Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Механизмы ползучести анизтропных текстурованных изделий из сплавов на основе циркония (краткий обзор)
1.1 Общие представления о пластической деформации моно- и поликристаллов
1.2 Механизмы пластической деформации
1.2.1 Скольжение дислокаций 13
1.2.2 Двойникование в а-цирконии
1.3 Механизмы внутриреакторной ползучести 19
1.4 Влияние различных факторов на скорость термической ползучести
1.4.1 Влияние приложенного напряжения и температуры 23
1.4.2 Влияние размера зерна, химического и фазового состава 24
1.4.3 Влияние степени холодной деформации и предварительного температуры отжига
1.4.4Влияние кристаллографической текстуры 30
Выводы по главе 1 41
Глава 2 Методы исследования структуры и текстуры труб и листов из сплавов на основе циркония
2.1 Подготовка образцов 42
2.2 Анализ кристаллографической текстуры с помощью ППФ 43
2.3 Построение ППФ 46
2.4 Метод вычисления интегральных текстурных параметров Керн- 47 са по прямым полюсным фигурам (0001)
2.5 Построение обратных ПФ по дифракционному спектру 48
2.6 Анализ формы и положения рентгеновской линии 53
2.7 Расчет плотности дислокаций 55
2.8 Съемка и построение обобщенных ППФ параметров рентгеновской линии
Выводы по главе 2 57
Глава 3 Закономерности изменения текстуры при пластической деформации и рекристаллизации монокристаллов a-Zr
3.1 Описание исследованных образцов 58
3.2 Текстурообразование при прокатке монокристаллов циркония 60
3.2.1 Двойникование как основной механизм деформации монокристаллов циркония
3.2.2 Изменения текстуры при сколъжении 71
3.3 Анализ механизмов рекристаллизации прокатанных монокристаллов и поликристаллов циркония и сплава Zr-l%Nb
3.3.1 Рекристаллизация прокатанного монокристалла 72
3.3.2 Рекристаллизация прокатанных поликристаллов 74
3.3.3 Влияние двойникования на изменение текстуры при последующей рекристаллизации
3.3.4 Влияние неоднородности распределения деформационного 83
наклепа в зернах разных ориентации на процесс рекристаллизации
3.3.5 О повороте деформированной матрицы в результате рекристаллизации на угол 30 вокруг базисной нормали
Выводы по главе 3 87
Глава 4 Изучение закономерностей ползучести оболочечных труб
4.1 Описание образцов оболочечных труб из сплава, испытайных под внутренним давлением
4.2 Особенности подготовки образцов для рентгеновских исследований оболочечных труб малого диаметра
4.3 Анализ структуры и текстуры испытанных образцов 96
4.4 Изменение анизотропии оболочечных труб в результате их деформации
Выводы по главе 4 116
Глава 5 Влияние технологических параметров на варьирование текстуры оболочечных труб
5.1. Исследованные образцы 118
5.2. Анализ кристаллографической текстуры выдавленных труб из сплаваЭ110
5.3. Изменение кристаллографической текстуры при варьировании технологических параметров холодной прокатки и термообработки
5.3.1 Влияние напряженного состояния при прокатке труб на особенности их кристаллографической текстуры
5.3.2 Влияние отжига на изменение текстуры трубных заготовок
Выводы по главе 5 153
Общие выводы 156
Список использованых источников 158
- Влияние различных факторов на скорость термической ползучести
- Метод вычисления интегральных текстурных параметров Керн- 47 са по прямым полюсным фигурам (0001)
- Анализ механизмов рекристаллизации прокатанных монокристаллов и поликристаллов циркония и сплава Zr-l%Nb
- Изменение анизотропии оболочечных труб в результате их деформации
Влияние различных факторов на скорость термической ползучести
Ползучесть - это деформация материала под воздействием постоянного напряжения, возникающая, как правило, при повышенных температурах. Внутриреакторная ползучесть включает в себя две компоненты [10]: 1) термическая ползучесть, вклад которой для циркония начинается при температурах выше 300-350С и зависит от микроструктурных изменений под облучением. Термическая ползучесть, протекающая в реакторных условиях, отличается от термической ползучести необлученного материала. 2) радиационная ползучесть, которая слабо зависит от температуры, но дает существенный вклад в диапазоне температур современных реакторов.
