Аннотация результатов, полученных в 2018 году
К настоящему моменту предложено большое количество критериев разрушения пластичных материалов. Хорошо распространена и применяется в инженерных расчетах процессов разрушения с использованием метода конечных элементов полуэмпирическая модель Джонсона-Кука, связывающая критическую степень деформации с коэффициентом трёхосности (σ*), скоростью и температурой деформации. Кроме зависимости критического значения пластической деформации от схемы напряженного состояния, описываемой коэффициентом трехосности, были разработаны также энергетические модели, учитывающие накопленные повреждения. Так, Freudenthal и Cockcroft и Latham предложили критерий, описывающий интегральное накопление повреждений при деформации в результате действия эквивалентного и главного нормального напряжения (σ_1). Rice и Tracy для учета сложно напряженного состояния для расчета критерия разрушения вместо главного нормального напряжения использовали коэффициент трехосности напряжения. Интегральную зависимость критического значения накопленной деформации от гидростатического напряжения предполагают модель Oyane и модель Норриса. Недостатком большинства разработанных моделей является их привязанность к определенным температурно-скоростным условиям деформации, а также неудовлетворительная точность при малых и отрицательных значениях коэффициента трёхосности. В связи с этим необходимо дополнение существующих в настоящее время критериев разрушения. В последнее время для этого всё чаще находит применение метод конечных элементов. Он позволяет рассчитать коэффициент трехосности во всех точках образца с учетом неравномерности деформации, возникающей при сложных схемах напряжённо-деформированного состояния и идентифицировать место наиболее вероятного разрушения, для которого и определить критическое значение критерия разрушения. Таким образом, наиболее перспективным с точки зрения практического применения является разработка критерия разрушения, основанного на интегрировании накопления повреждений и содержащий зависимость как от напряженного состояния (коэффициент трехосности напряжений), так и от накопленной степени деформации. В качестве объектов исследования были получены сплавы на основе железа с разным типом структуры в интервале горячей пластической деформации. Были исследованы две стали с аустенитной структурой (А1-А2), с разной степенью легированности аустенита, три стали с феррито-аустенитной структурой (Ф1-Ф2, Т1) с разной объемной долей и легированностью фаз, четыре стали, состоящие из ферритной матрицы и распределенных в ней боридов (B1-B4), а также высоколегированный труднодеформируемый железосодержащий сплав без базового элемента легирования (H1). Исходная микроструктура сталей А1 и А2 состоит из зерен аустенита. Средний размер зерна в стали A2 составил 22±3 мкм, что существенно ниже, чем в стали A1 (84±6 мкм). Микроструктура сталей Ф1 и Ф2 в литом состоянии содержит равноосные зерна феррита и мартенсита, а также небольшое количество частиц карбоборидов ниобия Микроструктура сплава T1 состоит из аустенита с небольшим количеством зерен феррита и карбидов=. Согласно результатам микрорентгеноспектрального анализа аустенитная фаза обогащена марганцем и обладает пониженной концентрацией алюминия и молибдена. Структура сталей B1-B3 состоит из ферритной матрицы и частиц боридов TiB2 (черные частицы игольчатой формы) и боридов (Fe,Cr)2B. Бориды TiB2 представлены частицами первичных кристаллов, а также входят в состав эвтектики α-Fe - TiB2 (темные частицы округлой и игольчатой формы). Фаза (Fe,Cr)2B представлена только в пластинчатой эвтектике α-Fe - (Fe,Cr)2B. Литая микроструктура стали B4 состоит из твердого раствора на основе α-(Fe) и трёх типов боридов: черные частицы фазы TiB2 со средним размером 3±1 мкм, серые эвтектические колонии (Cr,Fe)2B со средней толщиной пластин 0,7±0,2 мкм и светлые частицы борида циркония ZrB2 со средним размером 3±0,6 мкм. Обычно структура легированной титаном стали с высоким содержанием бора содержит крупные