Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2017-0-12-4-4
УДК 669.295:539.26
РАСЧЕТ ЭТАЛОННЫХ ИНТЕГРАЛЬНЫХ ИНТЕНСИВНОСТЕЙ РЕНТГЕНОВСКОЙ ДИФРАКЦИИ ДЛЯ α- И β-ФАЗ В ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ

Проведено уточнение величин эталонных интегральных интенсивностей рентгеновской дифракции для α- и β-фаз в титановых сплавах с помощью поликристаллических образцов из a-сплава марки ВТ1-0 и b-сплава состава Ti–3Al–7Mo5,5Cr (% по массе). Для достижения статистически значимых результатов для каждого образца анализировали соответствующие дифрактограммы, снятые c четырех различных непараллельных друг другу макроплоскостей. Теоретический расчет относительных интегральных интенсивностей отражений от ГП и ОЦК решеток α- и β-фаз проводили по кинематической теории. В результате получен ряд усредненных нормированных интенсивностей рефлексов для α- и β-фаз, который пригоден для непосредственного использования при проведении количественного фазового и текстурного анализа титановых сплавов различных классов.


Введение

Современная техника предъявляет все более высокие требования к используемым металлам и сплавам [1–6]. Свойства сплавов определяются, прежде всего, их кристаллической структурой [7, 8]. Традиционно в понятие «структура» включается и такое понятие, как «текстура». Кристаллографической текстурой называют закономерное распределение ориентаций кристаллической решетки отдельных кристаллитов поликристаллического тела относительно внешних его осей [9–12]. Поскольку большинство механических и физических свойств являются функцией направления в кристалле, наличие преимущественной кристаллографической ориентировки приводит к появлению анизотропии свойств, особенно в металлах с гексагональной структурой [13–17]. Поэтому создание благоприятных текстур находит все большее применение в технологии производства как один из эффективных способов повышения свойств в заданном направлении [18–21]. Помимо очевидной практической ценности, изучение текстур представляет большой теоретический интерес, поскольку позволяет лучше понять механизмы пластической деформации, рекристаллизации и других процессов, протекающих при обработке металлов с гексагональной структурой и сплавов на их основе, в том числе интерметаллидных [22–26].

Необходимость управления текстурообразованием предопределила развитие методик качественного и количественного текстурного анализа металлов и сплавов, реализуемых в основном с помощью рентгенодифракционного оборудования [27–34]. Однако рентгенографический анализ текстур сопряжен с некоторыми трудностями. Так, вследствие относительности рентгеновских методов, для количественного текстурного анализа необходимо иметь бестекстурные эталоны сравнения или ряд эталонных интенсивностей рентгеновских рефлексов для каждой конкретной группы сплавов. Наиболее точные результаты дают порошковые эталоны, изготовление которых представляет собой непростую задачу, особенно для титановых сплавов.

В данной работе предпринята попытка использовать в качестве эталонов отожженные поликристаллические образцы из однофазных титановых сплавов α-класса марки ВТ1-0 и β-класса состава Ti–3Al–7Mo–5,5Cr (% по массе) с целью получения ряда нормированных интегральных интенсивностей рефлексов для α- и β-фаз со статистически значимой точностью.

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 2.1. «Фундаментально-ориентированные исследования» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [35–37].

 

Материалы и методы

Исследования проводили на деформированных полуфабрикатах из титановых сплавов марок ВТ1-0 и Ti-3-7-5. Исходными полуфабрикатами для последующей деформации служили слитки, полученные вакуумно-дуговой плавкой по технологии, аналогичной технологии, приведенной в работе [38]. Вид деформированных полуфабрикатов и состав исследованных сплавов приведены в табл. 1.

 

Таблица 1

Химический состав исследованных сплавов

Сплав

Вид

полуфабриката

Содержание

Ti

Содержание легирующих элементов, % (по массе)

Al

Mo

Cr

ВТ1-0

Пруток ø10 мм

99,9

Ti-3-7-5

Плита

Основа

3,0

7,0

5,5

 

После обработки резанием образцы отжигали в вакууме при температуре 850°С в течение 4 ч.

В соответствии с планом исследования отожженный образец из α-сплава ВТ1-0 размером ø10×13 мм подвергали прецизионной резке в различных направлениях для получения четырех непараллельных друг другу срезов (рис. 1).

 

Рис. 1. Внешний вид исследованных образцов из сплава ВТ1-0

 

После каждого этапа резки соответствующую макроплоскость образца подготавливали для рентгенографического текстурного анализа и проводили съемку. Таким образом получены экспериментальные данные по рентгеновской микродифракции в четырех различных направлениях одного и того же образца, что повысило статистическую значимость результатов.

На отожженном образце из β-сплава Ti-3-7-5 размером 25×9×11 мм к съемке также подготовили четыре плоскости, однако образец не подвергали резке – применяли только грубую и тонкую шлифовку. Полученные плоскости съемки приведены на рис. 2.

