика и технология конструкционных материалов
spellingShingle	Физика и технология конструкционных материалов Физика и технология конструкционных материалов Малыхин, Д.Г. Корнеева, В.В. Грицина, В.М. Черняева, Т.П. Михайлов, Е.А. Редкина, А.П. Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb Вопросы атомной науки и техники
description	Проведены рентгеновские исследования влияния кратковременной выдержки в двуфазной α+β-области образцов, вырезанных из канальной трубы (сплав Zr-2,5%Nb), на текстуру и микроструктуру сплава, образующуюся в результате последующей закалки при температуре 980 °С. Опробован новый подход в исследовании дислокационной структуры по форме линии отражения. На его основе произведено разделение типов дислокаций и определение уровня и природы межзёренных искажений. Обоснованы расхождения значений плотности дислокаций, рассчитанных новым методом и по методологии Вильямсона-Смоллмена. Отмечается, что температура выдержки в двуфазной α+β-области влияет на микроструктуру сплава неоднозначно, а термические напряжения при скоростях нагрева ~100 °С/с не являются главным фактором текстурообразования.
format	Article
author	Малыхин, Д.Г. Корнеева, В.В. Грицина, В.М. Черняева, Т.П. Михайлов, Е.А. Редкина, А.П.
author_facet	Малыхин, Д.Г. Корнеева, В.В. Грицина, В.М. Черняева, Т.П. Михайлов, Е.А. Редкина, А.П.
author_sort	Малыхин, Д.Г.
title	Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb
title_short	Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb
title_full	Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb
title_fullStr	Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb
title_full_unstemmed	Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb
title_sort	рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава zr-2,5%nb
publisher	Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
publishDate	2009
topic_facet	Физика и технология конструкционных материалов
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/90782
citation_txt	Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb / Д.Г. Малыхин, В.В. Корнеева, В.М. Грицина, Т.П. Черняева, Е.А. Михайлов, А.П. Редкина // Вопросы атомной науки и техники. — 2009. — № 6. — С. 236-244. — Бібліогр.: 20 назв. — рос.
series	Вопросы атомной науки и техники
work_keys_str_mv	AT malyhindg rentgenovskoeissledovanievliâniâpredvaritelʹnyhstadijtermoobrabotkinateksturuimikrostrukturuzakalënnogosplavazr25nb AT korneevavv rentgenovskoeissledovanievliâniâpredvaritelʹnyhstadijtermoobrabotkinateksturuimikrostrukturuzakalënnogosplavazr25nb AT gricinavm rentgenovskoeissledovanievliâniâpredvaritelʹnyhstadijtermoobrabotkinateksturuimikrostrukturuzakalënnogosplavazr25nb AT černâevatp rentgenovskoeissledovanievliâniâpredvaritelʹnyhstadijtermoobrabotkinateksturuimikrostrukturuzakalënnogosplavazr25nb AT mihajlovea rentgenovskoeissledovanievliâniâpredvaritelʹnyhstadijtermoobrabotkinateksturuimikrostrukturuzakalënnogosplavazr25nb AT redkinaap rentgenovskoeissledovanievliâniâpredvaritelʹnyhstadijtermoobrabotkinateksturuimikrostrukturuzakalënnogosplavazr25nb AT malyhindg rentgenívsʹkídoslídžennâvplivupoperedníhstadíjtermoobrobkinateksturutamíkrostrukturugarantovanogosplavuzr25nb AT korneevavv rentgenívsʹkídoslídžennâvplivupoperedníhstadíjtermoobrobkinateksturutamíkrostrukturugarantovanogosplavuzr25nb AT gricinavm rentgenívsʹkídoslídžennâvplivupoperedníhstadíjtermoobrobkinateksturutamíkrostrukturugarantovanogosplavuzr25nb AT černâevatp rentgenívsʹkídoslídžennâvplivupoperedníhstadíjtermoobrobkinateksturutamíkrostrukturugarantovanogosplavuzr25nb AT mihajlovea rentgenívsʹkídoslídžennâvplivupoperedníhstadíjtermoobrobkinateksturutamíkrostrukturugarantovanogosplavuzr25nb AT redkinaap rentgenívsʹkídoslídžennâvplivupoperedníhstadíjtermoobrobkinateksturutamíkrostrukturugarantovanogosplavuzr25nb AT malyhindg xraystudiesofinfluenceofinfluenceofpreliminarystagesofannealingontextureandmicrostructureofquenchedalloyzr25nb AT korneevavv xraystudiesofinfluenceofinfluenceofpreliminarystagesofannealingontextureandmicrostructureofquenchedalloyzr25nb AT gricinavm xraystudiesofinfluenceofinfluenceofpreliminarystagesofannealingontextureandmicrostructureofquenchedalloyzr25nb AT černâevatp xraystudiesofinfluenceofinfluenceofpreliminarystagesofannealingontextureandmicrostructureofquenchedalloyzr25nb AT mihajlovea xraystudiesofinfluenceofinfluenceofpreliminarystagesofannealingontextureandmicrostructureofquenchedalloyzr25nb AT redkinaap xraystudiesofinfluenceofinfluenceofpreliminarystagesofannealingontextureandmicrostructureofquenchedalloyzr25nb
first_indexed	2025-11-27T15:28:57Z
last_indexed	2025-11-27T15:28:57Z
_version_	1849957905616338944
