Поведение стали с пластичностью, наведенной двойникованием, при многопроходном равноканальном угловом прессовании при повышенных температурах Текст научной статьи по специальности «Физика»

УДК 669, 620.178.4/.6, 620.186.8

Поведение стали с пластичностью, наведенной двойникованием, при многопроходном равноканальном угловом прессовании при повышенных температурах

12 1 2 2 3

Н.А. Еникеев1'2, М.М. Абрамова1, И.В. Смирнов2, А.М. Мавлютов23, J.G. Kim4, C.S. Lee5, H.S. Kim5

1 Лаборатория металлов и сплавов при экстремальных воздействиях, Уфимский университет науки и технологий, Уфа, 450076, Россия

2 Санкт-Петербургский государственный университет, Санкт-Петербург, 199034, Россия

3 Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе РАН, Санкт-Петербург, 194021, Россия 4 Факультет инженерии материалов и конвергентных технологий (Центр K-металлов),

Национальный университет Кенсан, Чинджу, 52828, Республика Корея 5 Высший институт технологий черных и экоматериалов, Пхоханский университет науки и технологии,

Пхохан, 37673, Республика Корея

Настоящая работа посвящена получению сталей с пластичностью, наведенной двойникованием, с микроструктурой, измельченной в результате интенсивной пластической деформации путем равноканального углового прессования, а также изучению механического поведения стали с качественно различными микроструктурами, полученными при температурах обработки от 400 до 900 °C. Механические характеристики стали в различных структурных состояниях были охарактеризованы с помощью статических испытаний на растяжение, двухосных и динамических испытаний. Обсуждаются эффекты, связанные с изменениями в структуре материала, вызванными интенсивной деформацией при различных температурах; дается представление об их влиянии на механические параметры обработанной стали с пластичностью, наведенной двойникованием. Повышенные температуры равноканального углового прессования позволяют формировать более однородные рекристаллизованные структуры, обеспечивая лучший компромисс между пределом текучести, формуемостью, пластичностью и трещино-стойкостью среди всех исследованных состояний. Полученные результаты могут быть важны для разработки высокопроизводительных сталей для применения в автомобильной и водородной промышленности.

Ключевые слова: пластичность, наведенная двойникованием, аустенитные стали, ультрамелкозернистые материалы, интенсивная пластическая деформация, микроструктура, прочность, пластичность, формуемость, трещи-ностойкость, механизмы деформации

DOI 10.55652/1683-805X_2024_27_4_85-99

Performance of twinning-induced plasticity steel processed by multipass equal channel angular pressing at high temperatures

N.A. Enikeev1,2, M.M. Abramova1, I.V. Smirnov2, A.M. May^ut^2,3, J.G. Kim4, C.S. Lee5, and H.S. Kim5

1 Laboratory for Metals and Alloys under Extreme Impacts, Ufa University of Science and Technology,

Ufa, 450076, Russia 2 Saint Petersburg State University, Saint Petersburg, 199034, Russia 3 Ioffe Institute, Saint Petersburg, 194021, Russia 4 Department of Materials Engineering and Convergence Technology, Center for K-Metals, Gyeongsang National University, Jinju, 52828, Republic of Korea 5 Graduate Institute of Ferrous and Eco Materials Technology, Pohang University of Science and Technology,

Pohang, 37673, Republic of Korea

The present paper deals with twinning-induced plasticity (TWIP) steels with the microstructure refined by severe plastic deformation via equal channel angular pressing and explores the mechanical behavior of a steel with qualitatively different microstructures formed in the temperature range 400-900°C. Mechanical characteristics of a steel in different structural states are studied in static tensile tests, biaxial and dynamic tests. Structural changes in the material during severe deformation at different temperatures are discussed, and their effect on the mechanical parameters of TWIP steel is considered. High temperatures of equal channel angular pressing allow for more homogeneous recrystallized structures, which ensure the best combination of the yield stress, formability, plasticity, and crack resistance. These findings can be important in developing high-performance steels for the automotive and hydrogen industries.

Keywords: twinning induced plasticity, austenitic steels, ultrafine-grained materials, severe plastic deformation, microstructure, strength, plasticity, formability, crack resistance, deformation mechanisms

© Еникеев Н.А., Абрамова М.М., Смирнов И.В., Мавлютов А.М., Kim J.G., Lee C.S., Kim H.S., 2024

