Аннотация результатов, полученных в 2020 году
За первый год реализации проекта проведено комплексное исследование процесса формирования градиентной структуры и механических свойств в метастабильных сплавах на аустенитной основе, а именно аустенитной стали 10Х16Н13М2 и высокоэнтропийного сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C (ат. %), при деформационном воздействии. Оба сплава относятся к сплавам с низкой энергией дефекта упаковки (ЭДУ), т.к. ЭДУ у данных сплавов менее 35-45 мДж/м^2. Так ЭДУ стали 10Х16Н13М2 находится на уровне 29-39 мДж/м^2, что определяет развитие деформационно-индуцированного двойникования при пластической деформации - TWIP- эффекта. ЭДУ высокоэнтропийного сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C находится на уровне ниже 13-18 мДж/м^2, что соответствует образованию деформационно-индуцированного ε-мартенсита и механических двойников в процессе деформации – TRIP- и TWIP-эффекты. Сравнительное исследование влияния величины энергии дефекта упаковки на закономерности формирования градиентной структуры, а именно кристаллографической и металлографической текстуры, плотности двойников и полноты двойникования, фазового состава при пластической деформации аустенитной стали 10Х16Н13М3 и высокоэнтропийного сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C показало, что в процессе холодной пластической деформации методом радиальной ковки из-за градиента распределения накопленной деформации по сечению в радиальном направлении прутка возникает широкий спектр структурных состояний на различных масштабных уровнях. При этом механизмы формирования градиентной структуры существенно зависят от уровня ЭДУ сплава. В стали 10Х16Н13М3 при деформации формируется выраженный градиент кристаллографической и металлографической текстуры. При этом в центре возникает острая двухкомпонентная 001//оси прутка (ОП) и 111//ОП текстура, которая в направлении края вырождается в слабую однокомпонентную 111//ОП текстуру. В то же время, при высоких степенях деформации (до 95%) наблюдается выраженный градиент металлографической текстуры от центра к краю. На уровне тонкой структуры увеличивается плотность двойников и доля двойникованного объема, при этом в приповерхностных слоях заготовки данные параметры значительно превосходят их уровень сердцевины. В итоге более развитая пластическая деформация (после 95% деформации) приповерхностных слоев прутка приводит к началу процесса фрагментации ламельной структуры. С другой стороны, стесненная деформация в центре прутка сопровождается формированием блочной структуры. Для высокоэнтропийного сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C также на различных масштабных уровнях происходит формирование выраженного структурного градиента. Однако, процесс накопления дефектов кристаллического строения в данном сплаве развивается более интенсивно, что, с одной стороны, сопровождается формированием менее выраженного градиента кристаллографической двухкомпонентной текстуры 001//ОП и 111//ОП из-за размытия текстуры в процессе деформационно-индуцированного мартенситного превращения и двойникования. Однако, градиент доли двойникования (доли двойникованного объема) и плотности двойников по сечению заготовки для сплава с наиболее низкой ЭДУ выражен более ярко, что приводит к более ранней трансформации ламельной структуры в глобулярную – в приповерхностных слоях и на середине радиуса после 60% и 80% деформации, соответственно. При этом после первых проходов (20 и 40%) в структуре формируются пластины ε-мартенсита, содержание которого возрастает от сердцевины к краю прутка. После более высоких степеней деформации (60%) ε-мартенсит претерпевает обратное превращение в аустенит, т.е. наблюдается деформационно-обусловленные прямое и обратное мартенситное превращение. В тонкой структуре уже после 40% деформации наблюдаются широкие полосы сдвига, а после 80% - на поверхности прутка наблюдаются макроскопические полосы сдвига. Таким образом, более высокое значение ЭДУ стали 10Х16Н13М3 способствует формированию более выраженного градиента кристаллографической текстуры в радиальном направлении, однако при этом наблюдается менее выраженный структурный градиент и неизменный фазовый состав. В сплаве Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C с меньшим уровнем ЭДУ получен более четкий структурный градиент из-за формирования значительно большей плотности двойников деформации и развития деформационно-обусловленного прямого и обратного мартенситного превращения, что сопровождается значительно более ранним процессом фрагментации структуры. По результатам исследования влияния градиентной структуры, полученной при пластической деформации, на механические свойства и разрушение аустенитной стали 10Х16Н13М2 и высокоэнтропийного сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0.5C установлено, что при испытаниях на растяжение аустенитной стали, подвергнутой холодной пластической деформации