fulltext	УДК 621.039:543.442.2 РЕНТГЕНОВСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ПРЕДВАРИТЕЛЬНЫХ СТАДИЙ ТЕРМООБРАБОТКИ НА ТЕКСТУРУ И МИКРОСТРУКТУРУ ЗАКАЛЁННОГО СПЛАВА Zr-2,5%Nb Д.Г. Малыхин, В.В. Корнеева, В.М. Грицина, Т.П. Черняева, Е.А. Михайлов, А.П. Редкина* Институт физики твердого тела, материаловедения и технологий ННЦ ХФТИ, **Научно-технический комплекс «Ядерный топливный цикл» ННЦ ХФТИ, Харьков, Украина; E-mail: gritsina@kipt.kharkov.ua; тел. (057)335-37-49 Проведены рентгеновские исследования влияния кратковременной выдержки в двуфазной α+β-области образцов, вырезанных из канальной трубы (сплав Zr-2,5%Nb), на текстуру и микроструктуру сплава, обра- зующуюся в результате последующей закалки при температуре 980 оС. Опробован новый подход в исследо- вании дислокационной структуры по форме линии отражения. На его основе произведено разделение типов дислокаций и определение уровня и природы межзёренных искажений. Обоснованы расхождения значений плотности дислокаций, рассчитанных новым методом и по методологии Вильямсона-Смоллмена. Отмечает- ся, что температура выдержки в двуфазной α+β-области влияет на микроструктуру сплава неоднозначно, а термические напряжения при скоростях нагрева ~100 оС/с не являются главным фактором текстурообразо- вания. ВВЕДЕНИЕ В работе [1] показано, что скоростная высоко- частотная закалка (СВЧ-закалка) промышленных циркониевых труб из сплава Zr-2,5%Nb, заключаю- щаяся в высокоскоростном нагреве до области су- ществования β-фазы и последующей закалки, по- зволяет не только разрушить исходную кристалло- графическую текстуру, но и сформировать требуе- мую. Многочисленные экспериментальные иссле- дования позволили установить, что основными фак- торами, определяющими формирование текстуры при α→β→α-превращении, являются исходная тек- стура, внешние и внутренние напряжения и ско- рость нагрева под закалку. Показано, что коренные преобразования при таком превращении претерпе- вает текстура типа A, характеризующаяся низкой плотностью базисных полюсов и выстраиванием кристаллографических направлений 〉〈 0110 в про- дольном направлении трубы. Текстура типа D – вы- сокая плотность полюсов (0002) в этом направлении – в таких условиях не преобразуется. Предполагает- ся, что причиной этого является более низкий уро- вень микроструктурных напряжений, возникающих при нагреве материала. Установлено, что для достижения в сплаве Zr- 2,5%Nb с текстурой типа A квазиизотропной мелко- зернистой структуры (с длиной и шириной α- пластин ~1 мкм) скорость нагрева до β-области должна быть не ниже 100 оС/с. При средних скоро- стях (~20 оС/с) нагрева сплава с текстурой типа A образование квазиизотропной структуры происхо- дит под действием внешних растягивающих напря- жений выше 2,5 МПа. Таким образом, к факторам, значительно влияющим на формирование текстуры сплава в процессе α→β→α-превращения, можно, в частно- сти, отнести термические напряжения анизотропии (напряжения, обусловленные анизотропией терми- ческого расширения смежных зерен). Согласно оценкам, проведенным для поликристаллического циркония [2], максимум таких напряжений при на- греве материала до температуры 850 оС достигает ∼240 МПа, что при данной температуре превышает предел текучести материала. Эффект такого рода имеет место, в частности, при термообработке труб из циркониевых сплавов и дополняется наличием кольцевых напряжений, а также напряжений, обу- словленных различием кристаллической структуры и процессом фазового превращения сосуществую- щих фаз. Данная работа направлена на исследование влияния структурно-фазового состояния сплава Zr- 2,5%Nb, сформированного в двухфазной области, на его микроструктуру и текстуру после закалки, в том числе на выяснение роли термических напряжений в формировании микроструктуры и разрушении тек- стуры сплава путём высокоскоростной фазовой его перекристаллизации [1]. С этой целью достигалось снижение уровня тер- мических напряжений путём введения в процесс обработки промежуточной стадии отжига в темпе- ратурной области двухфазного состояния. Исполь- зование образцов с формой, отличной от кольцевой, позволяет также исключить кольцевые напряжения, свойственные трубным заготовкам. Исследования текстуры и микроструктуры про- ведено рентгеноструктурными методами. Одна из задач исследования заключалась в опробовании но- вого метода анализа межзёренной и дислокацион- ной природы искажений микроструктуры закалён- ного сплава. 1. МАТЕРИАЛ И ТЕРМООБРАБОТКА Исходное состояние сплава Zr-2,5%Nb соответ- ствует состоянию поставки канальной трубы (фи- нишный отжиг при 540 °С в течение 5 ч), в котором труба имеет сильно выраженную текстуру А-типа: 236 Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (18), с. 236-244. ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2009. №6. низкая плотность полюсов (0001) и выстраивание направлений 〉〈 0110 в продольном направлении тру- бы. Термообработка проведена на образцах, имею- щих форму полос шириной 15 мм и длиной 165 мм, вырезанных в продольном направлении канальной трубы (∅88 × 4 мм; сплав Zr-2,5%Nb). Термообработка образцов проведена на установ- ке «Термошок». Нагрев осуществлялся путем пря- мого пропускания электрического тока. Скорость нагрева составила 100…150 °С/с. Последующая за- калка образцов в воду приводила к охлаждению со скоростью ~500 °С/с. Температуру измеряли пиро- метром «Кельвин» и тепловизором «Fluke Ti45». 