Влияние условий прокатки на текстуру, неоднородность выделения дисперсных фаз и рекристаллизацию сплавов AMr6, 1420 и 1570 тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Масюков, Сергей Александрович

• Масюков, Сергей Александрович
• кандидат технических наук
• 2004

Оглавление диссертации кандидат технических наук Масюков, Сергей Александрович

ВВЕДЕНИЕ.

Глава 1. Состояние вопроса.

1.1. Текстуры деформации и рекристаллизации промышленных алюминиевых сплавов.

1.2. Рекристаллизация А1 сплавов.

1.3. Особенности структуры сплавов с литием и скандием.

1.4. Влияние структуры на деформационные характеристики А1 сплавов.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние условий прокатки на текстуру, неоднородность выделения дисперсных фаз и рекристаллизацию сплавов AMr6, 1420 и 1570»

Актуальность работы

Двойная система Al-Mg является основой для создания промышленных алюминиевых сплавов различного класса, благодаря его значительной растворимости в твердом растворе и эффективном влиянии на растворимость других элементов. Высокая технологичность магналиев обеспечила им широкое применение в различных областях авиакосмической техники. Тем не менее, для получения высокопрочных сплавов необходимо дополнительное легирование другими элементами.

В последние годы интенсивно разрабатываются сплавы на основе композиций А1-Mg-Li и Al-Mg-Sc. Добавление 0,2-0,3 мас.% Sc в сплав АМгб (сплав 1570) увеличивает его предел текучести почти на 30%. Единственным ограничением здесь является высокая стоимость Sc. Алюминий-литиевые сплавы обладают целым рядом преимуществ по сравнению с алюминиевыми сплавами на основе других систем: удельный вес их меньше в среднем на 10%, а модуль упругости выше на «12%, при этом алюминий-литиевые сплавы могут иметь весьма высокие прочностные характеристики (временное сопротивление достигает 600-650 МПа) при хороших показателях трещиностойкости и коррозионной стойкости. Несмотря на все эти достоинства, сплавы Al-Li находят недостаточно широкое применение, во многом из-за низкой термической стабильности, которая проявляется в снижении пластичности и вязкости разрушения при длительных низкотемпературных нагревах (ДНН), а также пониженной технологичности, проявляющейся в малых значениях единичных обжатий за проход при холодной прокатке.

Для сплавов с Li и Sc характерна «обратная» или «45°» анизотропия, которая многими исследователями связывается с развитием в этих сплавах выраженных текстур деформации и рекристаллизации. При этом недостаточное внимание уделяется тому факту, что эти сплавы не обладают специфическими текстурами, принципиально отличающими их от сплавов, не проявляющих аномальной анизотропии. По мнению ряда авторов существенный вклад в эффект ДНН вносит структурная и деформационная гетерогенность, для изучения которой наиболее эффективным является исследование текстурообразования в листовых полуфабрикатах.

Рекристаллизация является важным процессом, формирующим структуру и свойства алюминиевых сплавов при термической и термомеханической обработке. Методическое обеспечение исследований рекристаллизации в значительной степени определяет эффективность технологических разработок. Текстурный метод не дает информации о позиционных и морфологических характеристиках микроструктуры, таких как разориентировка соседних зерен и размер зерна. С другой стороны все более широко используемый за рубежом для этих целей метод дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD) пока имеет ограничения для применения к объектам промышленного масштаба, имеющих неоднородную микроструктуру.

Поэтому представляются актуальными развитие экспериментальных методов изучения рекристаллизации и проведение на этой основе исследований формирования различных видов структурной гетерогенности а А1 сплавах на основе двойной системы Al-Mg в связи с возможным ее влиянием на эффект ДНН и анизотропию механических свойств современных алюминиевых сплавов.

Целью настоящей работы является исследование влияния геометрических параметров прокатки на гетерогенность текстуры, распада твердого раствора и роста зерен при рекристаллизационных отжигах сплавов на основе двойной системы Al-Mg: АМгб, 1420 и Al-Mg-Sc для выявления причин деформационной нестабильности и анизотропии механических свойств этих сплавов.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Для изучения особенностей рекристаллизации алюминиевых сплавов разработать методику одновременного определения размеров и ориентации зерен на основе рентгеновского метода кривых качания.