частицы фазы TiB2 неправильной формы. Добавление циркония существенно уменьшает объёмную долю таких частиц, и как можно видеть, в микроструктуре стали присутствует лишь небольшое количество таких частиц. Кроме того Zr также оказывает положительное влияние на размер эвтектических колоний α-(Fe)-(Cr,Fe)2B благодаря модифицирующему эффекту. Структура сплава H1 представляет собой смесь двух твердых растворов с ГЦК решеткой и небольшого количества сигма-фазы и фазы Лавеса C14. Термодинамические расчеты фазового состояния для сплава A1 показали, что ниже температуры 1020 °С происходит выделение карбидов, выше этой температуры находится однофазная область существования аустенита. В отличие от предыдущего сплава сталь А2 перед началом плавления проходит двухфазную область. Появление в структуре δ-феррита начинается при температуре 1200 °С. Плавление стали начинается при температуре 1419 °С, а заканчивается при 1447 °С. Сталь Ф1 имеет двухфазную структуру в интервале температур 1100 – 1310 ºС, выше температуры 1310 ºС начинается оплавление эвтектики, состоящей из феррита, аустенита и карбоборидов. Сталь Ф2 имеет двухфазную феррито-аустенитную структуру выше температуры 900 ºС вплоть до температуры плавления 1287 ºС. Согласно экспериментальным кривым ДТА для сплавов B1, B2 и B3 увеличение в сплавах B2 и B3 концентрации титана и бора приводит к незначительному повышению температуры солидуса на 6 ºС и температуры ликвидуса на 13 ºС. Повышение концентрации титана в сплаве B1 по сравнению со сплавом B3 также приводит к увеличению температур солидуса и ликвидуса. Экспериментальные температуры ликвидуса и солидуса сплава B4 составляют 1257 ºС и 1217 ºС, соответственно. Экзотермический пик кристаллизации демонстрирует трехстадийный процесс затвердевания. Каждый из пиков соответствует разным кристаллизационным реакциям. Первый высокотемпературный пик отвечает за кристаллизацию фаз ZrB2+α(Fe) из жидкой фазы, что подтверждается тем, что аналогичный пик отсутствует на кривой ДТА для сплава, не содержащего цирконий. Реакция L→TiB2+α(Fe) ведет ко второму экзотермическому пику. Последней происходит кристаллизация эвтектики ((Cr,Fe)2B + α(Fe)). Термодинамические расчеты фазового состава сплава H1 с использованием баз данных TCFE7 и TCHEA3 показал наличие твердого раствора с гранецентрированной кубической решеткой и фазы Лавеса C14. Однако результаты расчёта различаются мольной долей и схемой кристаллизации. В случае использования базы данных TCFE7 фаза Лавеса C14 появляется только на последней стадии кристаллизации, в то время как при расчете с использованием базы данных TCHEA3 кристаллы этой фазы выделяются также в интервале температур 1260 – 1120 ºС. Кроме того, как показывает сравнение расчетных и экспериментальных данных температур солидуса и ликвидуса расчет с использованием базы данных TCHEA3 дает более точные результаты как температуры солидуса, так и температуры ликвидуса. В результате испытаний на сжатие и растяжение построена база данных, содержащая более 1500 записей по напряжению течения сталей с разным типом структуры при разных температурах, степенях и скоростях деформации, а также информацию о пластической деформации сталей до разрушения в разных температурно-скоростных условиях. Выборки из базы данных по отдельным сплавам позволяют задавать реологические свойства для расчета деформационного поведения методом конечных элементов и определять критические значения критерия разрушения по результатам моделирования процесса растяжения. Деформационное поведение большинства исследуемых сталей при сжатии характеризуется следующими особенностями: - на начальном этапе деформации происходит деформационное упрочнение с максимумом напряжения при пиковой степени деформации, после которого наступает стадия стабильного течения или разупрочнение материала в результате преобладания динамической рекристаллизации над процессом деформационного упрочнения; - увеличение температуры при одинаковой скорости деформации приводит к понижению напряжения течения; - увеличение скорости деформации