0 50 100 150 200 250 0 200 400 600 800 1000 V Те м пе ра ту ра , ° C Время, сек I II III IV V-закалка I-нагрев II-промежуточная выдержка в α+β-фазе III-нагрев IV-выдержка в β-фазе Рис. 1. Режим термообработки образца №2: I – нагрев; II – промежуточная выдержка в α+β-фазе; III – нагрев; IV – выдержка в β-фазе; V – закалка. Температура соответствует центральной части образца -5 0 5 10 15 20 25 30 35 40 0 200 400 600 800 1000 III-закалка IIIТе м пе ра ту ра , ° C Время, сек I II I-нагрев II-выдержка в β−фазе Рис. 2. Режим термообработки образца №3: I – нагрев; II – выдержка в β-фазе; III – закалка Термообработка проведена по следующим ре- жимам. Образцы нагревали от комнатной темпера- туры до температур 700 или 800 °С со скоростью ∼100 °С/с и выдерживали при этих температурах в течение 3 мин. Эта операция, как было предусмот- рено задачей исследования, проводилась для уменьшения термических напряжений, возникаю- щих в процессе нагрева. Далее образцы нагревали со скоростью ∼150 °С/с до температуры 980 °С (од- нофазная β–область), выдерживали в течение 7 с, 237 затем следовала закалка в воду со скоростью ~500 °С/с. Проведена термообработка трёх образ- цов. Первый из них (образец №1) был обработан с промежуточной выдержкой при 700 °С, второй (№2) – при 800 °С. Образец №3 термообработан без про- межуточной выдержки (СВЧ-нагрев от комнатной температуры до 980 °С со скоростью 150 °С/с и за- калка в воду [3]). На рис. 1,2 представлены режим нагрева и термограммы процесса обработки образ- цов №2 и 3. Для проведения ренгеноструктурных исследова- ний из термообработанных образцов изготовлены кубики размером ~12 мм, грани которых представ- ляли три сечения канальной трубы: продольное (RL), поперечное (RT) и тангенциально-аксиальное (TL). Проведена механическая шлифовка и химиче- ская полировка граней. 2. МЕТОДЫ ПЕРВИЧНОЙ ОБРАБОТКИ ДАННЫХ И ИССЛЕДОВАНИЯ ТЕКСТУРЫ Съемки дифрактограмм проведены на рентге- новском дифрактометре ДРОН4-07 в излучении CuKα по рентгенооптической схеме Брэгга- Брентано. Произведена запись полнопрофильных дифрактограмм с трех сечений трубы (RL, RT и TL), что позволило получить первичные данные для трех основных направлений трубы – тангенциального (TD), продольного (LD) и соответственно радиаль- ного (RD). Первичная обработка дифрактограмм сводилась к выделению α1-синглетной их составляющей и по- следующему определению характеристик дифрак- ционных линий: интегральных значений интенсив- ности, используемых для анализа текстуры, и ди- фракционных параметров линий, определённых ме- тодом аппроксимации их формы и используемых далее для анализа микроструктуры. Исследования текстуры проведены методом об- ратных полюсных фигур (ОПФ) [3-6] с определени- ем текстурного параметра Кернса [7] для каждого из трех основных направлений трубы. Аппроксимация формы линий произведена с по- мощью функции Фойгта: ;)()()( dyyxiyixV GC∫ +∞ ∞− −⋅= . (1) 1)(, =∫ +∞ ∞− dxxi GC . (2) Её составляющими – iC,G – являются соответст- венно функция Коши и функция Гаусса. Первичным измеряемым параметром линий принята полушири- на (ширина на полувысоте) физических профилей линий (W) и их модельных составляющих – функ- ции Коши (wC) и функции Гаусса (wG) [8]. По полученным данным проводился первичный анализ с построением графиков Вильямсона-Холла типа Wcosθ от sinθ [8,9] (θ – угол дифракции). При анализе использовано следующее эмпирическое соотношение: ( ) 22465.0535.0 GCC wwwW ++= . (3) 3. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ Основой либо составной частью для определе- ния параметров дислокационной структуры поли- кристаллических материалов (плотности дислока- ций) являются экспериментальные значения уровня среднеквадратичных нормальных искажений мате- риала, измеренные рентгенографически с помощью методов гармонического анализа [10-12] либо ап- проксимаций [13,14]. Проблему определения этими методами точных характеристик создаёт неодно- значность, связанная, в первую очередь, с возмож- ностью существования межзёренных искажений. Во-вторых, неоднозначность создаётся также осо- бенностью статистических распределений искаже- ний, отражающейся на форме физического профиля линий и дающей основание для двухпараметриче- ской его аппроксимации функцией Фойгта [11,12]. В данной работе используется наша разработка метода [15], исключающая влияние на результат межзёренных искажений и учитывающая основные особенности распределений микроискажений, соз- даваемых ансамблем случайных дислокаций. Ис- ходным объектом анализа являются неоднородные искажения в окрестности краевых дислокаций. 