2. Исследовать влияние геометрических условий холодной прокатки на формирование текстуры деформации и последующего отжига алюминиевых сплавов.

3. Изучить закономерности формирования неоднородности текстуры по толщине листового полуфабриката в зависимости от степени деформации и состава сплава.

4. Методом кривых качания изучить влияние сформированной при холодной прокатке деформированной структуры на особенности процесса рекристаллизации листовых полуфабрикатов.

5. На основе полученных результатов проанализировать причины аномальной анизотропии механических свойств и термической нестабильности Al-Li сплавов.

Научная новизна:

1. Экспериментально показано, что при холодной прокатке исследованных происходит распад твердого раствора, сопровождающийся изменением его параметров, решетки, при этом интенсивность распада различается для зерен разных ориентировок, что обусловлено различным уровнем эффективной деформации этих зерен в процессе прокатки.

2. Показано, что с увеличением обжатия при холодной прокатке в поверхностных слоях сплава АМгб монотонно увеличиваются компоненты текстуры прокатки и ослабляются компоненты текстуры сдвига. Текстура сдвига сохраняется до высоких деформаций только в сплаве 1420 с обедненным легирующими компонентами поверхностным слоем. В сплаве 1570 не обнаружено неоднородности текстуры по толщине листа.

3. Изменение на 90° направления прокатки не меняет характер текстуры сплавов АМгб и 1420, но в сплаве со скандием (1570) приводит к формированию однокомпонентной текстуры типа «латуни»

4. Показано, что механизм рекристаллизация сплавов А1 и сплавов имеет принципиальные различия. Для сплавов 1420 и 1570 на начальной стадии реализуется непрерывная рекристаллизация, которая сопровождается усилением текстуры деформации, затем рекристаллизация начинается в «бестекстурных» зернах, которые растут быстрее из-за меньшего количества в них дисперсных выделений AI3L1 и AI3SC фаз, что сопровождается ослаблением текстуры деформации, а в сплаве 1570 полным; поглощением основного компонента текстуры {011 }<112>. В А1 и сплаве АМгб стадия непрерьюной рекристаллизации не выявлена. Рекристаллизация начинается в АМгб при 300, в 1420 при 400 и в 1570 при 525°С и зависит от степени предварительной деформации. Аномальный рост зерен увеличивается со степенью деформации для сплавов 1420 и 1570 и снижается для сплава АМгб.

Практическая значимость:

1. На основе рентгеновского метода кривых качания разработана методика оценки распределения зерен разных ориентировок по размерам, что существенно расширяет возможности исследования процессов рекристаллизации алюминиевых сплавов.

2. Показано, что различный уровень распада твердого раствора для зерен разных ориентировок приводит к смещению положения дифракционных линий, что вносит искажения в характер прямых полюсных фигур. Из исследованных нами сплавов этот эффект наиболее существенен для сплава 1420,, для которого параметры решетки зерен разных ориентировок различаются наиболее сильно.

3. Обнаруженный в работе эффект различной интенсивности распада твердого раствора в зернах разных ориентировок необходимо учитывать при разработке способов ослабления эффекта ДНН. Например, снижение содержание Li в А1-Li сплавах может не дать ожидаемого эффекта, поскольку его содержание в твердом растворе для «бестекстурных» зерен после прокатки будет выше, чем в зернах «текстурных» ориентировок.

Для А1 сплавов с литием и скандием холодная деформация приводит к высокой степени гетерогенности, которая увеличивает анизотропию свойств и которая устраняется только в результате полной рекристаллизации. Для снижения «45°» анизотропии необходимо максимально уменьшить долю компонента текстуры «латуни» за счет увеличения компонентов текстуры «меди» и «S» текстуры.

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Масюков, Сергей Александрович

Общие выводы.

1. При холодной прокатке А1 и сплавов АМгб, 1420, 1570 формируются ориентировки: {011}<211> - текстура латуни; {112}<111> - текстура «Си» и промежуточные S-компоненты типа {123}<634>. В поверхностных слоях присутствуют также компоненты текстуры сдвига {001 }<110> и {111<110>.