 

 

Рис. 2. Внешний вид исследованных образцов из сплава Ti-3-7-5

 

Подготовку образцов к рентгенографическому текстурному анализу проводили по стандартной методике. Полученные резкой или грубой шлифовкой макроплоскости шлифовали и полировали до образования гладкой ювенильной поверхности. Затем подготовленные поверхности подвергали химическому травлению на глубину 0,01 мм для очистки поверхности и для снятия напряжений. Применяли стандартный реактив следующего состава: 1 объемн. часть плавиковой кислоты (HF) и 3 объемн. части азотной кислоты (HNO3). Метод травления – смачивание поверхности или погружение всего образца. Съемку образцов проводили при комнатной температуре на рентгеновском дифрактометре Bruker D8 ADVANCE, оснащенном приставкой Эйлера. Параметры съемки: ускоряющее напряжение 40 кВ, фильтрованное монохроматическое излучение меди (Cu Kα), анодный ток 40 мА.

Полученные дифрактограммы обрабатывали с помощью специализированного программного обеспечения DIFFRAC.EVA. Значения углов дифракционных максимумов определяли программными средствами по центру массы рефлексов, а их интегральную интенсивность – с помощью полиномиальной аппроксимации профиля рентгеновской линии и измерения площади под кривой распределения интенсивности вблизи отражающего положения (рис. 3) в интервале углов дифракции – от θ-Δθ до θ+Δθ.

 

 

Рис. 3. Профиль рентгеновской линии и его размерные характеристики

 

Интегральная интенсивность с достаточной точностью вычисляется как произведение: I=B·H, где H – высота пика; B – ширина пика, измеренная на половине его высоты (рис. 3) [12, 28].

 

Результаты

Основное назначение эталона в текстурных исследованиях – это определение поправок на дефокусировку и поглощение при съемке прямых и обратных полюсных фигур.

Рентгеновские лучи, прошедшие через эталонный образец или отраженные от него под углом θ, должны ослабиться в нем так же, как и в анализируемом текстурированном образце, т. е. эталон должен характеризоваться таким же коэффициентом ослабления и пористостью, как и исследуемый образец.

Эталонный образец обычно приготавливается из того же материала, что и анализируемый текстурированный образец, разными способами в виде [11]:

а – очень мелко напиленного или молотого порошка, просеянного через сито с размером отверстий ~(30–40) мкм и отожженного в вакууме или в защитной атмосфере, если это необходимо; этот порошок густо замешивают на эпоксидной смоле и высушивают под небольшой нагрузкой;

б – спеченного порошкового образца;

в – массивного образца.

При изготовлении эталона из порошка необходимо учитывать следующее [11]:

– в процессе свободной насыпки порошка на подложку и его легкого прессования не должна образовываться текстура «укладки», что возможно при неравноосной форме частиц порошка, приготовленных из хрупких материалов; в то же время эталон должен содержать как можно меньше пор и связующего вещества;

– размер областей когерентного рассеяния для эталона не должен превышать 0,2–0,3 мкм, так как при увеличении их размера в диапазоне 0,3–1,0 мкм интенсивность дифрагированного луча ослабляется за счет первичной экстинкции; этот эффект особенно значителен для металлов с большим порядковым номером и для малых углов θ, т. е. для линий, по которым в основном исследуется текстура; если же размер зерна более нескольких микрометров, то это также может отразиться на интенсивности, так как при этом профиль линий дифрактограммы становится недостаточно гладким;

– ширина дифракционных линий эталона должна быть близкой к ширине линий исследуемого образца; это уменьшает ошибки, вызванные дефокусировкой; эталоны с разной шириной линий получают из порошка, отожженного на разные стадии снятия наклепа;

– поверхность эталонного образца должна быть гладкой; если за счет достаточно крупных частиц на его поверхности появляется шероховатость, то частицы порошка могут частично перекрывать падающие или отраженные лучи; это выражено тем более отчетливо, чем больше порядковый номер вещества и меньше угол θ.

Получить бестекстурное состояние в массивном образце очень трудно, так как пластическая деформация и рекристаллизация сопровождаются образованием кристаллографической текстуры. Эталонный образец может быть изготовлен в результате деформации по определенной схеме путем всесторонней ковки с небольшими частными обжатиями и последующего отжига. Бестекстурное состояние при этом проверяется путем сопоставления относительных значений интегральной интенсивности для нескольких рефлексов с теоретически рассчитанными [9–12].

Теоретический расчет относительных интегральных интенсивностей отражений от ГП и ОЦК решеток α- и β-фаз титана проводили по кинематической теории. Согласно этой теории, интенсивность линий пропорциональна интенсивности первичных лучей, а коэффициентами пропорциональности являются так называемые множители интенсивности. В самом общем виде расчетная зависимость описывается следующим выражением [28]:

                                             (1)

где Iтеор – интегральная интенсивность линии (абсолютная); I0 – интенсивность первичного рентгеновского пучка (абсолютная); Iтеор/I0 – интегральная интенсивность линии (относительная); |F|2 – структурный множитель; Kθ – угловой множитель; Nhkl – фактор повторяемости; Rθ – абсорбционный множитель; e-2M – температурный множитель; C – постоянная величина для данного вещества и данных условий съемки.