2,0 1,0 0,0 3,0 -1 -0,5 0 0,5 1 q i (q) Рис. 3. Модель профиля дифракции от окрестности дислокации [15] В данном методе проводится исключительное математическое описание поля таких искажений с приведением к нулю их значений на границах соб- ственных окрестностей дислокаций. Тем самым нормально-статистическая составляющая искаже- ний (искажения с нормальным статистическим рас- пределением Гаусса), порождаемая случайной ко- ординацией дислокаций и выражающаяся традици- онной среднеквадратичной характеристикой, выве- дена в данном подходе из рассмотрения. Показано, что в расчёте дифракции от окрестно- сти дислокаций достаточно ограничиться линей- ным приближением кусочно-однородного поля ис- кажений. Вследствие этого физический профиль i(q) дифракции от окрестности дислокации (ПДД) можно отождествить с распределением f(ε/εo) нор- мальных составляющих искажений вдоль вектора дифракции, где q – координата относительного от- клонения вектора дифракции от узла обратной ре- шётки; ε и εo – переменная нормальных искажений и их характеристический параметр. На рис. 3 пока- зан ПДД i(q). 238 Показано, что функция Коши, являющаяся ком- понентой свёртки (1), образующей функцию Фойг- та, удовлетворительно аппроксимируется такого же типа (1) свёрткой ПДД с функцией Гаусса – нор- мальным статистическим распределением однород- ных искажений кристаллической решётки материа- лов (рис.4 [16]). Это означает, что при исследовании дислокационной структуры деформированных ма- териалов в рамках предлагаемого подхода анализ первичных данных достаточно проводить с исполь- зованием формализма Фойгт-аппроксимации. Согласно результатам аппроксимации на функ- цию Коши с полушириной wC приходится гауссова компонента с полушириной 0,568wC и дислокаци- онная компонента f(ε/εo) = f(Δ2θ/Δ2θo) с Δ2θo = 2,065wC [16] (2θ – угол дифракции). Угловой экви- валент Δ2θo и характеристическая величина εo опре- деляются по следующим формулам: ,,tan22 000 Rb πεεθθ ==Δ (4) где b – вектор Бюргерса. Из этих формул определя- ется радиус R окрестности дислокации (области, приходящейся на одну дислокацию), который затем входит в формулу расчёта плотности краевых дис- локаций. Эта формула имеет следующий вид: .2Rk πρε = (5) С учётом случайных ориентаций соседних дисло- каций, оказывающих фактическое влияние на ши- рину распределения искажений, коэффициент k принят равным 3/8 [16]. В работе проведен также расчёт плотности дис- локаций ρε по формуле Вильямсона-Смоллмена [17], основанной на традиционной характеристике среднеквадратичных искажений 〈ε²〉: 22 bK ερε = , (6) где K, согласно одному из вариантов [18], принима- ется равным 19, согласно другому [19,20] – рассчи- тывается по следующей формуле: ( ),2ln1,26 0rDkK = (7) где D – размер области когерентного рассеяния (ОКР); ro – радиус ядра дислокации (принимаемый нами примерно равным вектору Бюргерса); k при- нимается равным 1 для базисных плоскостей отра- жения («c»-дислокации) и 2 для призматических плоскостей («a»-дислокации) [19, 20]. Для расчёта плотности дислокаций использована также форму- ла [17], которая считается обобщающей примени- тельно к варианту [18]: 0,8 0,4 0,0 1,2 -4 -3 -2 -1 0 1 2 3 4 q i (q) Рис. 4. Функция Коши 1/(1+q²) (штриховая линия) и её аппроксимация свёрткой ПДД с функцией Гаусса (точки) [16] Dερρ 3= . (8) 4. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ Согласно результатам проведенных исследова- ний образцы, обработанные с предварительной вы- держкой как при 700, так и при 800 °С имеют в ос- новном однофазное α'-состояние с признаками не- которого расслоения по концентрации ниобия, что требует последующего детального исследования. Результаты исследования текстуры исходного состояния трубы [3] и образцов №1, 2, 3 представ- лены в табл. 1 и на рис. 5, 6 в виде ОПФ для трёх направлений трубы. Здесь и далее приняты сокра- щённые обозначения индексов: (hkil) → (hk.l). (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) TD 6,9 0 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) RD 2,2 0 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) LD 10,6 1,4 0,0 2 1,4 3 0,7 ,, Рис. 5. ОПФ исходного материала канальной трубы в продольном (LD), поперечном (TD) и радиальном (RD) направлениях 239 С В Ч -з ак ал ён ны й об ра зе ц (№ 3) О тж иг 8 00 о С (о бр . 