2. С увеличением степени деформации сплавов монотонно увеличиваются компоненты текстуры прокатки и ослабляются компоненты текстуры сдвига. Текстура сдвига сохраняется до высоких деформаций только в сплаве 1420 с обедненным легирующими компонентами поверхностным слоем.

3. Показано, что поперечная прокатка не оказывает существенного влияния на текстуру листов исследованных сплавов, за исключением сплава 1570, в котором происходят принципиальные изменения текстуры, которые сводятся к усилению компонентов текстуры «Си» при малых степенях деформации (8%) и резком их ослаблении, при повышении деформации, при обжатии 30% и выше эти компоненты полностью исчезают. Это дает эффективный способ получения контролируемой текстуры, а следовательно и анизотропии свойств листовых полуфабрикатов из сплава 1570.

4. В исследованных сплавах обнаружены различные виды деформационной гетерогенности, включающие послойную неоднородность текстуры, различный характер распада твердого раствора в зернах разных ориентировок, что приводит к различной скорости роста зерен разных ориентаций при рекристаллизации и как следствие разнозернистости.

5. Начальная стадия рекристаллизации (Р1) характеризуется образованием мелких рекристаллизованных зерен (<5 мкм) в области ориентаций, составляющих 5-7° от компонента {011}<211> текстуры прокатки. Одновременно с этим происходит зарождение и рост зерен, с ориентировками, прежде всего (100) и (111), которые на этой стадии достигают размера 5-10мкм, доля рекристаллизованных зерен не превышает 20%.

6. На второй стадии рекристаллизации (Р2) происходит интенсивный рост размера зерен ориентаций (111), (100), которые достигают 20-30мкм, ориентации (311) -10-20 мкм, для текстурного компонента {011}<211> размер зерна <5мкм. На этой стадии не происходит существенных изменений интенсивности основных компонентов текстуры.

7. На третьей стадии (РЗ) происходит рост зерен (100) и (111), размер которых достигает 30-70 мкм, за счет поглощения ими текстурного компонента {011}<211>, размер зерен которого минимален на всех стадиях рекристаллизации.

8. После поперечной прокатки рекристаллизация начинается при температуре 500°С, при этом за 30 мин. отжига в образцах, деформированных на 8%, наблюдали стадию Р1, на 30% - стадию Р2, на 50 и 70% - стадию РЗ. В случае прямой прокатки рекристаллизация начинается только при 525°, при этом стадия Р1 соответствует обжатию 8%, стадия Р2 — обжатиям 30-50%, а стадия РЗ — обжатию 70%.

9. Ориентационная зависимость зарождения и роста зерен при рекристаллизации обусловлена различием величины эффективной деформации и соответственно количества выделений AI3SC фазы для зерен разных ориентировок. Величина эффективной деформации увеличивается в ряду ориентировок: (100) -» (111) -» (311) -* (110). Указанная последовательность соответствует изменению ориентации оси сжатия в терминах известного механизма текстурообразования при прокатке ГЦК металлов.

10. Более высокая фракция упрочняющей фазы в «текстурных» ориентировках повышает их вклад в прочностные свойства по сравнению с «не текстурными» ориентировками и тем самым увеличивает анизотропию свойств.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Масюков, Сергей Александрович, 2004 год

1. Г. Вассерман, И. Гревен Текстуры металлических материалов, М, Металлургия,1969, 654 с.

2. Н. Inagaki, S.Kahara// Z.Metallkunde, 1997, 88, pp. 570-575

3. M.Koizumi, S.Kahara, H. Inagaki// Z.Metallkunde, 1997, 88, pp. 576-582

4. D.EJensen, N.Hansen. F.J.Humphreys "Texture development during recrystallization of aluminium containing large particles", Acta Met. 1985, v.33, p.2155-2162)

5. M.Koizumi, H. Okudaira, H. Inagaki "Development of annealing textures in Al-Mg alloys", Z.Metallkd.,v.89,1998, p.424-432.

6. T.Kamijo, K. Sekine. On the mechanism of texture transition in FCC metals. Met.Trans.1970, V.l, may, pp. 1287-1292.

7. W.Truszkowski, J.Krol, B.Major. Inhomogeneity of rolling texture in fee metals. Metallurgical Transactions A, volume 11 A, May 1980, pp.749-758.