при постоянной температуре способствует повышению уровня напряжения. Эффективная энергия активации начала процесса динамической рекристаллизации у стали с меньшим содержанием бора (2,1 %) имеет большее значение, чем в стали с содержанием бора 3,15 %. Более легкая термическая активация процесса динамической рекристаллизации может быть связана с зарождением новых зерен на границе борид-феррит. Эффективная энергия активации Q3 для исследованных сталей имеет более низкие значения по сравнению с эффективной энергией активации для деформации феррита, легированного хромом без частиц. Это может быть связано с ускорением процесса динамической рекристаллизации из-за зародышеобразования частиц на границе раздела частица-феррит. Таким образом, сталь с большей объемной долей частиц имеет минимальные значения эффективной энергии активации деформации при всех деформациях. Анализ поверхности разрушения показал, что однофазные аустенитные стали (A1, A2), двухфазные феррито-мартенситные стали (Ф1, Ф2), а также стали с повышенным содержанием бора (B1-B4) при деформации растяжением при повышенной температуре имеют вязкий ямочный излом. Сталь T1 и сплав H1 имеют дендритный излом с незначительными следами пластической деформации. В результате теоретических и экспериментальных исследований предложен критерий разрушения, учитывающий влияние не только напряженного состояния, но и нелинейность влияния накопленной деформации, путем ввода в подынтегральную часть критерия Rice и Tracy дополнительного множителя в виде экспоненциальной функции от эквивалентной деформации, где константа материала, определяется экспериментально по сопоставлению экспериментальных и рассчитанных с использованием метода конечных элементов кривых растяжения. Определение критического значения критерия разрушения К для каждой из исследованных сталей при разных температурах и скоростях деформации осуществляли по следующей методике: 1. При каждой температуре и скорости деформации методом конечных элементов был рассчитан процесс растяжения образца без задания возможности разрушения. При этом были определены зависимости от эквивалентной деформации главных нормальных напряжений и эквивалентного напряжения в месте наиболее вероятного разрушения. 2. Полученные зависимости численно интегрировали при разных значениях коэффициента γ. При этом критическую степень деформации разрушения ε ̅_f определяли по экспериментально определенному относительному сужению. 3. Разработанную модель разрушения реализовывали в виде подпрограммы в программном комплексе Deform3D. Полученные критические значения критерия разрушения использовали при расчете методом конечных элементов процесса растяжения, и при сопоставлении расчетных и экспериментальных кривых растяжения определяли оптимальные значения коэффициента γ. По результатам экспериментального определения критической степени деформации по относительному сужению путем численного интегрирования уравнения получены критические значения критерия разрушения при разной величине коэффициента γ. По результатам анализа расчетных и экспериментальных кривых зависимости усилия от перемещения выбраны оптимальные значения коэффициента γ. Показано, что значение коэффициента γ зависит только от температуры деформации. При этом критические значения критерия разрушения изменяются как с температурой, так и со скоростью деформации. Сравнительный анализ экспериментальной и рассчитанных кривых растяжения стали Ф2 при температуре 1100 °С при разных значениях экспоненциального коэффициента γ показал, что оптимальным значением коэффициента γ является 0.1. Кроме того, показано хорошее соответствие формы разрушенного образца и результата расчета процесса растяжения с использованием построенной модели разрушения. Критическое значение полученного критерия разрушения при температуре 1100 °С составило 1.36. Калибровка моделей для менее пластичных сталей также показала достаточно хорошее соответствие между расчетными и экспериментальными кривыми. Так, для стали B2 ошибка между расчетными по оптимальным параметрам