1. Введение

Изменение энергии дефекта упаковки в диапазоне 15-40 мДж/м2 путем легирования железа марганцем в пределах 15-30 мас. % и добавления других компонентов позволяет получать аусте-нитные стали, обладающие эффектом пластичности, внесенной двойникованием (twining-induced plasticity, TWIP) [1, 2]. TWIP-стали характеризуются пониженной плотностью относительно традиционных сталей, сочетающейся с высокой способностью к деформационному упрочнению, являясь представителями второго поколения передовых высокопрочных сталей, востребованных в производственном секторе. Однако некоторые из потенциальных применений, например, в автомобильной промышленности или в области транспортировки и хранения водорода, могут быть ограничены невысокими значениями их предела текучести (обычно порядка нескольких сотен МПа в отожженном крупнозернистом состоянии). Одним из эффективных подходов к повышению прочности металлических материалов без изменения их химического состава является интенсивная пластическая деформация, которая приводит к значительному измельчению зеренной структуры до ультрамелкозернистого (УМЗ) или нано-кристаллического состояния [3]. Первые исследования влияния больших деформаций сдвигом, осуществленным кручением под высоким давлением (КВД) в высокомарганцевых сталях с содержанием Mn менее 15 мас. % [4, 5], а затем и в TWIP-сталях [6-10], продемонстрировали возможность существенного измельчения зеренной структуры материала даже при обработке монокристаллов [5, 7]. В зависимости от параметров деформационного воздействия, исходного состояния и химического состава TWIP-сталей, получаемые УМЗ состояния могут характеризоваться сочетанием различных наноструктурных особенностей, включающих ультрамелкие/нанокристал-лические зерна/фрагменты с высокой плотностью дислокаций и нанодвойников [4-7, 9], в комбинации с фазовыми превращениями и сегрегацией растворенных атомов на поверхностях раздела [8, 10]. Эти сложные иерархические структуры обеспечивают действие множественных механизмов упрочнения [10], повышая твердость [4-7, 9] и значительно увеличивая предел текучести — практически на порядок [10, 11].

Однако эти состояния были реализованы в миниатюрных образцах и продемонстрировали также весьма ограниченную пластичность [10, 11],

что не является привлекательным с прикладной точки зрения. Поэтому методы, способные реализовать интенсивную пластическую деформацию в заготовках с большими размерами, такие как рав-ноканальное угловое прессование (РКУП) [3], вызвали значительный интерес исследователей, стремящихся улучшить механические характеристики Т^1Р-сталей. Первые исследования показали [12-14], что даже один проход РКУП обеспечивает значительное измельчение микроструктуры в Т^1Р-сталях, что приводит к образованию многочисленных микромасштабных двойников и локализации деформации в виде микрополос. Многопроходное РКУП Т^Р-сталей приводит к формированию очень сложной неоднородной иерархической микроструктуры, состоящей из фрагментов, микрополос, дислокационных скоплений в сочетании с колониями микро- и нано-двойников [13, 15, 16], в отличие от достаточно однородных наноструктур, получаемых при кручении под высоким давлением. Сформированные РКУП микроструктуры образуются благодаря сочетанию конкурирующих механизмов деформации, таких как накопление дислокаций, двойни-кование и возврат/рекристаллизация [13, 15-17], в зависимости от маршрута РКУП, температуры, накопленной степени деформации и постдеформационной обработки. Следует отметить, что РКУП-обработка Т^1Р-сталей представляет собой технически сложную задачу, поскольку даже один проход может привести к разрушению заготовки [10, 14], и требует продуманной разработки конструкции РКУП-матрицы и параметров обработки. Поэтому результаты применения РКУП к Т^1Р-сталям не представлены в литературе в большом количестве, при этом в большинстве опубликованных исследований по многопроходному РКУП приводятся результаты, относящиеся к числу проходов, обычно не превышающему п = 4 [13, 15, 16, 18]. Увеличение п до больших значений приводит к дальнейшему измельчению зеренной структуры, что выражается в образовании высокодефектных ультрамелких зерен/фрагментов и усеченных микрополос, часто разделенных наноразмерными двойниками [17, 19]. Эти УМЗ-структуры обеспечивают значительное дополнительное упрочнение в Т^1Р-сталях с различным химическим составом — по результатам экспериментальных инженерных кривых «напряжение - деформация» предел текучести был увеличен до 1.3-1.5 ГПа [13, 17, 19]. Однако резуль-

таты этих исследований свидетельствуют, что пластичность полученных многопроходным РКУП образцов остается невысокой (менее 10-20 %), что может повлиять на другие важные механические параметры, такие как формуемость, трещино-стойкость и ударная вязкость, важные для практического применения.

В настоящей работе представлены результаты исследования влияния температуры на формирование микроструктуры ТШ1Р-стали, полученной методом РКУП, и изменение ее механических характеристик. В опубликованных к настоящему времени исследованиях [8-20] сообщалось о результатах, которые были достигнуты при температуре РКУП-обработки до 400 °С. В настоящей работе этот параметр расширен до 900 °С, а также исследовано влияние качественно различных микроструктур на прочность и пластичность при растяжении, а также на такие редко изучаемые свойства ультрамелкозернистых ТШ1Р-сталей, как поведение при многоосном растяжении и динамическом воздействии, важное с прикладной точки зрения.

2. Материал и методики исследования

В соответствии с предыдущими работами [17, 19] была изучена высокомарганцевая ТШГР-сталь. Химический состав стали был определен как Бе-17Мп-2А1-0.6С (мас. %) в соответствии с предоставленным сертификатом и подтвержден спектральным анализом. Сталь была изготовлена компанией РОБСО (http://posco.co.kr) и в состоянии поставки характеризовалась полностью рекрис-таллизованной аустенитной структурой с разме-

ром зерна около 1 мм (рис. 1, а). Заготовки из TWIP-стали были подвергнуты РКУП (схематическое изображение процесса приведено на рис. 1, б) при температурах от 400 до 900 °C. Поперечное сечение РКУП-каналов имело форму круга диаметром 10 мм, угол пересечения каналов составлял 120°. Были обработаны заготовки длиной 60 мм. Многопроходная РКУП-обработка проводилась с количеством проходов до разрушения заготовок. Большее число проходов было достигнуто за счет специально подобранной схемы обработки, включающей не только поворот заготовки на 90° между проходами (маршрут Bc), но и поворот на 180° вдоль оси, соответствующей центру образца в нормальном направлении, в соответствии с предложенным в [17] способом.