8. I.L. Dillamore и W.T.Roberts (J.Inst.Met. 1963/64, v.92, pp.193-199)

9. H.O. Asbeck, H. Mecking (Mater. Sci.Eng., 1978, v.34, pp.111-119)

10. А.И. Целиков, А.И. Гришаев «Теория прокатки» , М. Металлургия, 1970,340 с.

11. H.Inoue, Т. Takasugi Analysis of average orientation distribution in sheet materials with through-thickness texture gradient. Z.Metallkd. 92,2001, pp. 82-88.

12. F.J.Humphreys "The nucleation of recrystallization at second phase particles in deformed aluminium", Acta Met., v.25, 1977, p. 1323-1344

13. M.Liang, Z.Xiulin "Effect Ce and impurities on persantage elongation and recrystallization in Al-Li alloys", Journal of Rare Earths, 1998, v.16, p. 121-127.

14. Y.Huang, F.J.Humphreys «Measurements of grain boundary mobility during recrystallization of a single-phase aluminium alloy». Acta mater. 1999, Vol.47, No.7. pp.2259-2268

15. J.C.Huang, I.C.Hsiao, T.D.Wang, B.Y. Lou. EBSD study on grain boundary characteristics in fine-grained A1 alloys. Scripta mater. 2000,43, pp.213-220.

16. Engler 0.,Vatne H.E. Modeling recrystallization textures of aluminum allous after hot deformation. / // J.O.M.: J. Miner, Metals and Mater. Soc.-1998-50 №6- c.23-27.

17. Yang Ping Continuous recrystallization in pure Al-1.3% Mn investigated by local orientation analysis./ // Trans. Nonferrous Metals Soc. China-1999-9, №3-c. 452-456.

18. Wan Julin, San Xinjun, Gu Jialin, Chen Nanping// Jishu Xuebao=Acta met. sin.-1999-35,№10-c. 1031-1035.

19. Hiao Yude, Huang Longjian, Li Wenxian, Li Songrui, Ha ZhengqingZ/Cailiao Kexue yu gongyi Характеристика рекристаллизации и отжига алюминиевого сплава системы Al-Mn-Mg-Fe-Ni-Sc(Ir). = Mater. Sci. and Techol-1999-7^1- c.51-55.

20. Xu Xiao-chang, Tan Xiao-qiong, Tan Yu-hua Cailiao KKexuo yu gong yi Изменение морфологии границ зерен и влияние рекристаллизации на сверхпластическую деформацию. = Mater. Sci. and Technol- 19997,№4-с.74-77.

21. Huang Y. Humphreys FJ.Measurements of grain boundary mobility during recrystallization of a single-phase aluminium alloy/ // Acta Mater.-1999-47№7-c. 22592268.

22. Koizumi Makoto, Kohata Shirou, Ynagaki Hirosuke Kinetics recrystallization in Al-Mg alloys / // Z. Metallk.-2000-91№6-c.460-467-AHni.; рез. нем.

23. Humphreys F.J. A new analysis of recovery, recrystallization, and grain growth. Mater. Sci. and Technol. 1999-15№l-c.37-44.

24. Davies C.H.J., Hong L. The cellular automation simulation of static recrystallization in cold-rolled AA105. Scr. Mater. 1999.40,№10,c. 1145-1150,

25. Barnett M.R., Kelly G.L., Hodgson P.D. Predicting the critical strain for dynamic recrystalliration using the kinetics of static recrystallization. Scr Mater. 2000 43, №4 c.365-369,

26. Tagami Minoru, Kashihara Keiro, Okada Tacsuya, Inoko Fukuji. Effect of cross slips on deformation micro structure and recrystallization in <111> and <001> A1 single crystals. Mater. Trans. 2001 42, № 9, c. 2013-2020,

27. Yanagata Hiroshi, Ohuchida Yoshitaka, Saito Naobumi, Otsuka Masahisa. Effect of temperature on the continius dynamic recrystallization of 99.99 mass % aluminum. Mater.Trans.2001.42,№11, c.2440-2445.

28. Okada Tatsuya, Ikeda Leona, Huang Xiaoxu, Wert Jonn A., Kashihara Keizo, Inoko Fukuji. Electron backscatter diffraction analysis of recrystallization grains formed in deformation band in aluminium single crystal. Mater .Trans.2001.42,№9, с.1938-1944.