и экспериментальными кривыми составила менее 20 %. Для апробации полученных моделей разрушения были проведены испытания на комплексе физического моделирования термомеханических процессов Gleeble 3800 по схеме деформирования – кручение с растяжением. Образцы из стали A1 были испытаны по режиму: одновременное кручение со скоростью 0,5 об/с и растяжение со скоростью 0,5 мм/с (соответствует скорости деформации ≈0,785 с-1 в поверхностных слоях рабочей части образца), а также 5 об/с и растяжение со скоростью 5 мм/с (соответствует скорости деформации ≈7,85 с-1 в поверхностных слоях рабочей части образца) при температурах 900, 1000 и 1100 ºС. По результатам испытаний видно, что с увеличением температуры и уменьшением скорости деформации вращающий момент и усилие растяжения закономерно уменьшаются. Исключение составляет только деформация при 900 ºС, что может быть связано с адиабатическим разогревом образца при более высокой скорости деформации. Методом конечных элементов в программном комплексе Deform 3D с использованием полученных реологических зависимостей и построенной модели разрушения был смоделирован процесс деформации стали A1 по режимам аналогичным экспериментальным испытаниям на кручение с растяжением. По результатам расчета для режима деформации: температура деформации 1000 ºС, скорости кручения 5 об/с и скорости растяжения 5 мм/с видно, что после двух оборотов наблюдается значительная локализация деформации, что привело к расчетному числу оборотов до разрушения равному 2,5 оборота (16 радиан). Расчетное значение числа оборотов до разрушения оказалось достаточно близким к экспериментальному (18 радиан), что свидетельствует о достаточно высокой точности построенной модели. Аналогичные механические испытания и апробация построенной модели разрушения были проведены для стали A2. Поведение стали аналогично предыдущей аустенитной стали. Расчет процесса деформации по сложной схеме кручения с растяжением с использованием построенной модели разрушения образцов из стали А2 показал хорошую сходимость расчетных и экспериментальных данных. Для стали феррито-мартенситного класса Ф2 режим испытания представлял собой одновременное кручение на 6 оборотов и растяжение на 3 мм за 6 секунд. При допущении, что деформация проходила равномерно по всей рабочей длине образца, скорость деформации на поверхности составляла около 3 с-1. Температура испытаний лежала в диапазоне 1010 – 1325 ºС. Скорость нагрева до температуры испытания 5 ºС/с. Кривые испытания показывают, что с увеличением температуры испытаний крутящий момент увеличивается. Расчет методом конечных элементов показал удовлетворительную точность, ошибка расчета в интервале от 0 до 5 оборотов составила 12 %. Кроме того использование при расчете полученного ранее критического значения критерия разрушения позволило с высокой точностью спрогнозировать момент начала разрушения (появления трещины на поверхности образца). В процессе кручения с растяжением в поверхностных слоях образца достигаются значительные степени деформации (до 10 единиц истинной деформации) благодаря мягкой схеме напряженно-деформированного состояния и интенсивным процессам возврата и рекристаллизации. Структура стали после деформации кручением с растяжением представляет собой вытянутые в направлении, перпендикулярном оси кручения и растяжения, волокна феррита и мартенсита. Однако, несмотря на то, что структура стали является полностью рекристаллизованной, в ней присутствуют также большое количество пор, образовавшихся в результате интенсивной деформации, не компенсированной процессами возврата и рекристаллизации. Расчет с использованием метода конечных элементов процесса деформации стали Т1 при температуре 1100 ºС, скорости кручения 0,5 об/с и скорости растяжения 0,5 мм/с показал хорошую сходимость расчетных и экспериментальных данных по числу оборотов до разрушения. Разница между расчетом и экспериментом в интервале температур 1000 – 1100 ºС не превышала 1,5 радиан, что составляет 25 % от абсолютной величины угла закручивания до разрушения.