методом радиальной ковки, обнаружена аномалия в механических свойствах - при увеличении степени деформации с 20% до 80% происходит повышение предела прочности и текучести с тенденцией к насыщению на уровне ~1020 и ~900 МПа, соответственно. Однако при этом наблюдается стабилизация относительного удлинения на уровне 14%. Повышение прочности, по-видимому, обусловлено диспергированием структуры и накоплением дефектов кристаллического строения при деформации, прежде всего, в направлении края прутка. С другой стороны, наличие относительно пластичной сердцевины из-за значительно меньшего уровня накопленной деформации и, следовательно, плотности двойников способствует стабилизации величины относительного удлинения. Фрагментация структуры на краю прутка после радиальной ковки со степенью 95% приводит к резкому повышению прочностных характеристик на ~20% и падению относительного удлинения до 9,5%. Эффект фрагментации структуры аналогичным образом сказывается на свойствах сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C, где данное явление начинается на краю прутка уже после 60% радиальной ковки. При этом увеличение степени холодной пластической деформации сопровождается практически линейным увеличением прочностных характеристик. Одновременно с этим наблюдается непрерывное падение относительного удлинения. Распределение твердости по поперечному сечению прутков исследуемых сплавов при увеличении степени деформации изменяется схожим образом, в то же время у сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C уровень твердости несколько выше, что обусловлено более интенсивным диспергированием структуры. Наличие пика твердости в сердцевине, по-видимому, вызвано формированием острой двухкомпонентной текстуры 111//ОП и 001//ОП. С другой стороны, постепенное повышение твердости к краю поперечного сечения прутка связано с накоплением большей деформации при радиальной ковке и как результат большему диспергированию структуры при двойниковании и последующей фрагментации - в случае стали 10Х16Н13М2; при прямом и обратном мартенситном превращении, двойниковании и последующей фрагментации структуры – в случае сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C. При испытании на динамический трехточечный изгиб (KCV) исследованные сплавы обладают близким поведением и уровнем KCV. После 20% радиальной ковки у обоих сплавов наблюдается падение KCV, однако у сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0.5C это падение более существенное из-за получения наиболее дисперсной структуры. При дальнейшем увеличении степени деформации уровень KCV сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0.5C стабилизируется, а у стали 10Х16Н13М2 происходит постепенное снижение KCV до уровня исследуемого высокоэнтропийного сплава. Следует отметить различие в форме участка развития трещины на диаграммах разрушения при динамическом трехточечном изгибе. Так для стали 10Х16Н13М2 в исходном состоянии и после 20% радиальной ковки данный участок плавный без видимых перегибов, что обусловлено развитием трещины в условиях отсутствия или слабо выраженной градиентной структуры. Однако при испытании образцов, подвергнутых 40-95% радиальной ковки, наблюдается серия перегибов, что связано с торможением распространения трещины на различных участках градиентной структуры, т.е. увеличением энергии распространения трещины при переходе трещины в центральную область прутка. С другой стороны, для сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0.5C процесс распространения трещин является менее энергоемким, что и определяет меньший уровень KCV, а на участке развития трещины на диаграммах разрушения перегибы, обусловленные торможением трещины, менее выражены. Разрушение стали 10Х16Н13М2 в условиях динамического трехточечного изгиба (KCV) происходит по вязкому механизму с образованием ямочного излома. Однако разрушение центральной части прутка сопровождается существенным увеличением количества вторичных трещин по сравнению с приповерхностными слоями на участках плоскодеформированного состояния, что, по-видимому, обусловлено более выраженной кристаллографической текстурой, которая и вызывает ветвление трещины вдоль оси прутка. Разрушение сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C обладает схожими закономерностями, однако в состоянии после 80% радиальной ковки трещина развивалась на краю прутка по механизму образования, роста и слияния пор, а в центральной части излом носит ступенчатый характер из-за проскока трещины попеременно вдоль и поперек волокнистой структуры. Область перед зоной выбега трещины во всех случаях имеет ямочное строение с незначительным количеством вторичных осевых трещин в холоднодеформированных состояниях за исключением сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C после 80% радиальной ковки, где в зоне выбега трещины наблюдается смешанный излом – плато с ямочным строением и вертикальные участки осевых проскоков трещины.