2) О тж иг 7 00 о С (о бр . № 1) Рис. 6. ОПФ образцов №1, 2 и 3 в продольном (LD), поперечном (TD) и радиальном (RD) направлениях № (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) LD 0,0 0,5 3,4 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) RD 1,0 1,0 2,5 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) TD 2,2 0,0 3,6 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) LD 1 0,0 0,4 3,5 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) RD 1,0 1,0 2,3 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) TD 0,1 1,7 3,3 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) LD 0,0 0,6 4,0 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (11.0) (21.2) TD 1,8 4,6 0,1 (10.2) (10.1) (10.0) (00.2) (11.4) (11.2) (21.2) RD 2,0 1, (11.0 1 1 ),1 240 Таблица 1 Параметры Кернса исследованных образцов Направление канальной трубы Термообработка LD TD RD И З З З сходное состояние [3] акалка от 980 °С с промежуточным отжигом при 700 °С (обр. №1) акалка от 980 °С с промежуточным отжигом при 800 °С (обр. №2) акалка от 980 °С без промежуточного отжига (образец №3; [3]) 0,024 0,36 0,36 0,32 0,52 0,31 0,32 0,34 0,46 0,33 0,32 0,33 след сона лини (hk.l лока плос Для первичного анализа микроструктуры ис- уемых материалов построены графики Вильям- -Холла на основе значений полуширины W и wC й экспериментального множества. Для каждого ) учитывался средний эффект ориентаций дис- ций – зависимость от угла α между нормалью кости (hk.l) и направлением [00.2]. Для наилучшей аппроксимации эксперимен- тальных данных подобраны следующие зависимо- сти: ( ) . tan)cos(465.0 535.0 ;sin)cos(cos 22 22 2 1 2 11 θα θαθ ABw wW CABw C C C −+⋅+ +⋅= +−= (9) (10) В таком функциональном сочетании усматрива ется определённая особенность, которая будет рас- смотрена ниже. Пример графиков Вилямсона-Холла, построен- ных для параметров полуширины линий образца №2 (направление TD), и их аппроксимации приве- ден на рис. 7. Возможность оперирования экспериментальны- ми параметрами расширенного множества линий повышает точность определения значений C1 (9,10) и по ним – размеров ОКР в материалах. Этой точ- ностью определяется верхняя граница размеров ОКР, в данном случае составившая 400 нм. В табл. 2 приведены размеры ОКР образцов, исследо- ванных в трёх направлениях трубы, и данные для образца №3 [3], скорректированные с учётом (9,10). Нормально-статистическая среднеквадратичная составляющая уровня искажений микроструктуры образцов проявила, согласно оптимальной аппрок- симации (10), кристаллографическую анизотропию и превысила эффект неоднородных искажени ближней окрестности дислокаций в целом пример но в два раза. Её значения рассчитаны по коэффи- циентам A2, B2 (10) для главных кристаллографиче- ских направлений; в табл.2 приведены значения, усреднённые по направлениям трубы. Таблица 2 меры ОКР D, нм в трёх направлениях трубы и средние значения нормально-статистической (гауссовой) составляющей микроискажений εG,% для двух кристаллографических направлений D, нм εG,% - й - Раз Термообработка LD TD RD [10.0] [00.2] Отж Отж Зака иг при 700 °С, затем нагрев до 980 °С и закалка (обр. №1) иг при 800 °С, затем нагрев до 980 °С и закалка (обр. №2) лка от 980 °С без промежуточного отжига (обр. №3) > 400 > 400 220 > 400 100 110 > 400 80 130 0,18 0,14 0,15 0,16 0,13 0,15 Дислок тери «a» ационный ансамбль исследуемого ма- ала принят состоящим из дислокаций типа и «c» (либо «a+c»). Для разделения их эффек- тов вя o C кспериментально определяемые значения, спро- ектированные на направление дифракции (ψ – угол между дислокационными линиями и направ- лением вектора дифракции (hk.l)). При этом вы та ис- ной плоскости. В целом – учтены конкретные виды множителей sin²ψ, зывающих с параметрами ε (4) (и w (3)) их полнено усреднение sin²ψ по углам ϕ ориен ции дислокаций типа «c» (и/или «a+c») в базс э - - 0, 0, 0, 0, 0, 0 1 2 3 4 0,0 0,5 1,0 wc sin 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 Wcosθ sinθ Ри Ко п с. 7. Графики Вильямсона-Холла полуширины wC ши-составляющей (верхний график) и общей олуширины W (нижний график) линий съёмки в продольном сечении образца, предварительно отожжённого при 800 ºС, и параметрическая аппроксимация данных 0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 w c cosθ sinθ 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 241 Ко остей целиком и полно- ст фо RD и то товы имеющие различные кристаллографические ориен- тации, практически имеют более сложный аналог такой зависимости. Ввиду этого отмеченная выше особенность условно отнесена к типу «c» ьных случаях наличия винто- вых компонент не В табл. 3 приведены - правлениям трубы ре таты о еления тно- сти дислокаций ρε и е те работ раз- ном со ии м ла тр на лы Вильямсона-С мена [17- зводящей счёт но но- статистической составляющей искажений, – и по пред линий. Таблиц Плотность дислокаций ρε и ρ (в размерности 1014 1/м2) в исследуемых материалах Материал мбинация таких зависим ью вписывается в аппроксимацию данных по цов и в исходрмуле (9). Исключение составляют данные для основе форму образца №2, где для пирамидальных линий вво- лась дополнительная составляющая с коэффици- 19], проид ен м sinαcosα; такой зависимостью обладают вин- е «c»-дислокации. Винтовые «a»-компоненты, винтовых дислокаций. В остал обнаружено. усреднённые по на зуль трём плопред ρ посл рмооб ки об стоян атериа убы – молл (6,8) ра по рмаль ставленной модели, дающей результат на осно- ве определения параметров Коши-составляющей формы а 3 Метод определения Тип