29. Kashyap K.T. Effect of zirconium addition on the recrystallization behaniour of a commercial Al-Cu-Mg alloy. Bull. Mater.2001.24,№6 c.643-648.

30. B.Ren, W.A.Cassada, K.D.Wade. Development of deformation and recrystallization orientations during hot rolling of Al-4.5Mg alloy. Materials Science Forum Vols. 331337 (2000) dd.769-774.

31. Фридляндер И.Н., Чуистов K.B., Березина A.JI., Колобнев Н.И. «Алюминийлитиевые сплавы. Структура и свойства.» Киев, Наукова думка, 1992, 192 с.

32. Л.Л.Рохлин, Т.В.Добаткина. Особенности многокомпонентных диаграммсостояния алюминиево-литивых сплавов.

33. H.-J.Gudladt, J.Lendvai, J.Schneider Acta metall. V.37, No.12, 1989, "Precipitation strengthening and its influence on the mechanical behaviour of cyclically deformed Al-Li alloys"

34. F .J.Humphreys, P.N.Kalu,. "Dislocation-particle ineteractions during high temperature deformation of two-phase aluminium alloys" Acta metall. V.12, No.12, pp.2815-2829

35. Chung-Hyung Joh, K.Yamada, Y.Miura. The effect of Sc on the formation and growth of PFZ in Al-Li alloys. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.1037-1042.

36. K.B.Hyde, A.F.Norman, P.B.Prangnell. The growth morphology and nucleation mehanism of primary L'12 AI3SC particles in Al- Sc alloys. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.1013-1018.

37. B.Lenczowski, T.Hack, D.Wieser, G.Tempus, G.Fischer, J.Becker, K.Folkers, R.Braun, G.Lutjering. AlMgSc alloys for transportation technology.Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.957-964.

38. Tsai A.P., Niikura A., Yamamoto A., Inoue A., Masumoto T. Formation and structure of icosahedral phase in Al-Mg-Li alloys//Sci. Repts Res. Inst. Tohoku Univ.A. 1996, 42, No.l, pp.191-197.

39. Давыдов В.Г., Бер Л.Б., Самарина M.B., Барабаненков Ю.А., Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б. Возможность улучшения технологической пластичности при холодной деформации отожженных алюминиевых сплавов, содержащих литий. Технлегких сплавов, 1996, №5,26-32.

40. Жегина И.П., Колобнев Н.И. Способность к торможению разрушения сплавов А1 с литием в зависимости от структурных и технологических факторов. Техн.легких сплавов. 1999, №5, с. 11-16.

41. M.Trinca, A.Avalino, Н. Garmestani, J.Foyos, E.W.Lee, O.S.Es-Said. Effect of orientation on the mechanical properties and crystallographic texture of 2195 Aluminum-Lithium alloy. Materials Science Forum Vols 331-337 (2000) pp.849-854.

42. T.Wirtz, G.Lutjering, A.Gysler, B.Lenczowski, R.Rauh. Fatigue properties of the aluminium alloys 6013 and Al-Mg-Sc. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.1489-1494.

43. T.Zhai, A.J.Wilkinson, J.W.Martin. The effects of micro-texture and P' particle distribution on short fatigue crack growth in an Al-Li 8090 alloy. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.1549-1554.

44. Филатов Ю.А. Промышленные сплавы на основе системы Al-Mg-Sc. Техн.легких сплавов, 1996, с.30-35.

45. Елагин В.И., Орозов А.И., Щеглова Н.М., Тарасов В.А. Исследование влияния режимов НТМО на свойства листов из сплавов 1451, 1430, 1441. Техн.легких сплавов, 1996, №5, с.40-43.

46. NJ.Petch, R.W.Armstrong "The tensile test"Acta Metall. Mater. V.38, No. 12, pp. 26952700,1990.

47. K.Sato, T.Sakamoto, Y.Sawa, AA8090 Al-Li alloy. Materials Science Forum Vols. 331-337(2000) pp.817-822.

48. W.Fan, M.C.Chaturvedi. Microtextural evolution during superplastic deformation in AA8090 Al-Li alloy. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.817-822.