Образцы для исследования методами просвечивающей и растровой электронной микроскопии (ПЭМ и РЭМ соответственно) были подготовлены с помощью травления 10%-м раствором хлорной кислоты в этаноле и электрополировки при 45 В. Для исследований использовались растровый электронный микроскоп JEOL JSM-6490VL и просвечивающий электронный микроскоп JEOL JEM-2100.

Рентгеновские профили для рентгеноструктур-ного анализа (РСА) были измерены на дифракто-метре Bruker D2 Phaser с использованием CuKa-излучения при напряжении 30 кВ и токе 20 мА. Значения размера областей когерентного рассеяния Dhki, микродеформации <в2>1/2 и параметра решетки a были рассчитаны с помощью уточнения методом Ритвельда, реализованным в программе MAUD [21]. Инструментальное уширение учитывалось путем измерения стандартного об-

Нагрузка

Рис. 1. Оптическое изображение микроструктуры Т'1Р-стали в состоянии поставки (а); схема РКУП (б) (цветной в он-лайн-версии)

Рис. 2. Эскиз устройства для определения формуемо-сти образцов Т"ШР в разрезе (цветной в онлайн-вер-сии)

разца Л120з при тех же настройках измерения. Плотность дислокаций р рассчитывалась из приведенных данных по соотношению р = 2л/3 х (s2 )^2/(Ь£>ш ) согласно [22], где b = а\/2/2— модуль вектора Бюргерса для ГЦК-материала.

Микротвердость по Виккерсу измеряли на приборе Buehler Micromet-5101 при нагрузке 100 г в течение 10 с. Статические испытания на растяжение проводили на испытательной машине Instron 8801 при комнатной температуре и скорости деформации 5- 10-4 с1. Для механических испытаний TWIP-стали, подвергнутой РКУП, использовали плоские образцы размером 4 * 1 * з

1 мм .

Для определения формуемости образцов TWIP-стали в исходном состоянии и после РКУП был использован специально разработанный прибор. Суть метода заключается во вдавливании стального шарика в образец, установленный между зажимным кольцом и матрицей, до появления сквозной трещины на прессуемом образце. Схематическое изображение устройства представлено на рис. 2.

Диски диаметром 8± 0.01 мм и толщиной 0.4 ± 0.01 мм вырезали из исходного материала, а также из прутков, обработанных РКУП на электроэрозионном станке ARTA 123 PRO. Поверхность дисков полировалась для достижения шероховатости Ra< 0.4 мкм согласно ГОСТ 20482-2015. Для этого поверхность образцов шлифовали на шлифовально-полировальном станке Buehler Eco-met 250 PRO. Механическое шлифование прово-

дилось на шлифовальной бумаге, последующее полирование — на алмазной суспензии с постепенным уменьшением размера шлифовальных частиц.

Испытания проводились при комнатной температуре на испытательной машине Shimadzu AG-50kNX. Скорость вдавливания составляла 5 х 10-4 с-1, для вдавливания использовались стальной шарик и пуансон диаметром 2.5 мм (рис. 2). Перед испытанием обе стороны образца смазывались графитовой смазкой. Образец зажимался между зажимным кольцом и матрицей с усилием прижима ~10 кН. Остановка движения пуансона производилась после начала резкого падения усилия прижима пуансона. Для корректного сравнения результатов, полученных на разных образцах, сила вдавливания пуансона F была нормирована на начальную толщину образца h0.

Испытания TWIP-стали для определения ударной вязкости проводились для V-образных образцов по схеме Шарпи. Часть образцов испы-тывалась с размерами, соответствующими полученным РКУП заготовкам. Поперечное сечение образцов составляло 9.3 х 9.1 мм2, длина — 60 мм. V-образный надрез размером 2.1 мм был сформирован с помощью искрового эрозионного станка. Другая часть образцов была вырезана из РКУП-заготовок со следующими размерами: длина 27.5 мм, толщина 3 мм, высота 4 мм, V-образ-ная выемка глубиной 1 мм. Расстояние между опорами составляло 21 мм. Минимальные размеры образцов были выбраны в соответствии с DIN 50115. Для обеспечения воспроизводимости результатов для каждого состояния материала было испытано от трех до четырех образцов. Испытания проводились на башенном ударном стенде Instron CEAST 9350 в соответствии с DIN 50115, ГОСТ 9454-78, ГОСТ Р ИСО 148-1, ASTM E23-18 и ASTM A370. Энергия удара составляла 40 Дж, скорость ударного элемента в момент удара — 3.9 м/с. В испытаниях использовался инструментированный ударник, который позволил оценить не только общую энергию, затраченную на деформацию и разрушение образца, но и диаграмму нагружения с соответствующим изменением затраченной энергии.