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
Механизмы и закономерности формирования градиентной структуры при последеформационной термической обработке метастабильных сплавов на аустенитной основе, а именно аустенитных сталей 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т и высокоэнтропийного сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C, во многом зависят от особенностей полученного при холодной радиальной ковке (ХРК) состояния и режимов последующей термической обработки. В рамках проекта путем моделирования методом конечных элементов было показано, что приповерхностные слои прутка в процессе ХРК накапливают большую степень пластической деформации по сравнению с сердцевиной, что приводит к формированию градиентной структуры по сечению. Характер полученной при ХРК градиентной структуры определяется не только накопленной пластической деформацией в каждом слое прутка, но и уровнем энергии дефекта упаковки (ЭДУ) сплава, а именно реализуемыми механизмами пластической деформации. Так в стали 08Х17Н13М2Т ЭДУ находится на уровне 39 мДж/м2, что обуславливает развитие механического двойникования при пластической деформации (TWIP-эффект). Сталь 08Х18Н10Т обладает ЭДУ на уровне 18-20 мДж/м2, что помимо TWIP-эффекта при относительно больших степенях деформации позволяет реализовать TRIP-эффект за счет формирования α’-мартенсита деформации. В сплаве Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C ЭДУ ниже 13 мДж/м2, что определяет образование ε-мартенсита деформации (TRIP-эффект) и механических двойников (TWIP-эффект) в процессе ХРК. После ХРК60% и ХРК90-95% в центре прутков исследуемых сплавов наблюдается двухкомпонентная текстура аустенита <111>//ОП и <001>//ОП, которая в направлении края прутка вырождается в слабую однокомпонентную аксиальную текстуру аустенита <111>//ОП. При этом аустенитные зерна с ориентировкой <001>//ОП содержат в основном дислокационные ячейки, а зерна с ориентировкой <111>//ОП – механические двойники различных систем. Помимо этого, в стали 08Х18Н10Т по всему сечению прутка наблюдается однокомпонентная аксиальная текстура мартенсита <101>//ОП. Установлено, что после ХРК60% происходит увеличение плотности двойников и доли двойникованного объема от центра к краю. Однако после ХРК90-95% на краю наблюдается существенное снижение плотности двойников из-за фрагментации структуры и образования новых субзерен, а также образования α’-мартенсита деформации в случае стали 08Х18Н10Т. При низкотемператрных последеформационных отжигах сталей 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т и сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C наблюдается запаздывание процесса рекристаллизации в центре относительно края. Зародыши рекристаллизации в первую очередь формируются на механических двойниках внутри зерен с ориентировкой <111>//ОП, что по мере развития рекристаллизации приводит к размытию данной текстурной компоненты. С другой стороны, аустенитные зерна с ориентировкой <001>//ОП рекристаллизуются при более высоких температурах за счет роста уже существующих рекристаллизованных зерен. Следует отметить, что текстурный градиент в аустенитных сталях 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т обладает существенно большей температурной стабильностью по сравнению со сплавом Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C, т.к. выравнивание текстуры по сечению прутка из-за завершения статической рекристаллизации наблюдается после отжигов при 900 °С для сталей 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т и уже при 700 °С для сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C. Определяющее влияние на температурную стабильность полученного при ХРК текстурного и структурного градиента оказывает наличие вторых фаз, которые затормаживают перераспределение дислокаций и движение межзеренных границ. В сталях 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т при отжигах наблюдается формирование нанокарбидов Ме23С6, которые задерживают процессы полигонизациии и рекристаллизации, что приводит к сохранению текстурного и структурного градиента после отжигов при температурах 700 °С и ниже. С другой стороны, в сплаве Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C наблюдается формирование крупных карбидов Ме23C6, которые оказывают сравнительно слабое тормозящее влияние на полигонизацию и рекристаллизацию при нагреве. В стали 08Х18Н10Т после ХРК90% обнаружен градиент содержания α’-мартенсита деформации (40% α’-мартенсита в центре и 70% α’-мартенсита на краю прутка), что обусловлено развитием деформационно-индуцированного мартенситного