49. Фридляндер И.И., .Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б., Федоренко Т.П., Латушкина Л.В. Эффект рекристаллизации в сплавах системы Al-Mg-Li-Cu. Техн.легких сплавов, 1996, №5, с.32-34.

50. Фридляндер И.Н., Шамрай В.Ф., Бабарэко А.А., Сепоков О.А. Характер изломов и текстура в полуфабрикатах из алюминиево-литиевых сплавов. Технология легких сплавов, №5, с.5-9

51. Фридляндер И.Н., Шамрай В.Ф., Бабарэко А.А., Сепоков О.А., Эгиз И.В., Ручьева Н.В. Влияние термической обработки на текстуру и структуру фаз сплава 1420 в прессованном тонком профиле и его механические свойства. Металлы. 1996, №3, 125-130.

52. Фридляндер И.Н., Шамрай В.Ф., Бабарэко А.А., Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б., Эгиз И.В. Текстура листа из сплава 1430 системы Al-Li-Mg-Cu и анизотропия его предела текучести. Металлы. 1999, №2, с. 79-84.

53. Фридляндер И.Н., Бабарэко А.А., Сандлер B.C., Шамрай В.Ф. Текстурные превращения в листах из алюминий-литиевого сплава при деформации и нагреве. Перспективные материалы. 2000, №4, с. 19-24.

54. K.K.Cho, Y.H.Chung, C.W.Lee, S.I.Kwun, M.C.Shin. Effects of grain shape and texture on the yield strength anisotropy of Al-Li alloy sheet. Scripta Materialia, Vol. 40, No. 6, pp.651-657,1999.

55. H.Y. Hunsicker. Dimensional changes in heat treating aluminium alloys. Met. Trans. A., 1980, v. 11 A,May, pp.759-773.

56. D.H.Bae, A.K.Ghosh "Grain size and temperature dependence of superplastic deformation in an Al-Mg alloy under isostructural condition. Acta mater, 48 (2000) 1207-1224

57. Захаров B.B., Ростова Т.Д. Роль полос сдвига в листах из алюминиево-литиевых сплавов. Технология легких сплавов, 1996, №5, 35-39.

58. Захаров В.В., Ростова Т.Д. Полосы сдвига в алюминиевых сплавах. МИТОМ, 1996, №4, 18-21.

59. L. Dillamore, J.G.Roberts, А.С. Bush Occurrence of shear bands in heavily rolled cubic metals. Metals Science, 1979, No.2, pp. 73-77.

60. W.B.Lee, X.Y. Wen Evolution of orientation hardening in the cold rolling of an AA3003 aluminium alloy sheet. Key Eng. Mater., V.145-149, 1998, pp. 1161-1166S.Kobayashi,

61. T.Yoshimura, S.Tsurekawa, T.Watanabe. Effect of grain microstructure on superplastic deformation of Al-Li-Cu-Mg-Zr alloy. Materials Science Forum Vols. 304-306 (1999) pp.591-596.

62. Сорокина C.A., Скуднов B.A. Влияние режимов термообработки на релаксацию напряжений сплава 1420. ТЛС, 1998, №1, с. 23-28.

63. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А., Эгиз И.В., Куртасов С.А., Бецофен С.Я., Новиков В.Ю. Теория образования текстур в металлах и сплавах. М. Наука, 1979. 343 с.

64. Бородкина М.М., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов//М.Металлургия. 1981г., 272с.

65. HJ.Bunge Mathematishe Methoden der Texturanalyse.-Berlin: Acad.-Verl., 1969,325s.

66. Агеев H.B., Бабарэко А.А., Бецофен С.Я. Описание текстуры методом обратных полюсных фигур//Изв.АН ССР, Металлы, 1974,N1, 94-103.

67. Бородкина М.М., Куртасов С.Ф. Изучение текстуры методом обратных полюсных фигур. Обзор.// Завлаб. 1979,45, N9,830-835.

68. Куртасов С.Ф. Методика определения трехмерных текстурных функций// Завлаб. 1981,47, N2,45-47.

69. Колачев Б.А., Бецофен С.Я., Бунин JI.A., Володин В.А. Физико-механические свойства легких конструкционных сплавов. М.: Металлургия, 1995,442 с.

70. Брюханов А.А., Гохман А.Р. Вероятностный метод количественных исследований текстуры// Завлаб. 1983,49, N11, 56-58.