дислока- ций исх. №1 №2 №3 ρε по дислокационной модели [16] (для краевых дислокаций) «c» («a+ «a» c») – 0,5 1,5 1,31 2,3 0,5 2,0 ρε ((6); [17,18]) «c» («a+ «a» 1c») 0,1 0,6 2,4 7,9 3,4 6,3 2,3 6,2 ρ ((6,8); [17,18]) «c» («a+ «a» c») – (0,6) (1,1) 4,11 4,1 1,9 3,2 ρ ((6,7,8); [17,19]) «c» («a+ «a» c») 0,1 0,6 2,4 7,2 4,31 7,4 2,7 7,0 1 - учтено наличие винтовой «c»-компоненты. Разделение видов дислокаций при определении их плотности (см. табл. 3) с учётом ориентационных зависимостей параметров искажений является мето- дической особенностью данной работы. Ввиду тако- го разделения коэффициент k в формуле (7) для рас- чёта плотности «a»-дислокаций принят равным 1. В остальных случаях данные, рассчитанные способа- ми [17-19] на единой основе метода Вильямсона- Смоллмена, во многом совпадают между собой, за твую- щие значения следует относить к сочетанию 5. ОБС Влияние предварительн на текстуру закалённого сплава, со нию рис. 5 абл. 1), достигается при отсутствии стадии предва- нной работе не обнаружено, и выделенная н й но в два раза превыш овень неоднород - жений ок ост исло й. ь тропии (см. табл. 3) в целом низка и не может се н и ка мич ен ов еют тимы кси аправлен [00. к едс эффекта межфазовых напряжений, сосредоточенных, как двойникования исключением тех случаев – значения, приведенные в скобках, – для которых размер ОКР оказывается запредельно большим. Значения, полученные для плотности «c»- дислокаций, могут включать составляющую «a+c», которая отличается повышенной величиной вектора Бюргерса. С учётом таких различий соответс ρс+1,3ρa+с. УЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ статистическая составляющая искажений отражает лишь двухосную кристаллографическую анизотро- пию. При этом уровень таких искажени ого отжига гласно сопоставле и 6, проявляется в достижении для образцов №1 и 2 более умеренного текстурного рельефа на ОПФ. В анизо быть в то же время наибольшая изотропия, выражающаяся напряж в оптимальном сочетании параметров Кернса (см. н т рительного отжига (образец №3). В целом кратко- временный предварительный отжиг при 700…800 °С сплава, закалённого от 980 °С, не при- водит к коренному изменению текстуры. Согласно данным табл. 2, с предварительным отжигом при 700 оС (образец №2) в закалённом сплаве формируется микроструктура с большим правило, в базисных направлениях ГПУ-решётки. Еще одной особенностью микроструктурного зака- лённого сплава в большинстве случаев является практическое отсутствие винтовых дислокаций: краевые дислокации «пронизывают» когерентные фрагменты микроструктуры сплава. Эти особенно- сти можно считать признаками размером ОКР. Закалка без предварительного от- жига (образец №3) даёт более высокую дисперс- ность и равноосность ОКР. Предварительный от- жиг при 800 °С (образец №2) приводит к наиболь- шей анизотропии формы ОКР. В расчётах дифракции от искажённой окрестно- сти свободных (случайных) дислокаций [16] из аналитических подходов следует, что дальняя окре- стность дислокаций, дающая эффект нормально- статистических искажений, должна наследовать соответствующие ориентационные зависимости, свойственные непосредственной окрестности дис- локаций. Одна из особенностей закалённого сплава заключается в обратном – такой зависимости, со- гласно оптимально выбранным формулам аппрок- симации первичных данных (10), в да ормально- пример ных искаает ур рестн ей д каци Степен такой цело от есена н к остат м тер еских ий, как ы им ощу й ма мум в иях 2], ни посл твиям .sinsin ; 2 (11) cos1cossin1sin 22 2 222 αψ αϕαψ = + =−= a c 242 сплава при закалке, а сами нормально- статистические искажения, таким образ м, мо быть отнесены к разряду межзёренных. Значения плотности дислокаций, рассчитанные дели [15,16], допо ции дислокаций приемлемые п результат расширяет объём мации. Обра лее витую микр льно выра женной анизотропии и повыше плотности дислок енность связыва ется с последствиями евращений. кретную причину можно отнести наличию в образц отжиг 800 оС) следов расслоения п е фазовых вышенных ем 8 сплаве ическую составляющую искажений, типы цел кте стических иск ссматриваются как меж а елом плотность дислокаций в зака- лённых образцах значительно выше, чем в мате- риале трубы в исходном состоянии. отжиг ° , несколько лижает закалён к бестекстурному состояни то емя урны раметры са трубы, закаленной пред тельного отжига, наиболее близки к з ниям чающим ропн рукт В ц отж ри 700 и 800 °С в ние н не ывае ияния на туру, р юся посл щей за- калке от 9 °С. ромежуточны жиг 0 ° течение 3 мин су твенн велич т ра ОКР в сплаве, закалённом при 980 °С. Повышение темпе- ратуры отжига до 800 °С приводит к наиболее раз- и уровня межзёрен- ны о гут на основе методологии Вильямсона-Смоллмена [17- 19], в целом примерно в три раза превышают дан- ные, рассчитанные на основе модели дифракции от дислокаций [15,16], и эта пропорция соотносится с пропорцией между искажениями двух