3. Результаты

3.1. Микроструктура

Микроструктура и свойства TWIP-стали, подвергнутой многопроходной РКУП-обработке при

Рис. 3. Изображения тонкой структуры ТТР-стали после РКУП при различных температурах в светлом (ВБ) и темном (ББ) поле: 500 °С, ВБ (а), ББ (б, в); 700 °С, ВБ (г, е), ББ (д); 800 °С, ВБ (ж-и), 900 °С, ВБ (к, м), ББ (л). Изображения темного поля были получены в рефлексе у [220], представленном на рис. 3, а. Размытые/растянутые рефлексы, указывающие на нанодвойники, показаны стрелками на рис. 3, г. Просвечивающая электронная микроскопия

400 °С, подробно описаны в [13]. Результаты, по лученные в данном исследовании, хорошо согласуются с теми, что были представлены ранее. Повышение температуры обработки до более высоких значений привело к постепенному формированию качественно различных микроструктур,

что иллюстрируется ПЭМ-изображениями, представленными на рис. 3. Результаты, полученные с использованием ПЭМ, показывают, что получаемые микроструктуры заметно неоднородны (каждое состояние на рис. 3 для наглядности представлено тремя изображениями, рефлекс для

съемки в темном поле указан на рис. 3, а), а температура влияет на баланс образования двойников, накопления дислокаций и измельчения зерен. В диапазоне температур 500-700 °С происходит переход от локализации деформации двойникова-нием и микрополосами сдвига к формированию более равноосных структур с ультрамелким размером зерна, содержащих дислокационные скопления.

РКУП при 500 °С (рис. 3, а-в) приводит к образованию структур, аналогичных полученным после деформации при 400 °С: наблюдается формирование крайне неоднородной смеси вытянутых и равноосных субзерен/фрагментов (рис. 3, а) с большим количеством наноразмерных двойников (с расстояниями между двойниками порядка десятков нанометров), искаженных дислокационными скоплениями (рис. 3, в). На электронограм-мах наблюдается размытие рефлексов, сопровождающееся вытягиванием, что указывает на наличие наноразмерных двойников. Плотность дислокаций, взаимодействующих с нанодвойниками, визуально выше по сравнению со сталью, обработанной РКУП при 400 °С. Повышение температу-

ры обработки до 700 °С (рис. 3, г-е) усиливает процессы фрагментации, активность процессов двойникования уменьшается. После РКУП при 800 °С (рис. 3, ж-и) двойникование подавляется — наблюдаются лишь единичные двойники с большими межграничными расстояниями, достигающими сотен нанометров. Микроструктура по-прежнему неоднородна — содержит высокую плотность дислокаций, также заметны рекристал-лизованные зерна (рис. 3, е). РКУП при 900 °С обеспечивает формирование более однородной структуры, представленной фрагментами субмикронного размера и скоплениями дислокаций (рис. 3, к-м).

Интересно, что мезоскопическая структура также эволюционировала с повышением температуры РКУП с формированием качественно разных картин, представленных на рис. 4 для состояний, полученных при 700 и 900 °С. Сопоставляя данные РЭМ и ПЭМ, можно утверждать, что каждое состояние характеризуется многомасштабной иерархической структурой: 1) Т^1Р--сталь, обработанная РКУП при температуре до 700 °С, характеризуется неоднородно расположенными

Рис. 5. Рентгеновские профили для крупнозернистой и деформированной Т"ШР-стали, обработанной методом РКУП при различных температурах. Увеличенная область графика отражает наличие пиков, соответствующих только аустенитной фазе (цветной в он-лайн-версии)

структурно обособленными областями (рис. 4, а), многие из которых разделены сетками пересекающихся полос сдвига (рис. 4, б), а внутренние области заполнены субмикронными фрагментами, скоплениями дислокаций и колониями нанодвой-ников (рис. 3, г-е); 2) сталь, полученная при 800900 °С, имеет качественно иную микро- и мезо-структуру, которые представлены равноосными крупными зернами (рис. 4, в) со средним размером до 10 мкм, образованными границами, декорированными выделившимися частицами (рис. 4, г). В свою очередь, внутренние области этих зерен заполнены хаотично распределенными дислокационными структурами высокой плотности и фрагментами (рис. 3, к-м).

Отметим, что независимо от температуры РКУП фазовый состав стали представляет собой полностью аустенитное состояние, что подтверждается также рентгенографическими исследованиями (рис. 5). Несмотря на сообщения об образовании е-мартенсита при больших деформациях Т^1Р-сталей при комнатной температуре [9, 11], РКУП при температурах 400 °С и выше не вызывает фазовых превращений, обнаруживаемых с

помощью рентгенофазового анализа (см. увели ченную область рентгенограммы с индексированными пиками на рис. 5), что согласуется с литературными результатами по применению к высокомарганцевым сталям интенсивной пластической деформации [17, 18, 23], а также прокатки [24].

Вопреки ожиданиям, результаты рентгено-структурного анализа (табл. 1) показали, что размер кристаллитов не имеет выраженной зависимости от температуры РКУП в диапазоне 400700 °С, умеренно увеличиваясь с приближением к температуре 900 °С. Поскольку наличие дислокационных скоплений представляет собой существенную особенность структур, сформированных РКУП, важно количественно оценить их плотность. Рассчитанная по данным РСА плотность дислокаций для всех РКУП-состояний имеет очень высокие значения — вплоть до 1015 м-2 , что согласуется с данными ПЭМ-исследований (рис. 3), указывающих на образование большого количества разнообразно сконфигурированных дислокационных структур в состояниях, деформированных при различных температурах.