Аннотация результатов, полученных в 2019 году
Аналитический обзор источников научно-технической информации по моделированию структурообразования в сталях показал, что разработанные к настоящему времени физико-математические модели эволюции структуры в процессе горячей пластической деформации, основанные на уравнениях Джонса-Мел-Аврами-Колмогорова и Кокса-Мекинга-Эстрина, позволяют с высокой точностью прогнозировать структурные параметры металлических материалов. Простые аналитические закономерности, реализуемые данными моделями, позволяют их успешную интеграцию в современные вычислительные системы расчёта промышленных процессов обработки металлов давлением. Однако, требуется значительная работа по практическому применению моделей, связанная с повышением их предсказательной способности за счет разработки новых способов и методик оптимизации и верификации моделей. Благодаря развитию вычислительных технологий было разработано значительное количество численных методов расчета микроструктуры. Наиболее распространенными среди них являются метод «клеточных автоматов», метод Монте-Карло, метод многофазного поля. Они позволяют не только рассчитывать количественные характеристики микроструктуры, как это делают представленные выше физико-математические модели, но и предоставлять информацию о наиболее вероятном распределении тех или иных элементов микроструктуры, по фазово-структурному состоянию и размерам, благодаря большому объему анализируемых элементов. Для построения моделей эволюции структуры в процессе термодеформационной обработки были изготовлены образцы из сталей 8 составов с разным типом структуры в количестве не менее 140 штук на каждый состав сплава. Построены модели деформационного упрочнения сталей на начальном этапе деформации. Сравнение расчетных и экспериментальных кривых зависимости напряжения течения от степени деформации для сталей в условиях, когда основные структурные изменения связаны с наклепом и динамическим возвратом, показало хорошее соответствие между расчетными и экспериментальными данными. Средняя ошибка расчета составила 2,1 %. Значения коэффициентов, определяющих наклеп и динамический возврат, существенно зависят от температуры, эта зависимость достаточно хорошо описывается степенной функцией от параметра Зинера-Холломона. Повышение легированности твердого раствора, а также наличие дисперсных частиц в структуре сталей несущественно влияет на эффективную энергию активации процесса наклепа, однако сильно затрудняет процесс динамического возврата. Так, для малолегированных сталей A3 и A4 значение эффективной энергии активации при определении коэффициента, отвечающего за атермическое накопление дислокаций, незначительно отличается от аналогичных значений для высоколегированных сталей A1 и A2. При этом эффективная энергия активации для коэффициента k2 меньше в 2 раза. Построены физико-математические модели динамической рекристаллизации в исследуемых сталях. Сопоставление расчетных и экспериментальных данных показало хорошую точность построенных моделей. Так, для стали А1 средняя ошибка расчёта составила 7,4 %, что сопоставимо с погрешностью экспериментального определения размера зерна. Для проверки построенной модели эволюции структуры при горячей пластической деформации с использованием метода конечных элементов был проведен расчет процесса деформации образцов из стали A1 и экспериментальное сжатие по двум режимам: 1175 ºС – 2 с-1 и 1225 ºС – 0,5 с-1. Проверка показала, что построенные модели кинетики динамической рекристаллизации и изменения размера зерна показывают хорошую предсказательную способность, в том числе на независимых экспериментах. Построены модели метадинамической рекристаллизации с использованием определения отклика материала на силовое воздействие после отжига в течение разных промежутков времени после деформации на критическую степень. Время половинного прохождения процесса метадинамической рекристаллизации снижается с увеличением температуры и увеличением скорости предварительной деформации. Увеличение температуры приводит к интенсификации диффузионных процессов роста зародышей, а увеличение скорости деформации ведет к образованию большого количества центров рекристаллизации в процессе предварительной деформации. Изменение размера зерна после окончания процесса метадинамической рекристаллизации подчиняется следующей зависимости: размер зерна увеличивается с повышением температуры и понижением скорости деформации. Для определения кинетики статической рекристаллизации был применен метод определения релаксации напряжения непосредственно после деформации. Точка перегиба на кривой релаксации представляет собой время начала статической рекристаллизации. Этот процесс начинается после некоторого инкубационного периода t0, необходимого для образования зародышей рекристаллизации. Размер зерна после статической рекристаллизации в 2-2,5 раза больше, чем