Аннотация результатов, полученных в 2022 году
1). Проведены исследования микроструктуры, фазового состава и механических свойств при испытаниях на растяжение образцов крупнозернистой стали Х18Н10Т и титанового сплава ВТ16. Все крупнозернистые материалы в состоянии поставки имеют типичную микроструктуру – двухфазная a+b зеренная микроструктура в титановом сплаве ВТ16 и однородная крупнозернистая микроструктура в стали 08Х18Н10Т, в которой наблюдаются тонкие (толщиной до 10 мкм) полосы ферритной delta-фазы, вытянутые вдоль направления деформации. Длина полос -феррита 500 мкм, а их объемная доля по результатам РФА составляет 1.5-3%. В структуре стали встречаются единичные микронные и субмикронные частицы карбида и карбонитрида титана. Содержание b-фазы в титановом сплаве согласно результатам РФА составляет 20-25 вес.%. Кривые растяжения для образцов сплава ВТ16 без особенностей; величина предела прочности при испытании гладких цилиндрических образцов составляет 1050-1100 МПа, а относительное удлинение до разрушения не превышает 15%. Кривая растяжения «напряжение - деформация» крупнозернистой стали имеет классический вид, с протяженной стадией деформационного упрочнения. Величина предела прочности крупнозернистой стали составляет Sв = 720 МПа. Это весьма высокое значение, которое обусловлено, вероятно, наличием частиц delta-феррита и относительно малым размером зерна аустенита (~20 мкм) в горячедеформированной стали. Проведены исследования влияния температуры и времени отжига на закономерности эволюции микроструктуры в аустенитной стали и титановом сплаве. Исследованы процессы диффузионного высокотемпературного разложения delta-феррита на частицы sigma-фазы и карбиды Fe3C. Выделения частиц карбидов хрома не обнаружено. Исследованы закономерности изменения морфологии зерен alfa- и beta-фазы при отжиге крупнозернистых образцов титанового сплава ВТ16. Проведены исследования микроструктуры, рентгенофазового состава и микротвердости образцов стандартного авиационного крепежа, изготовленного из титанового сплава ВТ16, а также крепежа, изготовленного из стали Х18Н10Т. Определены параметры механических свойств материалов крепежа. 2). Проведены релаксационные испытания микрообразцов (3x3x6 мм) на сжатие, вырезанных из крупнозернистых прутков стали и титанового сплава, а также микрообразцов аналогичного размера, вырезанных из крепежа, изготовленного по стандартной технологии. Показано, что кривые релаксации (зависимости «глубина релаксации – напряжение приложенное к образцу») для крупнозернистых материалов имеют классический трехстадийный характер, на которой достаточно отчетливо выделяются стадии макроупроугой, микропластической и макропластической деформации. Глубина релаксации в области макроупругой деформации для крупнозернистой аустенитной стали составляет ~5 МПа, а в области макропластической деформации незначительно повышается от 15-16 до 20-21 МПа при увеличении приложенного напряжения. Величина предела макроупругости при этом мала и не превышает 130-150 МПа. Титановый сплав ВТ16 в исходном состоянии имеет ярко выраженную стадию макроупругой деформации: величина предела макроупругости близка к 500-550 МПа, а глубина релаксации на этой стадии не превышает 10 МПа. Образцы, вырезанные из крепежа демонстрируют более высокие характеристики релаксационной стойкости – в частности, величина предела макроупругости стального крепежа близка 200-250 МПа, а глубина релаксации в широком интервале деформаций оказывается в ~1.5-2 раза меньше, чем в исходной аустенитной стали 08Х18Н10Т. Аналогичный результат наблюдается для материала крепежа, изготовленного из титанового сплава ВТ16. 