 

Интенсивность первичного пучка I0 при расчетах интегральных интенсивностей, полученных при съемке в одном и том же излучении, обычно принимается за единицу (или 100%). Использование истинного значения этой величины позволяет сравнивать абсолютные и относительные значения интегральных интенсивностей при съемке в различных излучениях. Однако переход к нормированным интегральным интенсивностям (как абсолютным, так и относительным) исключает необходимость учета интенсивности первичного пучка независимо от того, какое излучение используется.

Структурный множитель |F|2 учитывает интенсивность рассеяния каждым атомом в элементарной ячейке и их взаимное расположение:

 

где f – атомный множитель, который учитывает расположение электронов, рассеивающих лучи, в объеме атома, является функцией sinθ/λ (табличная величина).

 

Для ОЦК и ГП структур расчет структурного множителя проводится следующим образом.

ОЦК (β-Ti):

– если h+k+l=2n (четное число) → |F|2=4f2;

– если h+k+l=2n±1 (нечетное число) → |F|2=0.

 

ГП (α-Ti):

– 2h+k=3m (число кратное трем)

l – четное → |F|2=4f2;

l – нечетное → |F|2=0;

– 2h+k=3m±1 (число некратное трем)

l – четное → |F|2=f2;

l – нечетное → |F|2=3f2.

 

Угловой множитель Kθ учитывает поляризацию при рассеянии рентгеновских лучей и геометрию съемки:

 

где θ – угол дифракции.

 

Фактор повторяемости Nhkl учитывает число возможных повторений данной плоскости в элементарной ячейке (табл. 2).

 

Таблица 2

Факторы повторяемости плоскостей в кубической и гексагональной сингониях

Абсорбционный множительRθ учитывает ослабление лучей при данной геометрии съемки (при съемке на дифрактометре с фокусировкой по Брэггу–Брентано этот фактор не учитывается).

Температурный множитель e-2M учитывает разность фаз рассеянных лучей, возникшую вследствие тепловых колебаний (при съемке при комнатной температуре этот фактор не учитывается).

Таким образом, после исключения из выражения (1) неопределяющих факторов относительную интегральную интенсивность рефлексов следует вычислять по
формуле:

                                                      (2)

 

Величина Iтеор, рассчитанная по формуле (2), представляется в «условных размерных единицах» и приобретает смысл только при сравнении с другими подобными значениями. В этом случае полученный ряд относительных интегральных интенсивностей удобно нормировать. Для этого максимальную из интенсивностей принимают за единицу (или 100%), а остальные значения выражают в долях единицы (или в процентах). После всех преобразований получаем ряд усредненных нормированных интегральных интенсивностей рефлексов:

 

 

Кроме того, как отмечено ранее, нормировка исключает влияние энергии первичного рентгеновского пучка на интенсивность дифрагированных лучей.

Рентгеновский анализ титана и его сплавов целесообразно проводить в излучении меди (Cu Kα), поэтому расчет проводится для всех возможных в данном излучении рефлексов α- и β-фаз. Теоретическое количество рефлексов определяется из следующего соотношения, которое является следствием уравнения Вульфа–Брэгга:

 

 

В табл. 3 приведены множители интенсивности и теоретические нормированные интенсивности для всех возможных рефлексов α- и β-фаз титана при съемке в Cu Kα-излучении.

Многочисленные экспериментальные исследования порошковых проб титановых сплавов показали недостаточно хорошую корреляцию между теоретическими и экспериментальными значениями интенсивности рефлексов α- и β-фаз титана. По-видимому, это связано с так называемой «текстурой укладки», образующейся при прессовании частиц порошка, а также с систематическими неустранимыми погрешностями и степенью остроты текстуры.

В практике металловедческих исследований рентгеноструктурному анализу подвергаются в основном поликристаллические монолитные образцы. В связи с этим целесообразным является изготовление монолитных поликристаллических образцов, в которых отсутствует текстура. Однако следует отметить, что получить бестекстурное состояние в массивном образце очень трудно вследствие наличия в нем текстуры деформации и/или рекристаллизации, которую необходимо устранить.

В данной работе в качестве бестекстурных эталонов использованы отожженные в вакууме монолитные образцы, вырезанные из поликристаллических полуфабрикатов α-сплава ВТ1-0 и β-сплава Ti–3Al–7Mo–5,5Cr (% по массе). Эталонные образцы подвергали рентгеновской съемке в Cu Kα-излучении. Для достижения статистически значимых результатов для каждого эталонного образца осуществляли рентгеновскую съемку c четырех различных непараллельных друг другу макроплоскостей, для чего их подвергали прецизионной электроискровой резке, затем полученные срезы (плоскости) шлифовали и травили.