Для материалов в нейтронной среде ядерного реактора деформация происходит за счет движения дислокаций и радиационно-индуцированных дефектов под воздействием напряжений. Облучение нейтронами производит большое количество точечных дефектов - вакансий и собственных межузель-ных атомов, - которые перемещаются по кристаллической решетке и собираются на различных поглотителях. Из-за анизотропии решетки циркония движение дислокаций и собственных межузельных атомов происходит предпочтительно параллельно базисной плоскости в а направлений решетки. Дислокации являются стоками для вакансий и собственных межузельных атомов, но краевая дислокация притягивает межузельные атомы сильнее, чем вакансии. Дислокации, созданные деформацией и облучением, лежат в базисной и призматической плоскостях. Из-за диффузионной анизотропии межузельных атомов они имеют тенденцию поглощаться дислокацией, лежащей в призматической плоскости. Диффузия вакансий изотропна, и они имеют тенденцию поглощаться преимущественно на дислокациях, лежащих в базисных плоскостях. Кроме того, собственные межузельные атомы, как правило, поглощаются на границах зерен, ориентированных параллельно призматической плоскости, а вакансии на границах, параллельных базисной плоскости. Поглощение либо вакансии, либо собственных межузельных атомов границами зерен является причиной пластической деформации.
Два наиболее известных механизма ползучести [10]: 1) механизм преимущественной абсорбции (SIPА), предполагающий движение вакансий и межузельных атомов на дислокации в зависимости от ориентации векторов Бюргерса в отношении приложенных напряжение сдвига. Скорость диффузионной ползучести [10] где П - атомарный объем, Dv - объемный коэффициент диффузии, к - константа Больцмана, d - диаметр зерна, Т - абсолютная температура и о - при ложенное напряжение. Диффузионная ползучесть активируется, когда приложенное напряжение мало для активации движения дислокаций. 2) механизм переползания и скольжения, благодаря которому образованные деформацией дислокации перемещаются в обход препятствий для их движения - радиационно-индуцированных точечных дефектов. Дислокация может "переползать" барьер и под влиянием приложенного напряжения скользить к следующему барьеру, тем самым создавая в материале напряжения и образуя в конечном итоге ступеньку на поверхности.
Преобладающий механизм ползучести циркониевых сплавов определяется различными комбинациями приложенного напряжения и температуры, параметрами материала, например, предпочтительной ориентацией, степенью холодной деформации, составом и др. 1.4.1 Влияние приложенного напряжения и температуры В - константа материала, п - константа. Значение п определяется из данных, рассчитанных в широком диапазоне приложенных напряжений при постоянной температуре. На рисунке 1.10 показана зависимость скорости ползучести от приложенного напряжения для оболочечной трубы Zr-2,5Nb при различных температурах. Согласно графику, при температуре 350С величина показателя п возрастает от 2 при низких напряжениях до 5,3 при высоких. При скоростях деформации, меньших 5 10" ч" , для всех циркониевых сплавов показатель п меньше 5.
Таким образом, с увеличением приложенного напряжения скорость ползучести циркониевых сплавов возрастает. где В - константа материала, R - универсальная газовая постоянная, Т - абсолютная температура и Q- энергия активации ползучести, которая определяется в широком интервале температур и при постоянном приложенном напряжении. Известно, что термическая ползучесть включает в себя термически активируемые процессы, значение Q показывает, какой механизм действует в данном материале. Энергия активации ползучести отожженного и на 20% холоднодеформированного Циркалоя-2 в интервале температур 285-500С приблизительно равна энергии активации самодиффузии и зависит от напряжения и температуры, при которых действует механизм переползания дислокаций. Величина активации самодиффузии Q в a-Zr 80,71 ккал/моль при 950С. Но следует отметить, что энергия активации диффузии кислорода и железа в цирконии меньше, чем самодиффузии, 30 и 16 ккал/моль соот ветственно при 700С. Следовательно, первоначально протекает механизм преимущественной абсорбции.
Дислокации, петли дислокаций и границы зерен являются поглотителями радиационно-индуцированных дефектов. Важную роль имеет и форма зерна, особенно для холоднодеформированных труб под давлением, где диаметр зерна может быть очень маленьким (например, 0,3 мкм). Эксперименты на термическую ползучесть холоднотянутых труб Zr-2,5Nb показывают, что с увеличением размера зерна выше 0,5 мкм скорость ползучести возрастает, а ниже 0,5 мкм, согласно рисунку 1.12 - падает. Таким образом, следует ожидать самую низкую скорость ползучести при размере зерна 0,5 мкм. Для сплавов циркалой-2 и циркалой-4 минимальная скорость ползучести наблюдается при размере зерна 7 мкм. В реакторах BWR и PWR размер зерна сплавов циркалой находится в диапазоне 2-10 мкм.