после метадинамической рекристаллизации, что закономерно связано с меньшей степенью деформации и меньшим количеством зародышей новых зерен. Для моделирования кинетики фазовых превращений в сталях были проведены дилатометрические исследования на комплексе физического моделирования термомеханических процессов Gleeble 3800 и закалочно-деформационном дилатометре DIL 805 A/D. При нагреве сталей феррито-мартенситного класса Ф1 и Ф2 наблюдается превращение α→γ, при этом в процессе охлаждения кроме диффузионного превращения γ→α в интервале температур 550 – 650 ºС наблюдается также мартенситное превращение при температуре ниже 250 ºС. С увеличением скорости нагрева происходит увеличение температуры начала и окончания превращения аустенита в феррит. При скоростях нагрева менее 2 К/с в стали Ф2 фиксируется процесс распада мартенсита на стабильный феррит и карбиды. По полученным закономерностям линейного расширения сталей при непрерывном нагреве и охлаждении, а также на основе температурных зависимостей равновесной объемной доли фаз были построены кинетические модели фазовых превращений. Как видно из зависимости изменения диаметра образца в процессе нагрева стали Ф2 со скоростью 2 К/с, часть феррита превращается в аустенит, что приводит к уменьшению удельного объема материала (с учетом температурного расширения). До и после превращения изменение диаметра образца хорошо аппроксимируется линейными зависимостями. Сталь относится к феррито-мартенситному классу, в связи с этим во всем интервале температур в структуре присутствует феррит. Поэтому для описания кинетики фазовых превращений необходимо знать температурную зависимость равновесной объемной доли фаз. Данная температурная зависимость для аустенита, полученная термодинамическими расчетами с использованием базы данных TCFE7, программного комплекса Thermocalc для математического описания была аппроксимирована ассиметричной двойной сигмоидальной функцией. Для сравнения были построены две физико-математические модели. В первом случае для условий непрерывного охлаждения был использован безразмерный параметр, предложенный Камамото. Во втором случае, все экспериментальные зависимости объёмной доли аустенита были аппроксимированы одним уравнением Аврами. Построенные модели демонстрируют схожую точность расчета (ошибка составляет менее 5 %), однако второй подход позволяет построить более универсальную модель, не привязанную к скорости нагрева. Для исследования кинетики фазовых превращений при изотермическом отжиге были проведены дилатометрические исследования при постоянной температуре после быстрого нагрева и охлаждения в область температур фазовых превращений. Фазовое превращений феррито-перлитной смеси при нагреве происходит в две стадии: на первой происходит зарождение аустенита в результате сдвигового превращения ОЦК в ГЦК решетку. При охлаждении аустенита явного двухстадийного характера превращения не наблюдается: в исследованном интервале температур происходит одновременный процесс распада переохлажденного аустенита на феррит и феррито-карбидную смесь. Как показал анализ дилатометрической кривой при изотермической выдержке стали А3, несмотря на отсутствие двустадийного характера распада переохлажденного аустенита, процесс не может быть корректно описан кинетикой выделения только одной структурной составляющей. В связи с этим была разработана модель конкурентного выделения феррита и феррито-карбидной смеси. Методом просвечивающей электронной микроскопии были исследованы процессы зарождения и роста дисперсных частиц при изотермическом отжиге. В исходном (закаленном после горячей пластической деформации) состоянии в стали Ф2 дисперсные частицы отсутствуют. В процессе отжига при температуре 700 ºС в структуре выделяются два типа частиц: карбонитриды MX и карбиды M23C6. Радиус карбонитридов в зависимости от температуры и времени термической обработки составлял 5 – 40 нм, а рост карбидов происходил в пределах 45 – 250 нм. Для стали Ф1 фазовый состав при термической обработке изменялся аналогичным образом. В случае сталей A3 и A4 кроме представленных выше карбидов были также выявлены карбиды типа M7C3. Полученные данные по кинетике изменения размера дисперсных частиц были использованы для построения модели их роста в процессе термической обработки. На основе полученных экспериментальных данных по термодеформационной обработке и исследованию микроструктуры сталей сформирована база данных параметров микроструктуры стали в зависимости от термодеформационной обработки. Разработана компьютерная программа, реализующая метод «клеточных автоматов» для моделирования процессов структурных превращений при горячей пластической деформации. На отчетном этапе опубликовано 2 статьи, в журналы, входящие в первый квартиль, принято в печать 2 статьи, в журнал, входящий в первый квартиль, находится на рецензировании 1 статья, подготовлены к печати 3 статьи.