 

Таблица 3

Значения теоретических интегральных интенсивностей

Номер

рефлекса

hk(.)l

θ, град

d/n*, нм

f

|F|2

Kθ

Nhkl

Iтеор

 %

α-фаза

1

10.0

17,75

0,25288

14,97

224,1

18,79

6

25262

26

2

00.2

19,28

0,23350

14,42

831,7

15,66

2

26056

27

3

10.1

20,28

0,22237

13,87

577,1

13,99

12

96889

100

4

10.2

26,70

0,17155

12,23

149,6

7,51

12

13486

14

5

11.0

31,87

0,14600

11,43

522,6

5,05

6

15835

16

6

10.3

35,56

0,13256

10,63

339,0

4,02

12

16335

17

7

20.0

37,57

0,12644

10,23

104,7

3,62

6

2271

2

8

11.2

38,52

0,12379

10,23

418,6

3,46

12

17390

18

9

20.1

39,17

0,12205

9,93

295,8

3,37

12

11945

12

10

00.4

41,32

0,11675

9,64

371,7

3,10

2

2308

2

11

20.2

43,89

0,11119

9,35

87,4

2,89

12

3033

3

12

10.4

46,66

0,10600

9,06

82,1

2,76

12

2722

3

13

20.3

51,76

0,09814

8,58

220,8

2,76

12

7320

8

14

21.0

53,76

0,09558

8,58

73,6

2,84

12

2505

3

15

21.1

55,41

0,09364

8,39

211,2

2,93

24

14838

15

16

11.4

57,72

0,09118

8,19

268,3

3,10

12

9990

10

17

21.2

60,63

0,08846

8,19

67,1

3,41

24

5486

6

18

10.5

61,63

0,08761

8,00

192,0

3,54

12

8145

8

19

20.4

63,99

0,08578

8,00

64,0

3,89

12

2990

3

20

30.0

66,14

0,08429

7,81

244,0

4,29

6

6285

6

21

21.3

71,16

0,08145

7,67

176,5

5,62

24

23821

25

22

30.2

76,48

0,07929

7,53

226,8

8,12

12

22090

23

β-фаза

1

110

19,79

0,22769

14,42

831,7

14,78

12

147504

100

2

200

28,61

0,16100

11,83

559,8

6,43

6

21580

15

3

211

35,90

0,13146

10,63

452,0

3,94

24

42739

29

4

220

42,62

0,11384

9,64

371,7

2,98

12

13311

9

5

310

49,21

0,10183

8,77

307,7

2,73

24

20140

14

6

222

56,03

0,09295

8,39

281,6

2,97

8

6688

5

7

321

63,61

0,08606

8,00

256,0

3,83

48

47055

32

8

400

73,26

0,08050

7,67

235,3

6,42

6

9065

6

* d – межплоскостное расстояние; n – порядок отражения.

 

Таблица 4

Значения экспериментальных интегральных интенсивностей

Номер

рефлекса

hk(.)l

Iэксп(1)

Iэксп (2)

Iэксп (3)

Iэксп (4)

Iэксп (ср)

 

α-фаза

1

10.0

30

340

195

217,5

195,6

9

2

00.2

0

236

700

1420

589,0

28

3

10.1

1826

3350

2000

1200

2094,0

100

4

10.2

435

240

276,5

160

277,9

13

5

11.0

267

94,5

115,5

255

183,0

9

6

10.3

54

252

600

80

246,5

12

7

20.0

0

51

38,5

32

30,4

2

8

11.2

10

426

190

208

208,5

10

9

20.1

150

540

456

88

308,5

15

10

00.4

27

48

45

195

78,8

4

11

20.2

0

72

147

48

66,8

3

12

10.4

112,5

35

35

36

54,6

3

13

20.3

0

99

85

80

66,0

3

14

21.0

0

25

35

30

22,5

1

15

21.1

314

138

84

300

209,0

10

16

11.4

200

243

198

182

205,8

10

17

21.2

17

102

84

56

64,8

3

18

10.5

26

20

105

45

49,0

2

19

20.4

221

85

79

0

96,3

5

20

30.0

0

100

55

42

49,3

2

21

21.3

48

310

262,5

647,5

317,0

15

22

30.2

0

120

116

72

77,0

4

β-фаза

1

110

1680

1380

992

1925

1494,3

100

2

200

245

245

90

153

183,3

12

3

211

281

177,5

120

232,5

202,8

14

4

220

98

64

135

109,5

101,6

7

5

310

67,5

36

450

56

152,4

10

6

222

24

24

50

20

29,5

2

7

321

103,5

70

114

307

148,6

10

8

400

12

16

25

20

18,3

1

 

Экспериментальные интегральные интенсивности (табл. 4) рассчитывали по полученным дифрактограммам следующим образом: вычисляли площадь под кривой, которая описывает профиль дифракционного максимума. Полученные экспериментальные интегральные интенсивности обрабатывали методами математической статистики.

На заключительном этапе работы проводили арифметическое усреднение теоретических и экспериментальных нормированных интенсивностей (табл. 5).

Расчетные и экспериментальные данные показали хорошую корреляцию значений, а итоговое арифметическое усреднение позволило значительно уменьшить систематические ошибки при съемке текстурированных образцов. Например, согласно расчету, интегральные интенсивности линий (10.0) и (00.2) α-фазы должны быть приблизительно одинаковыми. Но съемка бестекстурных порошковых эталонов не подтверждает это теоретическое положение – интенсивности указанных линий отличаются в 2 раза. Съемка отожженных монолитных образцов в различных направлениях и усреднение полученных экспериментальных интенсивностей с теоретическими позволили найти приемлемые значения нормированных интегральных интенсивностей для всех возможных рефлексов.