3.2. Механические свойства на растяжение

На рис. 6 приведены результаты испытаний на растяжение Т^1Р-стали в различных структурных состояниях. Из представленных данных видно, что прочность всех РКУП-состояний значительно превышает ее уровень для исходного крупнозернистого состояния (с пределами текучести и прочности в 240 и 630 МПа соответственно). Эти результаты показывают, что РКУП при температуре не выше 700 °С позволяет сохранить более высокую прочность деформированной стали, а состояние после РКУП при 900 °С демонстрирует максимальную пластичность среди всех деформированных состояний. Отметим, что повышение температуры РКУП значительно увеличивает равномерное удлинение исследованных деформированных образцов, в отличие от Т^1Р-стали после многопроходного РКУП при 400 °С, где наблюдалась ранняя локализация деформации с шейкообразованием [13].

Таблица 1. Результаты РСА образцов Т"ШР-стали, полученных РКУП при различных температурах

Состояние а, нм нм <е2>1/2 р • 1014, м-2

РКУП при 400 °С 0.36222 ± 0.00004 20 ± 1 0.00148 ± 0.00012 10.0

РКУП при 700 °С 0.36222 ± 0.00005 19 ± 1 0.00137 ± 0.00022 9.7

РКУП при 900 °С 0.36224 ± 0.00004 42 ± 4 0.00141 ± 0.00006 4.5

1200-

u 1000

К ж

<D =5

Он

| 800

600

1 | а

- 500 : С(1) \ 4

- 700 °С (2)

800 °С (3)

- 900 °С (4)

10 20 30 40 Относительное удлинение.

50

60

1200

1000

800

| 600

т

О

200

<>—

°...................

1 О— О

___

о--- -о

▼

-О- Предел текучести

—О— Предел прочности -

▼ Удлинение до разрушения. % ■

500 600 700 800 Температура РКУП °С

900

Рис. 6. Типичные кривые «напряжение - деформация», отражающие результаты испытаний на растяжение Т"ШР-стали, обработанной РКУП при различных температурах (а); зависимость механических параметров стали от температуры РКУП (б). Пунктирные и штриховые линии соответственно обозначают уровни пределов текучести и прочности исходной стали (цветной в онлайн-версии)

На основе полученных данных были выбраны два различных структурных состояния Т^1Р-ста-ли, полученных методом РКУП при 700 и 900 °С, для дальнейшего изучения их механических характеристик. Для сравнения также были испытаны еще два структурно различных состояния, полученных однопроходным и многопроходным РКУП при 400 °С.

3.3. Испытания на многоосное растяжение

Исходя из вышеизложенных соображений, мы рассмотрели несколько состояний, которые, как было показано, характеризуются качественно различной микроструктурой:

- исходное крупнозернистое состояние;

- сталь, подвергнутая одному проходу РКУП при 400 °С (полосовая структура);

- сталь, подвергнутая многопроходному РКУП при 400 °С (УМЗ структура);

- сталь, подвергнутая многопроходному РКУП при 700 °С (структура смешанного типа);

- сталь, подвергнутая многопроходному РКУП при 900 °С (мелкозернистая дислокационная структура).

На рис. 7 приведены зависимости приложенной нагрузки от глубины вдавливания пуансона, полученные для образцов из Т^1Р-стали в различных структурных состояниях. Изображения образцов в качественно различных состояниях после испытаний на формуемость приведены на рис. 8.

Обзор данных показывает, что в исходном образце трещина появляется при нагрузке 2375 Н/мм, а глубина вдавливания составляет 1.9 мм. В об-

разце после РКУП при 700 °С трещина появляется при нагрузке 4305 Н/мм, а глубина вдавливания составляет 1.6 мм. В образце после РКУП при 900 °С трещина появляется при нагрузке ~5105 Н/мм, глубина вдавливания составляет 1.9 мм.

В образце, подвергнутом 1 проходу РКУП при 400 °С, трещина появляется при нагрузке 3100 ± 350 Н/мм, глубина вдавливания составляет 1.6 ± 0.5 мм. Более выраженный разброс значений может быть связан с неоднородностью структуры после РКУП с небольшим числом проходов. В образце после 10 проходов РКУП при 400 °С трещина появляется при нагрузке ~4300 Н/мм, максимальная глубина вдавливания составляет

F!h(b Н/мм

4000

3000

2000

1000

3/ " 4 /

""".....J

0 0.0

0.5

1.0

1.5

1и мм

Рис. 7. Зависимость приложенной нагрузки от глубины вдавливания пуансона для ТЖГР-стали в различных структурных состояниях: исходное (1); РКУП 400 °С, 1 проход (2); РКУП 400 °С (3); РКУП 700 °С (4); РКУП 900 °С (5) (цветной в онлайн-версии)

0

&К

Рис. 8. Изображения испытанных образцов Т"ШР-ста-ли в исходном состоянии (а) и после РКУП при температурах 700 (б) и 900 °С (в) (цветной в онлайн-вер-сии)

~1.4 мм. Дополнительный отжиг многопроходного образца при 400 °С в течение 1 ч приводит к снижению нагрузки образования трещины до 3175 ± 275 Н/мм, глубина вдавливания составляет 1.1 ± 0.1 мм.