71. Брюханов А.А., Гохман А.Р. Функция распределения ориентаций текстурированных листов гексагонального а-титана// Изв.АН СССР, Металлы, 1985, N5, 145-148.

72. Савелова Т.И. Функции распределения зерен по ориентациям поликристаллов и их гауссовские приближения// Завлаб. 1984,50, N4,48-52.

73. Николаев Д.И., Савелова Т.И. Аналитическое описание текстуры с помощью гауссовских распределений// Изв.АН СССР, Металлы, 1989, N6,165-169.

74. Днепренко В.Н., Дивинский С.В. Моделирование трехмерных функций распределения ориентаций в текстурированных материалах// Металлофизика, 1989, т.И, N4, 11-17.

75. Сатдарова Ф.Ф., Козлов Д.А., Блехман Б.Н. О методах количественных измерений текстуры//Зав.лаб. 1983,49, N3, 68-72.

76. Гнесин Б.А., Яшников В.П. Моделирование влияния расходимости первичного пучка в трехмерном анализе// Завлаб. 1989, 55, N2, 48-53.

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

78. Адамеску Р.А., Гельд П.В., Митюшов Е.А. Анизотропия физических свойств металлов.-М.: Металлургия,1985, 138с.

79. Вишняков Я.Д.,-Славов В.И. Изв.вузов. Черн.мет.1973,Ы 9, 131-135.

80. Серебряный В.Н. К методике построения обратных полюсных фигур// Заводская лаборатория, 1986, т.52, N5,40-42.

81. Bunge H.J. Z.Metallk., 1965,56, N12, 872-874

82. Roe P.J. J.Appl.Phys., 1965,37, N 5, 2069-2072.

83. Кальнер В.Д. и др. Применение методов рентгеноструктурного анализа для контроля качества материалов в процессе производства. (Обзор). Зав. лаб. 1985, N 8 с.41-45.

84. Рябошапка К.П., "Возможности рентгеноструктурного анализа дислокационнных структур деформированных кристаллов". Зав. лаб. 1981, N 5, с.26-33.

85. Михайлов Н.Ф. и др. "Методика изучения структурного совер шенства монокристаллов путем анализа уширения рентген-дифракционных кривых". Зав.лаб. 1980, N 1, с.27-31.

86. Рыбин В.В., Титовец Ю.Ф. "Применение метода параллельного рентгеновского пучка для исследования упругих и пластических искажений в монокристаллах и отдельных зернах крупнозернистых поликристаллов". (Обзор). Завлаб. 1992, N 1, с.46-54.

87. Титовец Ю.Ф. и др. "Безматричный метод полной кристаллографической аттестации возможного разворота зерен и субзерен". Завлаб. 1986, N 6, с.40-43.

88. P. Gay, Р.В. Hirsch, A. Kelly. The estimation of dislocation densities in metals from X-Ray data. Acta Metallurgica, 1953, v.l, May, pp. 315-319.

89. M.J. Hordon, B.L. Averbach. X-Ray measurements of dislocation density in deformed copper and aluminium single crystals. Acta Metallurgica, 1961, v.9, March, pp. 237-246.

90. M. J. Hordon, B.L. Averbach. Precision density measurements on deformed copper and aluminium single crystals. Acta Metallurgica, 1961, v.9, March, pp. 247-249.

91. T. Goto. Material strength evaluation and damage detection by X-Ray diffraction/ Advances in X-Ray Analysis. 1992, V.35, pp.489-501.

92. T. Goto. Study on residual creep life estimation using non-destructive material properties tests. Proc. Of Second Intern. Conf. on Creep and Fracture of Engineering Materials and Structures., 1984, pp. 1135-1146.

93. Ильин A.A., Бецофен С.Я., Мамонов A.M., Блохин М.А.//Исследование влияния ориентировки зерен на рекристаллизацию титана и интерметаллида TiAl методом кривых качания. Металлы. №3, 2002, с.85-90.

94. Biermann Н., Spangel S., Mughrabi Н. Local Lattice Parameter Changes in Monocrystalline Turbine Blades Subjected to Service-like Conditions // Z. Metallkd., 1996, V.87.N5.P. 403-410.