Таблица 5

Усредненные значения теоретических и экспериментальных интенсивностей

Номер

рефлекса

hk(.)l

%

 

Iнорм, %

α-фаза

1

10.0

26

9

17,5

2

00.2

27

28

27,5

3

10.1

100

100

100

4

10.2

14

13

13,5

5

11.0

16

9

12,5

6

10.3

17

12

14,5

7

20.0

2

2

2

8

11.2

18

10

14

9

20.1

12

15

13,5

10

00.4

2

4

3

11

20.2

3

3

3

12

10.4

3

3

3

13

20.3

8

3

5,5

14

21.0

3

1

2

15

21.1

15

10

12,5

16

11.4

10

10

10

17

21.2

6

3

4,5

18

10.5

8

2

5

19

20.4

3

5

4

20

30.0

6

2

4

21

21.3

25

15

20

22

30.2

23

4

13,5

β-фаза

1

110

100

100

100

2

200

15

12

13,5

3

211

29

14

21,5

4

220

9

7

8

5

310

14

10

12

6

222

5

2

3,5

7

321

32

10

21

8

400

6

1

3,5

 

Следует также отметить, что лучшая сходимость теоретических и экспериментальных результатов наблюдается для рефлексов β-титана. Это объясняется кубической структурой β-фазы и соответственно меньшей «вариативностью» ее текстуры.

 

Обсуждение и заключения

Полученные экспериментальные результаты позволяют сделать следующие выводы.

Анализ текстуры конструкционных металлов и сплавов представляет большую научную ценность и практическую значимость вследствие того, что формирующаяся в материале текстура оказывает влияние на анизотропию физических и механических свойств.

Теоретические и экспериментальные интегральные интенсивности большинства рефлексов α- и β-фаз близки по значению. Хорошая корреляция полученных экспериментальных результатов с расчетными данными свидетельствует о возможности применения отожженных монолитных поликристаллических образцов из α- и β-титановых сплавов в качестве бестекстурных эталонов.