Метод вычисления интегральных текстурных параметров Керн- 47 са по прямым полюсным фигурам (0001)
Использование монокристаллов в экспериментах по анализу механизмов пластической деформации при прокатке и их последующей рекристаллизации позволяет наглядно продемонстрировать активизацию преимущественных механизмов текстурообразования в поликристаллическом цирконии и его сплавах при основных технологических процессах. Отсутствие монокристаллов циркония, сопряженное с существенными трудностями их выращивания, вынуждало экспериментаторов изучать механизмы пластической деформации на крупнозернистых поликристаллических образцах циркония [1, 6, 36, 57]. Серия работ [58-59], выполненных на монокристаллах, была посвящена оценке критических сдвиговых напряжений для различных систем скольжения и двоиникования циркония, деформируемого одноосным растяжением или сжатием. Настоящая работа по изучению механизмов пластической деформации при прокатке и последующей рекристаллизации монокристаллов циркония с использованием методов рентгеновской дифрактометрии содержит целый ряд новых данных, позволяющих уточнить и дополнить полученные ранее экспериментальные результаты, касающиеся закономерностей формирования текстуры прокатки циркония, активизирующихся при этом систем скольжения и двоиникования, а также изменений текстуры при рекристаллизации. Сопоставлены данные по текстурообразованию в моно- и поликристаллических образцах чистого циркония и сплавов на его основе.
Формирование кристаллографической текстуры при прокатке изучали на монокристаллах циркония и листах крупнозернистого йодидного циркония, циркония технической чистоты и сплава Zr-1% Nb. Исследованные поликристаллические образцы чистого Zr и сплава Zr-l%Nb катали вдоль и поперек первоначального направления прокатки листа. Из цилиндрического монокристалла чистого Zr, полученного путем твердофазной перекристаллизации, электроискровым методом вырезали пла-стины для исследования размером 7x10x3 мм . Расположение исходной ориентации базисных нормалей монокристалла в разных областях стереографической проекции позволяет уточнить механизмы, определяющие формирование текстуры прокатки на разных стадиях ее развития. Данное исследование проведено на монокристаллических пластинах трех ориентации, которые можно охарактеризовать путем задания угловых координат ориентации базисной нормали: № і . (70, 33); № 2 - (70, 152); № з - (70, 87).
Ориентированные по-разному относительно направления прокатки (НП) монокристаллические пластины прокатывали на лабораторном стане до различных степеней деформации от 5 до 98% с малыми обжатиями за проход. После каждого этапа пластической деформации монокристаллов проводили их рентгеновскую съемку. Перед проведением рентгеновского анализа образцы шлифовали на абразивных шкурках и подвергали химическому травлению в смеси разбавленных кислот (45%HN03 + 45%Н20 + 10%HF) с целью удаления наклепанного при шлифовании слоя.
Отжиг образцов проводился в вакуумной печи по различным режимам, отличающимся скоростями нагрева до температуры 580С. На рисунке 3.1 приведена типичная кривая нагрева, выдержки и охлаждения прокатанных монокристаллов.
Переориентацию монокристаллов в результате прокатки анализировали по ППФ, съёмка которых проводилась на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3, снабженном автоматической текстурной приставкой. Измерения проводили на фильтрованном излучении хрома. Для съемки и построения обобщенных ОППФ использовали дифрактометр D8 DISCOVER с фильтрованным излучением меди и самостоятельно разработанное программное обеспечение по расчету параметров профиля линии в каждой точке стереографической проекции.
Нарис. 3.2-3.4 приведены ППФ (0001), {1120}, {1012} и {1122}, измеренные на последовательных этапах пластической деформации монокристаллов холодной прокаткой.
Развитие текстуры в поликристаллическом цирконии и сплавах на его основе при деформации и термообработке подробно описано в работах [6, 38]. В изначально бестекстурном материале формированию многократно описанной в литературе конечной устойчивой текстуры прокатки (0001)±(30-40)НН-ПН 1010 (текстура типа Т2, НН и ПН - нормальное и поперечное направления в прокатанной пластине) предшествует образование текстуры, устойчивой при промежуточных степенях деформации (50-70%) и характеризующейся отклонением базисных нормалей на 15-20 от НН к НП (текстура типа ТІ, (0001)+15-20НН-НП 112Ь ).