разных ти- пов. Таким образом, методология Вильямсона- Смоллмена (см. табл. 3, [17-19]) даёт завышенные результаты вследствие невозможности исключения межзёренных искажений повышенного уровня. Метод определения плотности дислокаций по дислокационной мо неоднородных искажений регулярного поля упругости в окрестности дисло- каций, обладают слабой двуосной кристалло- графической анизотропией и ра лненный анализом эффектов ориента- , способен, таким образом, получать Кратковременный промежуточный 800 С, согла ОПФ ы и 700… приболуколичественные получаемой инфор зец №2 (см. табл. 2 и 3) имеет наибо оструктуру – сочетание си раз- Керн - формы ОКР аций. Такая особ нной изот - фазовых пр таких отличий Кон- текс к е №2 (предварительный концентрационного при П о ниобию. Это и следует ожидать в процесс ревращений сплава, особенно при поп т пературах отжига в двуфазной области. После- дующей кратковременной выдержки при темпера- туре 980 оС (примерно в течение 7 с) в данном слу- чае достаточно для гомогенизации состава в образце №1 (промежуточный отжиг при 700 °С, 3 мин) и недостаточно, если температура отжига повышена до 800 оС (образец №2). ВЫВОДЫ Исследовано влияние кратковременного предва- рительного отжига в двуфазной области на микро- структуру и кристаллографическую текстуру сплава Zr-2,5%Nb, закалённого от 9 0 °С. Опробован новый метод анализа микрострукту- ры ГПУ-металлов, основанный на модели дифрак- ции от краевых дислокаций, учитывающий их кри- сталлографическую ориентацию и позволивший раздельно определить в закалённом размеры ОКР, статист дислокаций и их плотность. Образцы закалённого сплава, различающиеся между собой режимом промежуточного отжига, имеют определённое сходство в характере текстуры и микроструктуры. Общий характер текстуры исследованных образ- цов соответствует текстуре СВЧ-закалённого сплава [3] и выражается в сочетании текстур A и C. Для микроструктуры закалённого сплава с раз- личными режимами обработки в ом хара рно сочетание краевых дислокаций типа «a» и «c» (и, возможно, «a+c»), а также наличие стати ажений распределения Гаусса. Статистические искажения в среднем примерно в два раза превышают общий уровень искажений витой микроструктуре закалённого сплава – выра- женной анизотропии ОКР и повышенной плотности дислокаций. Закалка от 980 °С без предварительно- го отжига даёт лучшее сочетание степени дисперс- ности, изотропии формы ОКР зёренные искажения термического происхож- дения, претерпевшие воздействие эффекта двойни- кования. Метод расчёта плотности дислокаций по модели дифракции [15,16], применённый для закалённого сплав , следует считать более приемлемым по сравнению с методологией Вильямсона-Смолл- мена, поскольку он исключает неопределённость, связанную с вкладом межзёренной составляющей искажений. В ц при сно данным ный сплав ю. В же вр текст е па без вари наче , отве ой ст уре. елом иг п тече 3 ми оказ т вл форми 80 ующу при едую й от при 70 С в щес о у ивае змер х искажений. С промежуточным отжигом при 800 °С связыва- ется концентрационное расслоение сплава по со- держанию ниобия. Кратковременной выдержки (7 с) при температуре закалки 980 °С достаточно для гомогенизации состава материала после отжига при 700 °С и недостаточно, если температура отжи- га достигает 800 °С (и выше). Из текстурных данных следует, что термические напряжения, возникающие при нагреве со скоро- стью ~100 °С/с образцов из сплава Zr-2,5%Nb с ис- ходной текстурой типа A до температур β-области, не являются главным фактором, определяющим формирование квазиизотропной структуры сплава. ЛИТЕРАТУРА 1. V. Grytsyna, A. Stukalov, T. Chernyayeva, V. Krasnorutskyy, D. Malykhin, V. Voyevodin, V. Bryk. Destruction of crystallographic texture in zirconium alloy tubes // Fourteenth International Sym- posium: Zirconium in Nuclear Industry. Stockholm, Sweden, June 13-17, 2005. ASTM Stock Number: STP1467. Bridgeport, NJ. 2006. p. 305-329. 2. Н.Н. Давиденков, В.А. Лихачев, Г.А. Малы- гин. Исследование необратимого теплового формо- измерения цинка // Физика металлов металлове- дение. 1960, т. 10, в. 3, с. 412-424. и 243 3. Д . Малыхин, В.В. орнеева, В . Грицина, Т.П. Черняева, Е.А. Михайлов. Изучение влияния СВЧ-термообработки на текстуру и су .Г К .М бструктуру спл v herjee, P. Barat. Effect of heavy ion irradiatio ure of zirconium . . Коршунов. Аналитический метод опре- дел 956, v.1, №1, р.34-46. i В РУ ТА МІКРОСТР , Т. рот ек об ів д ється, що темпера двофазній α+β- ачно, а термічні нап дкостях нагріву AR EN en t ure gr w method and is n ph alloy uncertainly or of texture development. ава Zr–2,5%Nb // Вопросы атомной науки и тех- ники. Серия «Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение». 2009, в. 2(93), с. 95-99. 4. G.B. Harris. Quantitative measurement of pre- ferred orientation in rolled uranium bars // Phil. Mag. 1952, v. 43, № 336, p. 113-123. 