Полученный в работе ряд усредненных нормированных интенсивностей рефлексов α- и β-фаз титана пригоден для непосредственного использования при проведении количественного фазового и текстурного анализа титановых сплавов различных классов.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Каблов Е.Н. Из чего сделать будущее? Материалы нового поколения, технологии их создания и переработки – основа инноваций // Крылья Родины. 2016. №5. С. 8–18.
2. Каблов Е.Н. Тенденции и ориентиры инновационного развития России: сб. научно-информационных материалов. 3-е изд., перераб. и доп. М.: ВИАМ, 2015. 720 с.
3. Каблов Е.Н. России нужны материалы нового поколения // Редкие земли. 2014. №3. С. 8–13.
4. Каблов Е.Н. Материалы и химические технологии для авиационной техники // Вестник Российской академии наук. 2012. Т. 82. №6. С. 520–530.
5. Каблов Е.Н. Материалы для авиакосмической техники // Все материалы. Энциклопедический справочник. 2007. №5. С. 7–27.
6. Каблов Е.Н. Авиационное материаловедение: итоги и перспективы // Вестник Российской академии наук. 2002. Т. 72. №1. С. 3–12.
7. Ночовная Н.А. Перспективы и проблемы применения титановых сплавов // Авиационные материалы и технологии. 2007. №1. С. 4–8.
8. Петухов А.Н. Актуальные вопросы конструкционной прочности титановых сплавов и деталей из них // Авиационные материалы и технологии. 2007. №1. С. 8–13.
9. Вассерман Г., Гревен И. Текстуры металлических материалов. М.: Металлургия, 1969. 654 с.
10. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А., Эгиз И.В. Теория образования текстур в металлах и сплавах. М.: Наука, 1979. 343 с.
11. Бородкина М.М., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981. 272 с.
12. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ: учеб. пособие для вузов. 3-е изд., перераб. и доп. М.: МИСиС, 1994. 328 с.
13. Смирнов В.С., Дурнев В.Д. Текстурообразование металлов при прокатке. М.: Металлургия, 1971. 254 с.
14. Скворцова С.В., Ильин А.А., Бецофен С.Я., Филатов А.А., Дзунович Д.А., Панин П.В. Анизотропия механических свойств и текстура листовых полуфабрикатов из титановых сплавов // Технология легких сплавов. 2006. №1–2. С. 81–87.
15. Murty K.L., Charit I. Texture development and anisotropic deformation of zircaloys // Progress in nuclear energy. 2006. Vol. 48. P. 325–359.
16. Захарченко И.Г., Волчок Н.А., Брюханов П.А., Совкова Т.С. Влияние комбинации прямой и поперечной прокаток на текстуру и анизотропию свойств листов α-титанового сплава Ti–3Al–1,5V // Новi матерiали i технологii в металургii та машинобудуваннi. 2010. №1. С. 93–98.
17. Панин П.В. Кристаллографическая текстура и анизотропия упругих свойств сплавов на основе алюминидов титана // Сб. материалов V Международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (26–29 нояб. 2013 г.). М.: ИМЕТ РАН. 2013. С. 341–342.
18. Скворцова С.В. Закономерности формирования текстуры в титановых сплавах разных классов // Авиационные материалы и технологии. 2007. №1. С. 40–42.
19. Скворцова С.В., Дзунович Д.А., Панин П.В., Снегирева Л.А. Текстурообразование в листовых полуфабрикатах титанового сплава ВТ16 при пластической деформации и термической обработке // Авиационная промышленность. 2007. №4. С. 25–29.
20. Ильин А.А., Скворцова С.В., Дзунович Д.А., Панин П.В., Шалин А.В. Влияние параметров термической и термомеханической обработки на текстурообразование в листовых полуфабрикатах из титановых сплавов // Технология машиностроения. 2012. №8. С. 8–12.
21. Дзунович Д.А., Шалин А.В., Панин П.В. Структура, текстура и механические свойства деформированных полуфабрикатов из сплава ВТ6, полученных по промышленным и опытным технологиям // Деформация и разрушение материалов. 2017. №6. С. 19–27.
22. Колачев Б.А., Бецофен С.Я., Бунин С.Я., Володин В.А. Физико-механические свойства легких конструкционных материалов. М.: Металлургия, 1995. 442 с.
23. Воздвиженский В.М., Жуков А.А., Постнова А.Д., Воздвиженская М.В. Сплавы цветных металлов для авиационной техники. Рыбинск: РГАТА, 2002. 219 с.
24. Grytsyna V., Stukalov A., Chernyaeva T. et al. Destruction of crystallographic texture in zirconium alloy tubes // Proceedings of 14th International Symposium «Zirconium in the Nuclear Industry». ASTM, 2005. Vol. 2. No. 8. Р. 305–329.
25. Vanitha C., Kiran Kumar M., Dey G.K. et al. Recrystallization texture development in single-phase Zircaloy-2 // Materials Science and Engineering: A. 2009. Vol. 519. P. 51–60.
26. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства: справочник. М.: ВИЛС–МАТИ, 2009. 520 с.
27. Агеев Н.В., Бабарэко А.А., Бецофен С.Я. Описание текстуры методом обратных полюсных фигур // Известия АН СССР. Сер.: Металлы. 1974. №1. С. 94–103.
28. Русаков А.А. Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. 479 с.
29. Van Houtte P.A. New Method for the determination of texture functions from incomplete pole figures – comparison with older methods // Gordon and British Science Publishers Inc. «Textures and Microstructures». 1984. Vol. 6. P. 137–162.
30. Dahms M., Bunge H.J. ODF calculation by series expansion from incompletely measured pole figures using positivity condition // Gordon and British Science Publishers Inc. «Textures and Microstructures». 1987. Vol. 7. P. 171–185.
31. Kearns J.J. On the relationship among «f» texture factors for the principal planes of zirconium, hafnium and titanium alloys // Journal of Nuclear Materials. 2001. No. 299. Р. 171–174.