Ориентации перечисленных образцов отличаются лишь НП, поэтому при представлении изменений ППФ (0001), зарегистрированных на последовательных этапах пластической деформации, на рис. 3.2-3.4 исходная ППФ (0001) не приводится. Для обсуждения основных закономерностей формирования текстуры в монокристаллах разных ориентации характерные ППФ, представленные на рис. 3.2 - 3.4, сведены на рис. 3.5. На рис. 3.5-а для исследованного монокристалла показана неполная ППФ {1120} с угловым радиусом 80. В центре ППФ расположена аксиальная ось исходного цилиндрического монокристалла, совпадающая с НН вырезанной из него пластины. На той же ППФ вблизи окружности стереографической проекции с угловым радиусом 80 показан выход базисной нормали [0001], изображенный концентрическими кольцевыми контурами и отстоящий на 90 от выходов призматических осей 1120 .
Анализ механизмов рекристаллизации прокатанных монокристаллов и поликристаллов циркония и сплава Zr-l%Nb
Согласно первому предположению относительно причины интенсивного роста полюсной плотности в пределах устойчивых максимумов при рекри сталлизации прокатанных пластин, формирование этих максимумов обусловлено взаимно сбалансированным скольжением по разным системам - базисной, призматическим и пирамидальным, - и с этим, якобы, связаны повышенная искаженность кристаллической решетки в соответствующих зернах и большое количество образующихся там зародышей рекристаллизации. Однако, на полную несостоятельность такого предположения указывают диаграммы взаимной корреляции ППФ(0001) и ОППФ р0оо2 (рис. 3.8Д, 3.9Д и 3.1 ОД), свидетельствующие, что эффекты деформационного наклепа в зернах, отвечающих по ориентации устойчивым текстурным максимумам, самые незначительные. Поэтому следует заключить, что повышенный деформационный наклеп областей с ориентацией, непосредственно прилегающей к устойчивым максимумам текстуры прокатки, связан отнюдь не с совместным действием разных систем скольжения, а с отклонением соответствующих областей деформированной матрицы от устойчивых ориентации по направлению к склонам этих максимумов. Согласно ОППФ Р0002, именно склонам текстурных максимумов отвечают области наибольших фрагментации и искаженное кристаллической решетки. Так что и в этом случае основной механизм рекристаллизации a-Zr - это интенсивный рост областей деформированной кристаллической решетки с повышенной энергией остаточных искажений.
Объяснение явления повышенного деформационного наклепа в областях, отвечающих по ориентации склонам устойчивых текстурных максимумов, было дано применительно к прокатанным ОЦК-металлам [43, 73, 74], но оказывается, что в a-Zr с решеткой ГПУ ситуация такова же: те же принципы распределения деформационного наклепа в матрице с текстурой прокатки, те же принципы первичной рекристаллизации. При рекристаллизации ОЦК-металлов и, в частности, прокатанных малолегированных молибденовых сплавов наблюдается ситуация, аналогичная описанной для a-Zr: максимумы текстуры рекристаллизации на ППФ{001} отстоят на сравнительно небольшие углы от центрального максимума текстуры прокатки, а вся полюсная фигура поворачивается относительно исходного положения на угол -30, равный углу поворота призматических нормалей при рекристаллизации a-Zr [73].
В связи с применением метода обобщенных полюсных фигур следует отметить, что только этот рентгеновский дифрактометрический метод дает возможность сопоставить уровни деформационного наклепа в зернах металлических материалов, по-разному ориентированных по отношению к действующим системам скольжения и движущимся в них дислокациям. Прямые экспериментальные данные, статистически надежно свидетельствующие о незначительной искаженности кристаллической решетки в зернах, деформирующихся за счет одновременного действия нескольких взаимно симметричных систем скольжения, не являются тривиальными и не могут быть получены какими-либо иными методами, включая просвечивающую электронную микроскопию.