5. P.R. Morris. Reducing the effects of non-uniform pole distribution in inverse pole figure studies // J. Appl. Phys. 1998, v.30, №4, р.595 -596. 6. Н.В. Агеев, А.А. Бобарэко, С.Я. Бецофен. Ме- тод обратных полюсных фигур // Известия АН СССР. Серия «Металлы». 1974, № 1, с. 94. 7. J. Kearns. Thermal expansion and prefered orien- tation in zircaloy // USAEC WAPD-TM-472. No ., 1965. 8. Д.Г. Малыхин, В.В. Корнеева, Т.Ю. Гураль- ник. Разделение микроструктурных эффектов ди- фракции по полуширине рентгеновских линий // Вісник Харківського університету. Сер. Фізична: «Ядра, частинки, поля». 2008, № 2(38), с. 77-80. 9. W.H. Hall. X-ray line broadening in metals //Proc. Phys. Soc. 1949, v. A62, р.741-743. 10. А.И. Иванов, Е.В. Шелехов, Е.Н. Кузьмина. Метод Фойгт-аппроксимации для определения па- раметров наноструктуры по профилю рентгенов- ских линий // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2004, т.70, №11, с.29-33. 11. В.Н. Селиванов, Е.Ф. Смыслов. Анализ по- лидисперсности при аппроксимации рентгеновского дифракционного профиля функцией Фойгта // Заво- дская лаборатория. 1991, т.57, №7, с.28-31. 12. A. Sarkar, P. Muk n on microstruct alloy characterized by X-ray diffraction // Journal of nuclear materials. 2008, №372, р.285-292 13. В.И. Иверонова, Г.П. Ревкевич. Теория рас- сеяния рентгеновских лучей. М.: «Изд. Московского университета», 1972, 342с. 14. А.Б oted that the temperature of short-time annealing in bi and thermal strains at rates ~100 °C/s is not a general fact ения параметров тонкой кристаллической струк- туры по уширению рентгеновских линий // Заво- дская лаборатория. Диагностика материалов. 2004, т.70, №2, с.27-32. 15. Д.Г. Малыхин, В.В. Корнеева. Расчёт рент- геновской дифракции от поля искажений краевых дислокаций // Вісник Харківського університету Сер. Фізична: «Ядра, частинки, поля». 2009, № 845, в. 1(41), с. 77-81. 16. Д.Г. Малыхин, В.В. Корнеева. Применение модели рентгеновской дифракции на дислокациях при анализе микроискажений в поликристалличес- ких материалах // Вісник Харківського університе- ту. Сер. Фізична: «Ядра, частинки, поля». 2009, № 859, в. 2(42), с. 83-88. 17. G.K. Williamson, R.E. Smallman. Dislocation Densities in Some Annealed and Cold-Worked Metals from Measurements on X-Ray Debye-Sherrer Spec- trum // Phil. Mag. 1 18. S.K. Chaterjee, S.P. Sengupta. An X-Ray Fou- rier line shape analysis in cold-worked hexagonal met- als // J. Mater. Sci. 1975, v.10, р.1093-1104. 19. V.N. Shishov et al. Influence of neutron irradia- tion on dislocation structure and phase composiyion in Zr-base alloys // Proc. 11 Int. Symp. «Zirconium in the Nuclear Industry». 1966. ASTM STP 1295, American Society for Testing and Materials. 1996, р.603-622. 20. M. Griffiths, J.E. Winegar, J.F. Mecke, R.A. Holt. Determ nation of dislocation densities in hexagonal close-packed metals using X-ray diffraction and transmission electron microscopy // Advances in X- ray Analysis. 1992, v.35, р. 593-599. Статья поступила в редакцию 02.10.2009 г. ПЛИВУ ПОПЕРЕДНІХ СТАДІЙ УКТУРУ ГАРТОВАНОГО СПЛАВУ Zr-2,5%Nb П. РЕНТГЕНІВСЬКІ ДОСЛІДЖЕННЯ ТЕРМООБРОБКИ НА ТЕКСТУ Д.Г. Малихін, В.В. Корнєєва, В.М. Грицина Проведено рентгенівські дослідження впливу ко вирізаних з канальної труби (сплав Zr-2,5%Nb), на т результаті подальшого гартування при 980 °С. Випр структури. На його основі проведено розділення тип ренних спотворень. Обґрунтовано розхо ження значень та Черняєва, Є.О. Михайлов, Г.П. Редкіна кочасної витримки у двофазній α+β-області зразків, стуру та мікроструктуру сплаву, що утворюється у уваний новий підхід у дослідженні дислокаційної дислокацій та визначення рівню та природи міжзе- щільності дислокацій, розрахованих новим методом за методологією Вільямсона-Смолмена. Відзначу області впливає на мікроструктуру сплаву неоднозн ~100 тура витримки у руження при шви оС/с не є головним фактором текстуроутворення. X-RAY STUDIES OF INFLUENCE OF PRELIMIN MICROSTRUCTURE OF QU D.G. Malykhin, V.V. Kornyeyeva , V.M. Grytsyna, T. Y STAGES OF ANNEALING ON TEXTURE AND CHED ALLOY Zr-2,5%Nb P. Chernyaeva, E.A. Mykhaylov , G.P. Riedkina t in α+β-area of samples cut out of channel tube (alloy er fo d X-ray investigations of influence of short-time treatm of Zr-2,5%Nb) on texture and microstructure of the alloy af approach is used for investigations of dislocations struct tions types and determination of level and nature of inter ues of dislocations densities calculated by ne llowing quenching at 980 °C are carrie out. A new by X-ray lines shape. On its base dividing of disloca- anular strains is carried out. Discrepancies between val- by Williamson-Smallman methodology are grounded. It asic area influence to microstructure of 244 УДК 621.039:543.442.2 ЛИТЕРАТУРА

Рентгеновское исследование влияния предварительных стадий термообработки на текстуру и микроструктуру закалённого сплава Zr-2,5%Nb

Institution

Ähnliche Einträge