32. Бецофен С.Я., Смирнов В.Г., Ашмарин А.А., Шафоростов А.А. Количественные методы описания текстуры и анизотропии свойств сплавов на основе титана и магния // Титан. 2010. №2. С. 16–22.
33. Mani Krishna K.V., Srivastava D., Dey G.K. et al. Comparative study of methods of the determination of Kearns parameter in zirconium // Journal of Nuclear Materials. 2011. No. 414. Р. 492–497.
34. Дзунович Д.А., Бецофен С.Я., Панин П.В. Методические аспекты количественного текстурного анализа листовых полуфабрикатов из ГПУ-сплавов (Ti, Zr) // Деформация и разрушение материалов. 2016. №11. С. 8–16.
35. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 7–17.
36. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
37. Каблов Е.Н. Материалы нового поколения – основа инноваций, технологического лидерства и национальной безопасности России // Интеллект и технологии. 2016. №2 (14). С. 16–21.
38. Каблов Д.Е., Панин П.В., Ширяев А.А., Ночовная Н.А. Опыт использования вакуумно-дуговой печи ALD VAR L200 для выплавки слитков жаропрочных сплавов на основе алюминидов титана // Авиационные материалы и технологии. 2014. №2 (31). С. 27–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-2-27-33.
1. Kablov E.N. Iz chego sdelat' budushhee? Materialy novogo pokoleniya, tehnologii ih sozdaniya i pererabotki – osnova innovacij [Of what to make the future? Materials of new generation, technology of their creation and processing – basis of innovations] // Krylya Rodiny. 2016. №5. S. 8–18.
2. Kablov E.N. Tendencii i orientiry innovacionnogo razvitiya Rossii: sb. nauchno-informacionnyh materialov. 3-e izd., pererab. i dop. [Tendencies and reference points of innovative development of Russia: collection fo scientific information materials. 3rd ed., rev. and add.]. M.: VIAM, 2015. 720 s.
3. Kablov E.N. Rossii nuzhny materialy novogo pokoleniya [Materials of new generation are necessary to Russia] // Redkie zemli. 2014. №3. S. 8–13.
4. Kablov E.N. Materialy i himicheskie tehnologii dlya aviacionnoj tehniki [Materials and chemical technologies for aviation engineering] // Vestnik Rossijskoj akademii nauk. 2012. T. 82. №6. S. 520–530.
5. Kablov E.N. Materialy dlya aviakosmicheskoj tehniki [Materials for aerospace equipment] // Vse materialy. Enciklopedicheskij spravochnik. 2007. №5. S. 7–27.
6. Kablov E.N. Aviacionnoe materialovedenie: itogi i perspektivy [Aviation materials science: results and perspectives] // Vestnik Rossijskoj akademii nauk. 2002. T. 72. №1. S. 3–12.
7. Nochovnaya N.A. Perspektivy i problemy primeneniya titanovyh splavov [Perspectives and problems of application of titanium alloys] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2007. №1. S. 4–8.
8. Petuhov A.N. Aktualnye voprosy konstrukcionnoj prochnosti titanovyh splavov i detalej iz nih [Topical issues of constructional durability of titanium alloys and details from them] // Aviacionnye materialy i tehnologii.2007. №1. S. 8–13.
9. Vasserman G., Greven I. Tekstury metallicheskih materialov [Structures of metal materials]. M.: Metallurgiya, 1969. 654 s.
10. Vishnyakov Ya.D., Babareko A.A., Vladimirov S.A., Egiz I.V. Teoriya obrazovaniya tekstur v metallah i splavah [The theory of formation of structures in metals and alloys]. M.: Nauka, 1979. 343 s.
11. Borodkina M.M., Spektor E.N. Rentgenograficheskij analiz tekstury metallov i splavov [Radiographic analysis of structure of metals and alloys]. M.: Metallurgiya, 1981. 272 s.
12. Gorelik S.S., Skakov Yu.A., Rastorguev L.N. Rentgenograficheskij i elektronno-opticheskij analiz: ucheb. posobie dlya vuzov. 3-e izd., pererab. i dop. [Radiographic and electron-optical analysis: the manual for higher education institutions. 3rd ed., rev. and add.]. M.: MISiS, 1994. 328 s.
13. Smirnov V.S., Durnev V.D. Teksturoobrazovanie metallov pri prokatke [Structure formation of metals when rolling]. M.: Metallurgiya, 1971. 254 s.
14. Skvorcova S.V., Ilin A.A., Becofen S.Ya., Filatov A.A., Dzunovich D.A., Panin P.V. Anizotropiya mehanicheskih svojstv i tekstura listovyh polufabrikatov iz titanovyh splavov [Anisotropy of mechanical properties and structure of sheet semi-finished products from titanium alloys] // Tehnologiya legkih splavov. 2006. №1–2. S. 81–87.
15. Murty K.L., Charit I. Texture development and anisotropic deformation of zircaloys // Progress in nuclear energy. 2006. Vol. 48. P. 325–359.
16. Zaharchenko I.G., Volchok N.A., Bryuhanov P.A., Sovkova T.S. Vliyanie kombinacii pryamoj i poperechnoj prokatok na teksturu i anizotropiyu svojstv listov α-titanovogo splava
Ti–3Al–1,5V [Influence of combination of direct and cross rollings on structure and anisotropy of properties of sheets α-титанового alloy Ti–3Al–1,5V] // Novi materiali i tehnologii v metalurgii ta mashinobuduvanni. 2010. №1. S. 93–98.
17. Panin P.V. Kristallograficheskaya tekstura i anizotropiya uprugih svojstv splavov na osnove alyuminidov titana [Crystallographic structure and anisotropy of elastic properties of alloys on the basis of titanium aluminides] // Sb. materialov V Mezhdunarodnoj konferencii «Deformaciya i razrushenie materialov i nanomaterialov» (26–29 noyab. 2013 g.). M.: IMET RAN. 2013. S. 341–342.
18. Skvorcova S.V. Zakonomernosti formirovaniya tekstury v titanovyh splavah raznyh klassov [Patterns of forming of structure in titanium alloys of different classes] // Aviacionnye materialy i tehnologii., 2007. №1. S. 40–42.