3) Исследована микроструктура и механические свойства УМЗ сплава ВТ16 и аустенитной стали Х18Н10Т, изготовленных методом ротационной ковки. Дополнительно, для проведения сравнительных исследований методом РКУП получены образцы УМЗ стали 08Х18Н10Т при температуре 150 и 450 С. Величина предела прочности УМЗ стали Х18Н10Т после РКУП при температурах 150 и 450 оС составляет 1020-1100 МПа, а после холодной ротационной ковки повышается до 1200-1250 МПа, но величина относительного удлинения до разрушения уменьшается до 5-7%. Интересно отметить, что на диаграммах растяжения УМЗ стали изготовленной методом РКУП присутствует явно выраженный верхний предел текучести, после которого следует уменьшение напряжения на 30-50 МПа и непродолжительная стадия устойчивого пластического течения, которая переходит в стадию локализации пластической деформации. Кривая растяжения для образцов изготовленных методом ротационной ковки имеет вид, характерный для сильнодеформированного материала – стадия интенсивного деформационного упрочнения, который сразу же переходит в статью локализации деформации. Зона среза на изломе для образцов стали после РК составляет более 80%. Повышенная прочность стальных образцов изготовленных методом холодной ротационной ковки обусловлена, вероятно, более мелким размером зерна и повышенной объемной долей alfa’-мартенсита. Изломы образцов имеют смешанный хрупко-вязкий характер, разрушение УМЗ образцов при испытаниях на растяжение начинается на фрагментированных при РКУП и/или РК частицах delta-феррита. На поверхности изломов УМЗ образцов стали иногда наблюдаются области, в которых присутствуют частицы фрагментированного delta-феррита. Вероятно, выбранных режимов РКУП и ротационной ковки недостаточно для полной и эффективной фрагментации частиц delta-феррита, которые изначально присутствуют в микроструктуре крупнозернистой стали. 4) Кривые релаксации для образцов УМЗ стали Х18Н10Т и титанового сплава ВТ16 имеют протяженную стадию макроупругой деформации с очень малой глубиной релаксации (~1-2 МПа). Протяженность стадии микропластической деформации очень мала и она практически сразу же переходит в стадию макропластической деформации. Величина предела макроупругости стали Х18Н10Т и титанового сплава ВТ16 после обработки методом ротационной ковки повышаются до 800-850 МПа.Кривые релаксации для образцов УМЗ стали изготовленной методом РКУП имеют более плавный характер, причем стадия ярко выраженной макропластической деформации практически отсутствует – стадия микропластической деформации достаточно плавно переходит в стадию макропластической деформации. Увеличение числа циклов РКУП приводит к смещению кривых релаксации в область более высоких напряжений. Глубина релаксации ~ 20 МПа в УМЗ сталях подвергнутых N = 1 циклу РКУП достигается при напряжении 670–690 МПа, а в УМЗ сталях полученых путем N = 4 циклов обработки методом РКУП данная глубина релаксации достигается при напряжении 935–950 МПа (Tркуп = 450 оС) и 990–1010 МПа (Tркуп = 150 оС). 5) Начаты работы по созданию рентгеновской методики контроля внутренних напряжений в образцах УМЗ сталей и титановых сплавов. Показано, что уровень внутренних напряжений в образцах изготовленных методом ротационной ковки очень велик, причем, в зависимости от схемы деформации, в прутке могут быть сформированы как сжимающие, так и растягивающие внутренние напряжения. Проводятся исследования влияния качества подготовки образцов для проведения исследований, а также работы по верификации результатов предварительных исследований методом sin2a. 6) Исследовано деформационное повышение при повышенных температурах (450-900 оС) УМЗ стали 08Х18Н10Т. Показано, что процесс деформации УМЗ стали при повышенных температурах контролируется интенсивностью одновременно протекающих процессов зернограничного проскальзывания и степенной ползучести. Разрушение УМЗ сталей носит кавитационный характер – на изломах и поверхности образцов после высокотемпературных испытаний наблюдаются крупные вытянутые поры, образующиеся на неметаллических включениях, а также субмикронные поры, образующиеся на частицах sigma-фазы.