Аннотация результатов, полученных в 2020 году
Путем многоступенчатого сжатия и кручения с растяжением на комплексе физического моделирования термодеформационных процессов была осуществлена проверка разработанных физико-математических моделей разрушения и структурообразования. Модели показали высокую точность: средняя ошибка при прогнозировании размера зерна после деформации составила 12 %, а при расчете угла закручивания до разрушения – 11 %. Высокая предсказательная способность построенных физико-математических моделей подтвердила отсутствие необходимости их корректировки. Для исследованных сталей показана степенная зависимость критического значения критерия разрушения от параметра Зинера-Холломона. Это подтверждает, что основным энергетическим барьером в процессе разрушения являются диффузионные процессы необходимые для образования и слияния пор. Кроме того, обнаруженная зависимость позволяет рассчитать момент разрушения в произвольных термодеформационных условиях. В случае стали Fe-30 Mn-10Al- 4Mo-1.1 C в конце трехступенчатой деформации сжатием на общую степень 1,1 наблюдается лишь частичная рекристаллизация. Это связано с высокой энергией дефекта упаковки стали данного состава ≈120 мДж/м2. В процессе деформации накопленная плотность дислокаций в основном компенсируется динамическим возвратом благодаря их высокой подвижности. Только на последней стадии благодаря большей степени и меньшей скорости деформации происходит частичная динамическая рекристаллизация, что приводит к существенному измельчению зерна со 100 до 15 мкм. Расчеты были подтверждены микроструктурными исследованиями. При этом экспериментальный средний размер зерна составил 12±3 мкм. Методом конечных элементов с использованием реологических зависимостей стали и построенной математической модели разрушения был смоделирован процесс деформации исследованных сталей по режимам, аналогичным экспериментальным испытаниям на кручение с растяжением. Средняя ошибка расчета момента кручения составила 14 %, а угла закручивания до разрушения – 11 %. Из внешнего вида образцов после разрушения, а также исходя из расчётной формы образцов в конечный момент деформации, видно, что разрушение происходит путем постепенной локализации деформации с образованием «шейки» в центре рабочей части образца. Разработанный ранее критерий разрушения использовался для моделирования процесса разрушения. Зависимости коэффициента трехосности напряжений от деформации в центре образцов рассчитывались с помощью конечно-элементного моделирования процесса растяжения. Полученные зависимости были интегрированы в пределах от начала деформации до экспериментальной величины относительного сужения при деформации для определения критических значений критерия разрушения при каждой температуре испытания и скорости деформации. Чувствительность критических значений к скорости деформации мала, и температура деформации имеет решающее влияние на разрушение. Эффективная энергия активации разрушения для стали Fe-10.5 Ni-16.8 Cr-2.0 Mo-0.24 Ti-1.9 Mn-0.5 Si -0.16-Co -0.08 C 345,9 кДж/моль имеет меньшее значение по сравнению со значением эффективной энергии активации деформации (420 кДж/моль). Это можно объяснить более низким энергетическим барьером для возникновения и слияния пор при горячей деформации по сравнению с процессом зарождения и движения дислокаций. 2. Реализация разработанных физико-математических моделей путем прокатки, ковки и прессования в лабораторных условиях показала, что разработанные модели имеют ограничение по диапазону температурно-скоростных условий деформации. Так, при больших скоростях деформирования в условиях прокатки и ковки модели показывают высокую точность, а при скоростях деформации на порядок меньших тех, что были использованы при калибровке моделей (условия прессования) предсказательная способность модели неудовлетворительная. Это может быть связано с эмпирической формой части зависимостей, заложенных в модель, не учитывающих возможную смену физических механизмов деформации и структурообразования. 