19. Skvorcova S.V., Dzunovich D.A., Panin P.V., Snegireva L.A. Teksturoobrazovanie v listovyh polufabrikatah titanovogo splava VT16 pri plasticheskoj deformacii i termicheskoj obrabotke [Structure forming in sheet semi-finished products of BT16 titanium alloy at plastic strain and thermal processing] // Aviacionnaya promyshlennost. 2007. №4. S. 25–29.
20. Ilin A.A., Skvorcova S.V., Dzunovich D.A., Panin P.V., Shalin A.V. Vliyanie parametrov termicheskoj i termomehanicheskoj obrabotki na teksturoobrazovanie v listovyh polufabrikatah iz titanovyh splavov [Influence of parameters of thermal and thermomechanical processing on structure forming in sheet semi-finished products from titanium alloys] // Tehnologiya mashinostroeniya. 2012. №8. S. 8–12.
21. Dzunovich D.A., Shalin A.V., Panin P.V. Struktura, tekstura i mehanicheskie svojstva deformirovannyh polufabrikatov iz splava VT6, poluchennyh po promyshlennym i opytnym tehnologiyam [Structure, structure and mechanical properties of the deformed semi-finished products from alloy of BT6 received on industrial and pilot technologies] // Deformaciya i razrushenie materialov. 2017. №6. S. 19–27.
22. Kolachev B.A., Becofen S.Ya., Bunin S.Ya., Volodin V.A. Fiziko-mehanicheskie svojstva legkih konstrukcionnyh materialov [Physicomechanical properties of light constructional materials]. M.: Metallurgiya, 1995. 442 s.
23. Vozdvizhenskij V.M., Zhukov A.A., Postnova A.D., Vozdvizhenskaya M.V. Splavy cvetnyh metallov dlya aviacionnoj tehniki [Non-ferrous alloys for aviation engineering]. Rybinsk: RGATA, 2002. 219 s.
24. Grytsyna V., Stukalov A., Chernyaeva T. et al. Destruction of crystallographic texture in zirconium alloy tubes // Proceedings of 14th International Symposium «Zirconium in the Nuclear Industry». ASTM, 2005. Vol. 2. No. 8. Р. 305–329.
25. Vanitha C., Kiran Kumar M., Dey G.K. et al. Recrystallization texture development in single-phase Zircaloy-2 // Materials Science and Engineering: A. 2009. Vol. 519. P. 51–60.
26. Ilin A.A., Kolachev B.A., Polkin I.S. Titanovye splavy. Sostav, struktura, svojstva: spravochnik [Titanium alloys. Structure, structure, properties: directory]. M.: VILS–MATI, 2009. 520 s.
27. Ageev N.V., Babareko A.A., Becofen S.Ya. Opisanie tekstury metodom obratnyh polyusnyh figure [Structure description method of return polar figures] // Izvestiya AN SSSR. Ser.: Metally. 1974. №1. S. 94–103.
28. Rusakov A.A. Rentgenografiya metallov [X-ray graphic of metals]. M.: Atomizdat, 1977. 479 s.
29. Van Houtte P.A. New Method for the determination of texture functions from incomplete pole figures – comparison with older methods // Gordon and British Science Publishers Inc. «Textures and Microstructures». 1984. Vol. 6. P. 137–162.
30. Dahms M., Bunge H.J. ODF calculation by series expansion from incompletely measured pole figures using positivity condition // Gordon and British Science Publishers Inc. «Textures and Microstructures». 1987. Vol. 7. P. 171–185.
31. Kearns J.J. On the relationship among «f» texture factors for the principal planes of zirconium, hafnium and titanium alloys // Journal of Nuclear Materials. 2001. No. 299. Р. 171–174.
32. Becofen S.Ya., Smirnov V.G., Ashmarin A.A., Shaforostov A.A. Kolichestvennye metody opisaniya tekstury i anizotropii svojstv splavov na osnove titana i magniya [Quantitative methods of the description of structure and anisotropy of properties of titanium-based alloys and magnesium ] // Titan. 2010. №2. S. 16–22.
33. Mani Krishna K.V., Srivastava D., Dey G.K. et al. Comparative study of methods of the determination of Kearns parameter in zirconium // Journal of Nuclear Materials. 2011. No. 414. Р. 492–497.
34. Dzunovich D.A., Becofen S.Ya., Panin P.V. Metodicheskie aspekty kolichestvennogo teksturnogo analiza listovyh polufabrikatov iz GPU-splavov (Ti, Zr) [Methodical aspects of the quantitative textural analysis of sheet semi-finished products from GPU-splavov (Ti, Zr)] // Deformaciya i razrushenie materialov. 2016. №11. S. 8–16.
35. Kablov E.N. Strategicheskie napravleniya razvitiya materialov i tehnologij ih pererabotki na period do 2030 goda [The strategic directions of development of materials and technologies of their processing for the period to 2030] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 7–17.
36. Kablov E.N. Innovacionnye razrabotki FGUP «VIAM» GNC RF po realizacii «Strategicheskih napravlenij razvitiya materialov i tehnologij ih pererabotki na period do 2030 goda» [Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030»] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2015. №1 (34). S. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
37. Kablov E.N. Materialy novogo pokoleniya – osnova innovacij, tehnologicheskogo liderstva i nacionalnoj bezopasnosti Rossii [Materials of new generation are the base of innovations, technological leadership and national security of Russia] // Intellekt i tehnologii. 2016. №2 (14). S. 16–21.
38. Kablov D.E., Panin P.V., Shiryaev A.A., Nochovnaya N.A. Opyt ispolzovaniya vakuumno-dugovoj pechi ALD VAR L200 dlya vyplavki slitkov zharoprochnyh splavov na osnove aljuminidov titana [The use of ADL VAR L200 vacuum-arc furnace for ingots fabrication of high-temperature titanium aluminides base alloys] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2014. №2. S. 27–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-2-27-33.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.