Теперь остановимся на перераспределении призматических нормалей в процессе рекристаллизации a-Zr. В прокатанном монокристалле Zr, деформированном даже до 80% под действием двойникования и преобладающих базисного и пирамидального скольжения (рис. 3.8-аБ), после отжига при 580С заметного вращения призматических осей не наблюдается (рис. 3.11-а, 3.11-6). В то же время в поликристаллическом Zr, прокатанном до 80% (рис. 3.9-аГ), после рекристаллизации проявляется резкая переориентация призматических осей (рис. 3.11-в, 3.11-г) посредством их поворота на 30 вокруг базисной оси, совпадающей с правым текстурным максимумом (рис. 3.9-аГ). Очевидно, что вращение призматических осей вокруг базисных имеет место только в тех случаях, когда рекристаллизованные области a-Zr деформировались при прокатке с участием призматического скольжения, которое, согласно схеме Хобсона [60], развивается в довольно широкой области стереографической проекции, прилегающей к поперечному направлению ПН. Форми рование устойчивой текстуры прокатки a-Zr всегда осуществляется при активном участии призматического скольжения, поскольку само существование текстурных максимумов на горизонтальном диаметре ППФ(0001) обусловлено взаимно сбалансированным действием скольжения по призматическим, пирамидальным и базисной плоскостям [38]. Только в случае, когда текстурные максимумы отстоят от НН на сравнительно небольшое угловое расстояние, как на ППФ(ОООІ) монокристалла, прокатанного на -50%, можно констатировать, что призматическое скольжение не принимало участия в формировании текстуры прокатки.
Такому повороту призматических осей препятствует повышение скорости нагрева до достижения температуры отжига (см. рис. 3.12-в, гид) или наличие дополнительных компонент в текстуре деформированного листа, например, Т1+Т2 (рис. 3.13).
Анализ данных о повороте призматических нормалей при отжиге прокатанного a-Zr позволяет уточнить механизм его рекристаллизации, установленный ранее при рассмотрении распределений деформационного наклепа с помощью ОППФ Рооо2- Представленные данные свидетельствуют, что в a-Zr при рекристаллизации реализуется механизм, совмещающий два различных аспекта: (1) поворот базисных осей в соответствии с распределением деформационного наклепа, выявляемого с помощью ОППФ р0оо2 и предопределяющим преимущественный рост областей, отвечающих по своей ориентации склонам максимумов текстуры прокатки, при том, что (2) зародыши рекристаллизации, образующиеся в этих областях, могут в процессе своего роста вызывать или не вызывать 30-поворот матрицы в зависимости от участия в их деформации призматического скольжения. Из числа зародышей, образующихся в зонах повышенного наклепа и имеющих все возможные ориентации, как наиболее перспективные для будущего роста матрица «отбирает» зародыши, характеризующиеся 30 -углом разориентации на границе. Такому «отбору» препятствуют повышенная скорость нагрева при отжиге материала [65-67] и наличие в деформированной матрице прослоек из зёрен других ориентации [38, 70-73].
Зависимость наблюдаемой переориентации призматических осей от скорости нагрева образца объясняется, по-видимому, тем, что рост зародышей рекристаллизации, как диффузионный процесс, требует определенного времени для выявления именно тех зародышей, которые способны поглотить деформированную матрицу, «навязав» ей свою ориентацию благодаря оптимальному углу разориентации на границе. Причем, критической для этого процесса является температура, более низкая, чем номинальная температура рекристаллизации, отвечающая изотермической выдержке образца.
Наличие в деформированной матрице прослоек из зерен с ориентация-ми, имеющими в качестве НП направление, отличное от {1010}, также пре о пятствует повороту матрицы на 30 , поскольку при этом нарушается условие оптимальной 30-разориентации на всех границах растущего зародыша и зерен матрицы [64].
Изменение анизотропии оболочечных труб в результате их деформации
В исследованных трубах, как и в случае труб меньшего диаметра, отмечается поворот призматических нормалей и переориентация базисных нормалей в сторону радиального направления. Основное отличие последних труб заключается в величине наблюдаемых эффектов. В трубах большего диаметра все отмеченные выше закономерности более очевидны. Поворот призматических нормалей может быть связан с активизацией призматического скольжения, тогда как смещение текстурного максимума обусловлено развитием базисного скольжения.
К тому же, в трубе с максимальной деформацией (образец 12.1.2) на ППФ (0001) отмечается появление текстурного максимума, расположенного вблизи L-направления. Появление такого максимума может быть обусловлено только активизацией двойникования по плоскости {1012} в результате растяжения трубы вдоль тангенциального направления, приводящего к скачкообразной переориентации базисных нормалей на 85.
Развитие двойникования в трубах малого диаметра удалось зафиксировать по изменению ОПФ, наблюдающемуся при температуре 380 С (рисунок 3.14). Наличие повышение полюсной плотности вблизи полюса [[2130]] однозначно свидетельствует о развитии двойникового процесса.
В таблице 4.5 представлены данные, полученные в результате анализа кристаллографической текстуры оболочечных труб с внешним диаметром 9,13 мм, испытанных при использовании статического или динамического нагружения при комнатной температуре.