превращения при ХРК. При этом для аустенита и α’-мартенсита выполняется ориентационное соотношение Курдюмова-Закса. В центре прутка формируется ламельная аустенитно-мартенситная структура, а на краю – глобулярная мартенситная. Градиент α’-мартенсита деформации по сечению размывается при увеличении температуры отжига от 500 до 700 °С. При температурах выше окончания обратного мартенситного превращения (800 °С и выше) градиент фазового состава полностью пропадает. Обратное мартенситное превращение начинается по сдвиговому механизму. При этом среднее значение температуры начала обратного превращения при нагреве находится на уровне 530°С и практически не зависит от скорости нагрева в диапазоне 0,15–400°С/с. При более высоких температурах данное превращение развивается по диффузионному механизму, на которое накладывается рекристаллизация аустенита. Следует отметить, что при увеличении скорости нагрева температура окончания сдвигового обратного мартенситного превращения, температурные интервалы диффузионного обратного мартенситного превращения и рекристаллизации аустенита смещается вверх по оси температур. Таким образом, на втором этапе определены механизмы и закономерности формирования градиентных структур при последеформационной термической обработке сплавов на аустенитной основе с низкой ЭДУ, что позволило установить условия получения наиболее перспективных структурных состояний для последующего изучения механического повеления и процессов разрушения рассматриваемых материалов на третьем этапе проекта.

Аннотация результатов, полученных в 2022 году
В исследованных метастабильных сплавах с низкой ЭДУ (коррозионностойкие аустенитные стали 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т, а также высокоэнтропийный сплав Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C) при холодной радиальной ковке (ХРК) постепенно формируется выраженная градиентная структура и текстура. Градиентная текстура исследуемых сплавов обусловлена получением в центре прутков острой двухкомпонентной текстуры аустенита <111> и <100>, которая в направлении края прутка трансформируется в слабую однокомпонентную аксиальную текстуру <111>. Помимо этого, в стали 08Х18Н10Т обнаружен выраженный градиент однокомпонентной аксиальной текстуры мартенсита <110>. Дополнительно в сплавах с преимущественно аустенитной структурой - 08Х17Н13М2Т и Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C - наблюдается градиент плотности двойников, а также развитие процессов фрагментации структуры в подповерхностных слоях из-за большего уровня накопленной пластической деформации. В свою очередь, в стали 08Х18Н10Т формируется градиент содержания мартенсита деформации. Последующие низкотемпературные отжиги приводят к ряду структурных изменений (выделение нанокарбидов, полигонизация, образование зародышей рекристаллизации, частичное обратное мартенситное превращение), что вызывает частичную трансформацию градиентной структуры. Данные особенности структуры исследованных сплавов вызывают появление аномалий механического поведения в процессе испытаний на одноосное растяжение и динамический трехточечный изгиб, что позволяет преодолеть условия компромисса между прочностью, с одной стороны, и пластичностью/ударной вязкостью, с другой. Первая аномалия заключается в эффекте одновременного увеличения характеристик прочности и пластичности исследуемых сплавов с градиентной структурой относительно упрочненного исходного холоднодеформированного состояния (ХРК со степенью 95%). Важно отметить, что помимо увеличения общей пластичности наблюдается возрастание равномерного удлинения. Вторая аномалия проявляется в экстремальной зависимости коэффициента деформационного упрочнения, который наблюдается у всех исследованных сплавов с градиентной структурой. Третья аномалия связана с эффектом торможения развития трещины в условиях градиентных структур при испытании на динамический трёхточечный изгиб, что обеспечивает повышенный уровень ударной вязкости, с одной стороны, и малую чувствительность ударной вязкости к понижению температуры, с другой. Основываясь на результатах экспериментальных исследований и моделирования методом конечных элементов, были сформулированы принципы и условия получения градиентной структуры и текстуры посредствам деформационно-термической обработки. Ссылки на информационные ресурсы в сети Интернет, посвященные проекту: https://www.minobrnauki.gov.ru/press-center/news/nauka/62253/ https://youtu.be/2rhdXPHx6ok https://russian.rt.com/science/article/1085591-stal-izobretenie-obrabotka https://bsuedu.ru/bsu/news/news.php?ID=772626&IBLOCK_ID=123