Можно резюмировать, что стали с различной структурой демонстрируют качественно отличающееся деформационное поведение при многоосном нагружении. Крупнозернистое состояние демонстрирует наименьшие максимальную нагрузку и темп нагружения, а также максимальную глубину вдавливания до образования трещин. Полосчатая структура, полученная при одном проходе РКУП, не приводит к заметному улучшению формуемости. Увеличение числа проходов РКУП при 400 °С обеспечивает наибольшее усилие и темп нагружения, однако максимальная глубина вдавливания имеет пониженное значение по сравнению с крупнозернистой Т^Р-сталью. РКУП при повышенных температурах обеспечивает промежуточный темп нагружения и самые высокие значения максимальной нагрузки, а также

глубину вдавливания среди всех испытанных состояний. В целом TWIP-сталь, подвергнутая многопроходному РКУП при 900 °C, демонстрирует наилучшее соотношение между максимальным значением нагрузки и глубиной вдавливания.

3.4. Динамические испытания

Выбранные выше состояния TWIP-стали были подвергнуты динамическим испытаниям для оценки их ударной вязкости и трещиностойкости.

Результаты испытаний показаны на рис. 9 и приведены в табл. 2. На рис. 9 представлены диаграммы нагружения образцов, подвергнутых одно- и многопроходному РКУП при повышенных температурах и после отжига состояния, деформированного при 400 °C. Пик нагрузки соответствует началу макроразрушения образца. Для разрушения образцов после РКУП требуется значительно большая нагрузка, чем для крупнозернистой TWIP-стали. Время начала макроразрушения в состояниях после многопроходного РКУП более чем в 2 раза ниже, чем для исходного крупнозернистого состояния. Время до образования макротрещины в образцах после одного прохода РКУП при 400 °C уменьшилось по сравнению с состоянием, полученным многопроходным РКУП.

На рис. 10 показано сравнение энергии Epeak, затраченной до пика нагрузки, а также значений полной энергии KCV. Исходный материал показал более высокие значения ударной вязкости, чем материалы после РКУП-обработки. Однако материал после РКУП при 900 °C не только показал более высокое значение ударной вязкости

300 ^200 !юо

а

Он

С

о (

Рис. 9. Диаграммы ударных испытаний для TWIP-стали в исходном состоянии и подвергнутой однопроходной и многопроходной РКУП при повышенных температурах

5

- --Исходное (1)

. ........РКУП 700 С (2)

РКУП 900 °С (3)

.....РКУП 400 1 проход (4)

t РКУП 400 °С (J)

!.Ч ----РКУП 400 :С, отжиг (6) -

- ? \ \ к - \

1 \ — — — —

Vw V

- > 1 '• \ ч

✓ [':-> \2 3 \1

1. ч. \

• V* t- Чч х 5 Л v N • | . . г . 1 % -......

'.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5

Время, мс

Таблица 2. Сводные результаты динамических испытаний по энергии удара

№ Состояние Энергия допиковой нагрузки, кДж/м2 Энергия после пика нагрузки, кДж/м2 Полная энергия КСУ, кДж/м2

1 Исходное 641±113 863±151 1504±188

2 Многопроходное РКУП при 700 °С 288 ± 56 505 ± 72 793 ± 87

3 Многопроходное РКУП при 900 °С 378 ± 38 882 ± 64 1260±90

4 1 проход РКУП при 400 °С 98 ± 1 239 ± 34 338 ± 35

5 Многопроходное РКУП при 400 °С 135 ± 8 149 ± 44 285 ± 51

6 Многопроходное РКУП при 400 °С + отжиг при 400 °С в течение 1 ч 138 ± 22 156 ± 66 294 ± 67

среди всех других деформированных состояний, но и энергия, затраченная после пика нагрузки, была сопоставима с исходным материалом. Таким образом, для поддержания процесса разрушения в материале после РКУП-обработки при 900 °С требуется такое же количество энергии, как и в исходном крупнозернистом материале. Учитывая более высокие нагрузки, необходимые для начала макроразрушения материала после РКУП, полученные результаты свидетельствуют о хорошем потенциале рассматриваемого метода обработки Т^1Р-стали для получения высокопрочного состояния в сочетании с достаточно высокой стойкостью к распространению трещин. Материал после РКУП-обработки при 400 °С показал примерно одинаковый уровень КСУ, а значение .Ёреак для образцов после многопроходного РКУП при этой температуре было несколько вы-

Рис. 10. Ударная вязкость КСУ и энергия допиковой нагрузки Ереак: 1 — исходный материал; 2 — после многопроходного РКУП при 700 °С; 3 — после многопроходного РКУП при 900 °С; 4 — после 1 прохода РКУП при 400 °С; 5 — после многопроходного РКУП при 400 °С; 6 — после многопроходного РКУП при 400 °С и отжига при 400 °С в течение 1 ч

ше, чем для образца после 1 прохода. Отжиг стали после многопроходного РКУП при 400 °С в течение 1 ч не привел к существенному изменению этих параметров.