95. Kuhn H.-A., Bierman H., Ungar Т., Mughrabi H. An X-ray study of creep-deformation induced cganges of the lattice mismatch in the y' — hardenedmonocrystalline nickel-base superalloy SRR 99// Acta metal, mater. 1991. V.39. No. 11. P. 2783-2794.

96. Polat S, Dvorack M.A., Chen H. An in situ x-ray diffraction study of precipitation from a supersaturated solid solution: the у ' precipitate in a Ni-12,5%Si alloy// Acta Met. v.35,N12, pp.2175-2183.

97. Taylor A. An introduction to X-ray metallography// Chapman & Hall Ltd, London, 1945, p.400.

98. W.C. Liu, J.G. Morris. Kinetics of the formation of the (3-fiber rolling texture in continuous cast AA 5xxx series aluminum alloys. Scripta Matreialia, 2002, v.47, pp.743748.

99. Yancy W.Riddle, T.H.Sanders, Jr. Contribution of AI3SC to recrystallization resistance in wrought Al-Sc alloys. Materials Science Forum Vols.331-337 (2000) pp.939-944.

100. Давыдов В.Г., Бер Л.Б. Международная конференция "А1 сплавы, их физические и механические свойства (1САА-6)"(обзор) // Технология легких сплавов. 1999. №4. С. 50-57.

101. Давыдов В.Г. Современное состояние и некоторые актуальные проблемы исследования А1 сплавов // Технология легких сплавов. 1999. №1-2. С.18-29.

102. Reynolds А.Р., Royster D.M. Retained mechanical properties of a new Al-Li-Cu-Mg-Ag alloy as a function of thermal exposure time and temperature, Scripta Metallrgica et Materialia, 1994,Vol.30, No.l 1, pp.l485-i490.

103. Давыдов В.Г. Металловедческие и технологические исследования Al-Li сплавов на современном этапе (обзор) // Технология легких сплавов. 1996. №4. С.15-25.

104. Davydov V.G., Ber L.B., Ananiev V.N., Orozov A.I., Samarina M.V. The heat treatment effect on thermal stability of Al-Li alloys at low temperatures // Aluminium Alloys (proceedings of ICAA-6). 1998. V.2. P. 985 990.

105. Сетюков О. А., Ручьева О. А. и др. Влияние технологических и эксплуатационных нагревов на структуру, механические и коррозионные свойства профилей из сплава 1420 // Технология легких сплавов. 1994. №3-4. С.13-17.

106. Елагин В.И. Проблемы развития Al-Zn-Mg сплавов // Технология легких сплавов. 1999. №3, С.7-13.

107. Жегина И.П., Колобнев Н.И. Способность к торможению разрушения сплавов А1 с литием в зависимости от структурных и технологических факторов // Технология легких сплавов. 1999. №5. С. 11 16.

108. Chai Z.G., Meng C.F. Small-angle X-ray scattering study of the interfacial characteristics between 6' phase and matrix in Al-2.70 mass% Li alloy // J. Appl.Cryst. 1998. V.31.P. 7-9.

109. Захаров B.B., Ростова Т.Д. О влиянии дисперсных частиц AbLi и AbSc, перерезаемых дислокациями, на свойства алюминиевых сплавов // Известия вузов. Цветная металлургия. 2001. №4. С. 37 43.

110. W.B. Pearson. A Handbook of lattice spacings and structures of metals and alloys. Pergamon Press. 1958. 1044 c.

111. Huang J.C., Ardell A.J. Addition rules and the contribution of 6' precipitates to strengthening of aged Al-Li alloys // Actametall. 1989. V.36, № 11. P. 2995 3006.

112. Lee D.C., Park I.K. Effect of the addition of Ag on the strengthening of A^Li phase in Al-Li single crystals // Acta Mater. 1999. V. 46, № 12, P. 4181 4187.

113. George E.P., Pope D.P., Fu C.L., Schneibel J.H. Deformation and fracture of Lb trialuminides // ISU International. 1991. V.31, №.10. P. 1066 1075.

114. J.I.Perez-Landazabal, M.L.No, G.Madariaga, V.Recarte, J.San Juan. Quantitative analysis of 6' precipitation kinetics in Al-Li alloys // Acta mater. 2000. V. 48 P. 1283 -1296