Аннотация результатов, полученных в 2023 году
1. Методом ротационной ковки изготовлены образцы (в форме прутков) титанового сплава ВТ16 и аустенитной стали Х18Н10Т. Образцы имеют сильнофрагментированную микроструктуру. Проведены измерения микротвердости, рентгеновские и электронно-микроскопические исследования однородности структуры полученных прутков. Показано, что в титановом сплаве ВТ16 наблюдается максимальное упрочнение поверхностного слоя прутка, в то время как в стали 08Х18Н10Т максимальная твердость материала достигается в центральной части прутка. Установлено, что прочностные характеристики мелкозернистых образцов в 1.5-2 раза превосходят аналогичные характеристики для крупнозернистых образцов. 2. Результаты исследований влияния температуры 30-минутного отжига на параметры микроструктуры, микротвердость и механические свойства при испытаниях на растяжение мелкозернистых материалов. Результаты фрактографического анализа изломов образцов после испытаний на растяжение. Установлено, что при нагреве до 450 оС происходит повышение твердости центральной и поверхностной зоны образцов стали 08Х18Н10Т, при дальнейшем повышении температуры отжига твердость начинает уменьшаться. Зависимость твердости сплава ВТ16 от температуры нагрева имеет традиционный трехстайдиный характер; после отжига при температурах 700-800 оС титановый сплав имеет однородную рекристаллизованную микроструктуру. 3. Результаты релаксационных испытаний микрообразцов на сжатие, свидетельствующие о высоких характеристиках релаксационной стойкости (малая глубина релаксации, большая величина предела макроупругости) мелкозернистых материалов. Результаты исследований влияния температуры отжига на релаксационных характеристики мелкозернистой стали 08Х18Н10Т и титанового сплава ВТ-16. Показано, что сталь 08Х18Н10Т сохраняет свою высокую релаксационную стойкость при нагреве вплоть до температуры 600-650 оС. 4. Результаты механических испытаний на растяжение цилиндрических образцов с V-образными надрезами глубиной 0.5 и 1 мм, изготовленных из крупнозернистых и мелкозернистых образцов титанового сплава ВТ16 и аустенитной стали Х18Н10Т. Данные о чувствительности крупнозернистых и мелкозернистых образцов к надрезам. Показано, что надрезы приводят к существенному снижению величины предела прочности и относительного удлинения высокопрочных мелкозернистых сталей. 6. Предварительный вариант расчета деформационной способности цилиндрических образцов крупнозернистых и мелкозернистых материалов, в том числе – образцов с надрезами. Предварительные результаты моделирования растяжения образцов с надрезами при комнатной температуре. Предварительные результаты сопоставления результатов расчетов с экспериментальными данными. Показано, что наблюдается хорошее соответствие для случая растяжения крупнозернистых образцов титанового сплава ВТ-16, выявленное расхождение результатов расчетов с экспериментальными данными по стали 08Х18Н10Т обусловлено образованием мартенсита деформации непосредственно в процессе испытания. Разработаны предложения по усовершенствованию модели, основанные на необходимости выбора более корректных констант материала. 7. Результаты предварительных коррозионных испытаний образцов крупнозернистых и мелкозернистых образцов аустенитной стали 08Х18Н10Т. Результаты исследований влияния температуры отжига на склонность аустенитной стали 08Х18Н10Т к межкристаллитной коррозии. Показано, что поверхностный слой прутка аустенитной стали обладает немонотонной зависимостью скорости коррозии от температуры отжига. Установлено, что после отжига при температуре 500 оС стойкость поверхностного слоя прутка против межкристаллитной коррозии снижается до недопустимого уровня. Дальнейшее повышение температуры отжига приводит к снижению скорости коррозии и повышению стойкости стали против межкристаллитной коррозии. 8. Предварительные результаты исследований образования и трансформации мартенсита деформации в мелкозернистой стали 08Х18Н10Т с использованием методики внутреннего трения. Показано, что методика внутреннего трения является весьма эффективной для исследования особенностей трансформации мартенсита в аустенит при нагреве образцов мелкозернистых сталей.