3. Построенные модели разрушения сталей при пластической деформации и физико-математические модели связи характеристик микроструктуры с параметрами деформационной и термической обработки были объединены в единый алгоритм и могут быть реализованы посредством конечно-элементных расчетов сложных деформационных процессов. Алгоритм включает в себя проведение испытаний на сжатие и растяжение в контролируемых температурно-скоростных условиях деформации, проведение микроструктурных исследований для определения кинетики формирования микроструктуры, определение критических значений критерия разрушения и итерационного расчета оптимизируемого процесса деформации с применением метода конечных элементов и клеточных автоматов. Такой алгоритм дает информацию об условиях возможного разрушения материала и позволяет прогнозировать характеристики микроструктуры, определяющие конечные свойства продуктов. Итерационная реализация этапов конечно-элементного моделирования алгоритма может дать рекомендации по оптимальным параметрам деформации, не приводящим к выходу изделий из строя и обеспечивающим требуемую микроструктуру. Однако, для наиболее сложных многоэтапных промышленных процессов (например, ковка обечайки зоны патрубка, включающая более 500 элементарных операций деформации и около 6 операций термической обработки) последний шаг построенного алгоритма может быть слишком трудоёмким в плане реализации нескольких расчетов с применением метода конечных элементов. Для таких процессов может быть реализован алгоритм отслеживания изменения тех или иных параметров структуры, а также значений критерия разрушения в отдельных точках заготовки, определяющих основные зоны заготовки. В этом случае необходим только один расчет с применением специального программного обеспечения, реализующего метод конечных элементов, в котором отслеживаются траектории заданных точек с построением численных зависимостей температурно-деформационных параметров от времени. Дальнейшая оптимизация может быть реализована корректировкой полученных траекторий с целью достижения оптимальных условий деформации. Таким образом, разработанный алгоритм моделирования поведения материалов при горячей пластической деформации может быть полезен для разработки оптимальных технологий не только для сталей, но и для широкого спектра новых металлических материалов, таких как жаропрочные материалы, сплавы без базового элемента легирования (так называемые высокоэнтропийные сплавы), титановые сплавы и другие сложнодеформируемые материалы. 4. В результате выполнения проекта на текущем этапе были опубликованы следующие статьи: A.Yu. Churyumov, S.V. Medvedeva, O.I. Mamzurina, A. A. Kazakova, T.A. Churyumova. United Approach to Modelling of the Hot Deformation Behavior, Fracture, and Microstructure Evolution of Austenitic Stainless AISI 316Ti Steel // Applied Sciences. 2021, 11, 3204. A. Yu. Churyumov, A. V. Pozdniakov. Simulation of Microstructure Evolution in Metal Materials under Hot Plastic Deformation and Heat Treatment // Physics of Metals and Metallography, 2020, Vol. 121, No. 11, pp. 1064–1086. Подготовлена к печати монография: Чурюмов А.Ю. «Моделирование горячей пластической деформации стали». План по заявленным публикациям выполнен полностью. 5. Результаты выполнения проекта были представлены на Международной научной конференции студентов, аспирантов и молодых учёных «Ломоносов-2021».