4. Обсуждение

Механическое поведение Т^1Р-стали в различных структурных состояниях на настоящий момент является предметом обсуждения в литературе. В частности, плотность дислокаций является одним из важных параметров, характеризующих деформационное упрочнение, и измеряется с помощью дифракционных методов. В литературе имеется заметный разброс измеренных плотностей дислокаций в различных Т^1Р-сталях, подвергнутых большим деформациям при повышенных температурах. Авторы [23] сообщили об увеличении плотности дислокаций, измеренной методом анализа дифракции обратнорассеянных электронов (ДОРЭ), до огромного значения 8 х 1015 м-2 после 8 проходов РКУП при 350 °С. Интересно, что при этом плотность дислокаций не сильно изменялась при изменении степени деформации в диапазоне от 2 до 8 проходов РКУП [23]. Разница в температуре обработки РКУП (250 и 350 °С) не повлекла за собой радикальных изменений в деформационно-внесенной плотности дислокаций, которая составила 6.4 • 1015 и 8.3 х 1015 м-2 после 4 проходов РКУП соответственно [18]. В работе [16] сообщается о примерно в 2 раза меньшем значении плотности дислокаций, измеренном тем же методом, в Т^1Р-стали, полученной после 4 проходов РКУП при 300 °С, которое составило около 4.3 • 1015 м-2. Отметим, что эти значения близки к максимальным значениям плотности дислокаций, достижимым в металлических материалах путем деформации при более низких гомологических температурах. Аналогич-

ные [23] значения были получены методом РСА для плотности дислокаций в Т^1Р-стали, обработанной методом многоосной ковки при 250 °С: после 5 проходов такой обработки р достигла 9.0 • 1015 м-2 [24]. В [25] также исследовали деформированные Т^1Р-стали и получили гораздо менее выраженные оценки этой величины. Было показано [25], что прокатка до 25 % при температурах от 25 до 800 °С приводит к образованию дислокаций с плотностью от ~3.0 до 6.8 • 1012 м-2. Это радикально отличается от приведенных выше результатов (в [23] большее значение 2.2 • 1013 м-2 получено только для исходного отожженного материала) или от результатов по теплой прокатке стали Т^1Р, представленных в [26], где плотность дислокаций достигала значений порядка 1016 м-2 после 30-40% уменьшения толщины после прокатки при 300 °С. Это различие можно объяснить либо некорректным употреблением единиц измерения (м-2 вместо см-2) и/или различными подходами к методикам расчета данной характеристики. Однако даже в случае пересчета единиц измерения разница составляет около порядка. Противоречивые результаты также были получены при исследовании Т^1Р-сталей, подвергнутых КВД, способному обеспечить максимальные достижимые деформации. В частности, авторы [27] по данным синхротронных измерений оценили плотность дислокаций, внесенных КВД при комнатной и повышенной температуре, как (2-3) • 1016 м-2, что сопоставимо с данными [23, 26], тогда как в работе [28] плотность дислокаций в TWIP-стали достигала ~(1-2) • 1015 м-2, что находится в хорошем согласии с данными [10]. Такие различия свидетельствуют о том, что вклад дислокационной плотности в упрочнение следует рассматривать очень осторожно, особенно при сравнении с литературными данными. Для корректного рассмотрения следует анализировать относительные изменения плотности дислокаций между различными структурными состояниями, полученные с помощью подхода, единообразно примененного в рамках конкретного исследования.

На основании результатов, полученных в настоящем исследовании, можно утверждать, что температура РКУП не оказывает существенного влияния на этот параметр, особенно при температуре РКУП ниже 700 °С, что в целом согласуется с результатами, полученными в [18]. Это означает, что деформационное упрочнение, рассчитан-

ное как пропорциональное квадратному корню из плотности дислокаций [29], должно быть одинаковым для состояний, полученных РКУП при 400 и 700 °С, и в л/2 раза меньше для стали, обработанной при 900 °С. Подобные оценки вряд ли могут объяснить разницу в пределе текучести (945 и 830 МПа) с точки зрения различия в параметрах микроструктуры сталей, полученных при 700 и 900 °С соответственно, особенно учитывая также более высокую плотность двойников для состояния после РКУП при 700 °С. Неожиданно высокий предел текучести TWIP-стали после РКУП при 900 °С может быть связан с эффектом закрепления границ зерен выделившимися частицами, который может дополнительно способствовать упрочнению (рис. 4, г). Разница между сталями, полученными методом РКУП при 400 и 700 °С (~1350 и 945 МПа соответственно), еще более разительна и не может быть объяснена с точки зрения одинаковой плотности дислокаций. Это согласуется с результатами, полученными в работе [18], где разница в пределе текучести между сталями после 4 проходов РКУП при 250 и 350 °С составляет около 420 МПа, в то время как рассчитанная плотность дислокаций и размер зерен примерно одинаковы в обоих состояниях. Такой эффект отличается от наблюдаемого для сталей после теплой прокатки, где именно дислокационное упрочнение в основном определяет предел текучести TWIP-сталей [30]. Объяснение полученных результатов требует дополнительных комплексных исследований, позволяющих точно оценить различные специфические для РКУП-комбинации структурных особенностей, включающие дислокации, двойники, полосы сдвига, ячейки, фрагменты и т.д. Такая существенная иерархическая неоднородность вплоть до наноразмеров сильно затрудняет прецизионный количественный анализ параметров микроструктуры материала и их влияния на механическое поведение. Решение этой проблемы с помощью статистически значимых методов, таких как ДОРЭ, сталкивается со значительными трудностями. Типичный размер скана, используемый в таком анализе для построения карт ориентации деформированных TWIP-сталей, составляет около 50-100 нм [16, 19], наименьший размер — 30 нм [16, 18, 23]. Как показывают наблюдения при помощи ПЭМ, тонкие наноразмерные особенности TWIP-стали после РКУП, такие как нанодвойники, сопровождающиеся сильно искаженной структурой, могут быть таким образом упущены или неверно ин-

