Разработка и особенности применения методов количественного рентгеновского анализа структурного состояния полуфабрикатов из Ti, Al и Mg сплавов

Разработка и особенности применения методов количественного рентгеновского анализа структурного состояния полуфабрикатов из Ti, Al и Mg сплавов

Автор: Ашмарин, Артем Александрович

Шифр специальности: 05.16.01

Научная степень: Кандидатская

Год защиты: 2009

Место защиты: Москва

Количество страниц: 176 с. ил.

Артикул: 4637997

Автор: Ашмарин, Артем Александрович

Стоимость: 250 руб.

Разработка и особенности применения методов количественного рентгеновского анализа структурного состояния полуфабрикатов из Ti, Al и Mg сплавов  Разработка и особенности применения методов количественного рентгеновского анализа структурного состояния полуфабрикатов из Ti, Al и Mg сплавов 

СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ .
ГЛАВА 1 Состояние вопроса
1.1 Практическое применение рентгеновских методов в промышленности.
1.2. Остаточные напряжения и методы их
измерения.
1.3. Разработка количественных методов анализа
фазовою состава.
1.4. Текстура и анизотропия свойств титановых и
магниевых сплавов.
1.5. Заключение по литературному обзору
ГЛАВА 2 Материалы и методы исследования.
2.1. Материалы исследования.
2.2. Методы исследования
ГЛАВА 3. Совершенствование рентгеновских методик измерения
остаточных макронапряжений
3.1. Вычисление упругих констант 1уЕ или уЕ для металлов с кубической и гексагональной решетками
3.2.Измерение остаточных напряжений в поверхностных слоях конструкционных материалов с градиентной структурой
3.3. Разработка и применение методики коррекгировки
результатов рентгенографического измерения
осгаточных макронапряжений по сечению листовых
полуфабрикатов из сплавов Д, и .
ГЛАВА 4. Разработка и применение метода количественного
фазового анализа для исследования и контроля структурнофазового состояния двухфазных титановых сплавов
4.1. Количественный фазовый анализ на основании
измерения параметров решетки а и твердого раствора
П сплавов.
4.2. Исследование фазового состава и текстуры в штамповках
из сплава V
4.3. Исследование влияния степени деформации на фазовый состав и структуру поковок из сплава V. 1
4.4. Исследование текстуры поковок из сплава ВТ6 показавшие различные характеристики УЗК.
ГЛАВА 5. Количественные методы описания текстуры и
анизотропии свойств сплавов на основе титана и магния.
5.1 Вычисление коэффициентов Кернса для текстурироваиных металлов и сплавов с ГП решеткой
5.2. Текстура и коэффициенты Кернса для труб из
сплавов 9 и ВТ6
5.3. Текстура и коэффициенты Кернса для листов из
сплава ВТ6
5.4. Вычисление коэффициентов Кернса для текстурироваиных прутков из магниевых сплавов
5.5. Корреляция анизотропии механических свойств титановых и магниевых сплавов с коэффициентами
Кернса и факторами Тейлора
ОСНОВ 1ЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ


С учетом этого наиболее предпочтительными являются такие рентгеновские методы, как текстурный метод, метод ширины, метод определения остаточных макронапряжений и метод со -сканирования (метод качания). Текстурный метод эффективен для материала с выраженной исходной текстурой или для материала, который деформируется двойникованием (например сплавы с ГПУ решеткой), которое сопровождается значительными изменениями ориентации зерен при малых деформациях. Метод ширины дифракционной линии может использоваться для материала с неискаженной в исходном состоянии решеткой для температур нагружения ниже температуры релаксации искажений решетки. Метод измерения остаточных макронапряжений применяется к материалам, имеющих макронеоднородное напряженное состояние, например тонкие покрытия, сварные соединения и композиты. Метол со -сканирования может быть использован для монокристаллов, а также поликристаллов с большим исходным зерном или с малыми углами разориентировки субзерен. При изучении установившейся ползучести в сплаве (Fe,Ni)Al [] показано, что в богатой Ni фазе и в Ni AI формируется хорошо развитая субзеренная структура с размером субзерен « мкм, р«8 см’2 и показателем степени в уравнении Dom, п = 4-4,5. В богатой Fe фазе и в FeAl не образуется субзеренная структура, при этом плотность дислокаций составляет р« см'2 и п=3,0-3,6. А (DGb/ kT)(cy/G)n (1. А - безразмерный коэффициент, D - эфективный коэффициент диффузии ; G -модуль сдвига; b - вектор Бюргерса; к - постоянная Больцмана; Т - температура; а - приложенное напряжение и коэфициент п = 3 - 5. Дислокационная ползучесть происходит при t >0,6 Ты, и ? Ю'к-Ю'6 сск’1. Если дислокационная ползучесть определяется переползанием дислокаций, то формируется субзеренная структура и п = 4-5. Если скорость ползучести контролируется скользящими дислокациями, то образуются дислокационные узлы , субзеренная структура не развивается, при этом п ~3. Проведенные электронпомикроскопичсские исследования показали, что наряду с действием механизма переползания дислокаций наблюдается и их скольжение. Однако, наблюдаемое методами электронной микроскопии, рентгенофафии и металлофафии, формирование развитой субзсренной структуры свидетельствует о том, что переползание дислокаций является основным механизмом, контролирующим деформацию ползучести. Таким образом, деформация контролируется переползанием дислокаций, что приводит к формированию развитой субзерепной структуры. Механизм сс формирования может быть представлен в следующем виде. В Ni сплавах из-за наличия дисперсных частиц практически все дислокации заторможепы. Осутствие подвижных дислокаций является основной причиной механической прочности этих сплавов. В то же время процесс переползания дислокаций, свойственный третей стадии кривой деформационного упрочнения при кратковременных испытаниях, характеризует состояние предразрушения материала. В [] указано, что начало движения дислокаций, особенно когда преобладает переползание , является началом деградации сплава. В [] рассмотрены механизмы образования трещины при обрыве субграницы внутри кристалла. Обрыв субграницы внутри кристалла, который может произойти в результате пересечения ее с линией скольжения или в результате закрепления одной части субграницы частицами дисперсной фазы. Сильная разориентировка субзерен. Ь> Ьо = ь/0 с1/0 (1. Ь - размер субзерна ; Ь - вектор Бюргсрса;0 - угол ра зориентирвки соседних субзсрен. Подставив в это уравнение величину вектора Бюргерса для N4 сплавов - 1/2 <0> = 2,5 Л, получим для углов 0 = 6-7°, Ь>- мкм. Полученные критические параметры субструктуры близки к наблюдаемым нами в сплаве ЭИ8. Помимо процесса переползания, фрагментации субструктуры в N1 дисперсионно упрочненных сплавах разрушение может контролироваться другими механизмами, обусловленными взаимодействием скользящих дислокаций с неперерезаемыми частицами у'-фазы. Дислокации, движущиеся в плоскости скольжения, содержащей выделившиеся частицы, могут перерезать частицы, обойти их, выгибаясь и оставляя вокруг каждой частицы дислокационную петлю. Чтобы перерезать частицу необходимо приложить энергию, достаточную для разрыва связей внутри частицы, увеличив площадь ее поверхности.

Рекомендуемые диссертации данного раздела

28.06.2016

+ 100 бесплатных диссертаций

Дорогие друзья, в раздел "Бесплатные диссертации" добавлено 100 новых диссертаций. Желаем новых научных ...

15.02.2015

Добавлено 41611 диссертаций РГБ

В каталог сайта http://new-disser.ru добавлено новые диссертации РГБ 2013-2014 года. Желаем новых научных ...


Все новости

Время генерации: 0.276, запросов: 232