На рисунках 4.20, 4.21 и 4.22 показаны прямые полюсные фигуры для образцов, представленных в таблице 4.5. На рисунке 4.23 показана послойная неоднородность кристаллографической текстуры труб, испытанных под внутренним давлением.
При комнатной температуре в трубах, подвергнутых пластической деформации, наблюдаются те же эффекты, что и при повышенных температурах в случае ползучести: призматическое скольжение, базисное скольжение и двойникование; поворот призматических нормалей и переориентация базисных нормалей в сторону радиального направления.
Также в трубах, испытанных при использовании динамического нагруже-ния, на ППФ (0001) отмечается появление текстурного максимума, расположенного вблизи L-направления. Появление такого максимума может быть обусловлено только активизацией двойникования.
Итак, резюмируя все сказанное выше, заключаем, что вращение призматических осей вокруг базисной обусловлено движением дислокаций с вектором Бюргерса 1/3 11.0 , как при скольжении в призматических плоскостях, так и в случае их переползания. Движение дислокаций в присутствии внешних напряжений обусловливает наблюдающиеся повороты зерен, т.е. закономерности текстурообразования при ползучести. Падение полюсной плотности на периферии ППФ (0001) может быть вызвано только двойнико-ванием, которое в чистом виде удалось наблюдать в аналогичной схеме нагружения на монокристалле.
Согласно полученным закономерностям формирования кристаллографической текстуры при прокатке и термической ползучести (300-450) при испытании труб на ползучесть реализуются те же механизмы пластической деформации, что и при прокатке чистого циркония и его сплавов. Активное скольжение дислокаций облегчает протекание зернограничной диффузии, установленной по данным моделирования процесса ползучести, которая приводит к межзернному проскальзыванию. Как известно, проскальзывание зерен по границам способствует рассеянию кристаллографической текстуры, которое частично реализуется в рассматриваемых случаях.
Таким образом, при ползучести активизируются те же деформационные механизмы, которые действуют при пластической деформации: призматическое скольжение, базисное скольжение и двойникование, активность которых существенно зависит от условий испытаний (температуры и напряжений). Степень устойчивости текстуры оболочечной трубы по отношению к термической ползучести непрерывно растет по мере приближения максимума в распределении базисных осей к радиальному направлению, поскольку при этом до нуля снижается фактор Шмидта, а вместе с ним и сдвиговое напряжение в базисной плоскости. Пирамидальное скольжение в зернах a-Zr, отвечающих по ориентации области ППФ(0001), близкой к радиальному направлению, также может быть активизировано в условиях термической ползучести в силу высокого сдвигового напряжения и значительной величины вычисленного для пирамидальных плоскостей фактора Шмидта. То обстоятельство, что критическое скалывающее напряжение для пирамидального скольжения выше, чем для базисного, в данной связи играет второстепенную роль. В результате пирамидального скольжения базисные оси удаляются от радиального направления, центральный текстурный максимум округляется и появляется дополнительный фактор, способствующий устойчивости текстуры в условиях термической ползучести. Следует отметить, однако, что отмеченное расширение текстурного максимума на ППФ(ОООІ) в сторону НП, отвечающее уменьшению параметра 4, наблюдается для образца, расположенного в зоне «пузыря», где велика тангенциальная составляющая приложенных напряжений.
Ранее было показано [6, 38], что конечная текстура оболочечных труб определяется технологическими параметрами их холодной прокатки и зависит от текстуры, формирующейся на стадии выдавливания, а также на ней существенно сказываются режимы промежуточных отжигов. Текстура выдавливания при температуре вблизи начала ос -»Р превращения определяется текстурой а-фазы, на совершенство которой влияют параметры деформации трубы, а именно: степень деформации, степень вытяжки и Q-фактор. Закономерности текстурообразования в oc-Zr, установленные для прокатки листов, справедливы также применительно к прокатке труб с учетом того, что даже при самых низких значениях Q-фактора, реально используемых при прокатке труб, появляются тангенциальные сжимающие напряжения, в результате чего и текстурные максимумы на ППФ (0001) отклонены от R-направления дальше, чем на ППФ листов.
В рамках данной работы рассматриваются закономерности текстурообразования на последовательных этапах пластической деформации и термической обработки изготавливаемых труб применительно к конкретным технологическим схемам. Особое внимание уделено влиянию Q-фактора и режимов промежуточных отжигов на интегральные текстурные характеристики: угловое положение текстурных максимумов, параметры Кёрнса, а также изменение анизотропии свойств.