терпретированы в ходе процедур реконструкции зерен при обработке данных ДОРЭ, правильная интерпретация которых требует тщательного и вдумчивого подхода в сочетании с дополнительными структурными исследованиями.

Учитывая результаты ударных испытаний, такая неоднородная микроструктура, особенно характерная для стали, деформированной при 400 °C, может привести к быстрой локализации внутренних напряжений при механической нагрузке, что существенно ограничивает дальнейшую обработку РКУП из-за массового зарождения трещин с последующим разрушением обрабатываемого материала. С повышением температуры многопроходного РКУП происходит переход от локализации деформации в виде двойников и полос сдвига к формированию более однородных структур с ультрамелкими зернами, содержащими относительно равномерно распределенные дислокационные скопления. При этом для TWIP-стали, полученной РКУП при температуре 700 °C, характерно образование сетей пересекающихся полос сдвига, а сталь, полученная при 900 °C, демонстрирует равноосную структуру с более крупными зернами с границами, декорированными частицами. Выявленные различия в микроструктуре обеспечивают различное поведение материала при ударных воздействиях. Отметим, что с учетом погрешности измерений для поддержания процесса разрушения в стали, полученной РКУП при 900 °C, требуются приблизительно такие же значения энергии, как и в исходном крупнозернистом материале. Можно предположить, что для повышения трещиностойкости стали, наряду с увеличением статической прочности при растяжении, необходимо добиться однородного измельчения микроструктуры. Учитывая более высокие нагрузки, необходимые для начала макроразрушения многопроходной стали после РКУП, полученные результаты свидетельствуют о хорошем потенциале этого метода обработки TWIP-стали не только для повышения ее предела текучести, но и обеспечения высокой трещино-стойкости. Эти выводы согласуются с результатами испытаний на формуемость, где наблюдается аналогичная тенденция в отношении скорости нагружения и глубины вдавливания.

На сегодняшний день предложено несколько стратегий для достижения привлекательного баланса между высоким пределом текучести и приемлемой пластичностью в различных TWIP-ста-лях [31]. Наиболее перспективные результаты

связаны с термомеханической обработкой, включающей методы теплой/горячей деформации и специальные процедуры отжига [32]. Влияние неоднородности на улучшение компромисса между прочностью и пластичностью также до сих пор однозначно не выяснено. Кроме того, строгий анализ имеющихся в литературе результатов осложняется использованием различных процедур для обработки результатов опытных испытаний на растяжение, а также различной конструкцией применяемых при этом образцов, что может повлиять на измеряемые механические параметры, особенно на удлинение до разрушения. В таких условиях, сравнительный анализ данных, проведенный в рамках одних и тех же стандартов и процедур, позволяет получить более согласованные результаты. Полученные в представленной работе результаты свидетельствуют о том, что более низкие температуры обработки и более высокая степень измельчения не обязательно требуются для достижения наилучшего компромисса между целевыми механическими характеристиками. Наши результаты согласуются с данными по использованию горячей/теплой прокатки TWIP-ста-лей с дополнительным отжигом после деформации [32-34]. Более высокие температуры обработки (до 900 °C), активизирующие процессы рекристаллизации, позволяют получить более однородную мелкозернистую структуру с внутренними областями, равномерно заполненными дислокациями высокой плотности. Считается, что такие структурные состояния более предпочтительны для улучшения характеристик с точки зрения комплекса конкурирующих механических свойств, что хорошо согласуется с результатами данного исследования. Дополнительно, однородность TWIP-стали может быть повышена путем предварительной подготовки микроструктуры перед интенсивной пластической деформацией [27]. В сочетании с более тонкой настройкой температуры РКУП-обработки этот путь может быть перспективным для дальнейшего улучшения баланса между промышленно привлекательными механическими свойствами и является перспективной темой для дальнейших исследований.

5. Заключение

В работе представлены результаты исследования микроструктуры и механического поведения TWIP-стали, полученной методом многопроходного РКУП при температурах от 400 до 900 °C.

Показано, что изменение температуры обработки приводит к формированию качественно различных микроструктур (ультрамелкозернистой, смешанной, мелкозернистой дислокационной) в исследуемой стали, которые заметно изменяют ее механические параметры при статическом, многоосном и динамическом нагружении. Показано, что РКУП при температурах до 700 °C позволяет сохранить более высокую прочность TWIP-стали, а состояние после РКУП при 900 °C характеризуется максимальной пластичностью и равномерным удлинением среди всех деформированных состояний, при этом предел текучести и предел прочности значительно превышают показатели исходного крупнозернистого материала. Это позволило достичь наилучшего компромисса между максимальным значением нагрузки и глубиной вдавливания среди всех испытанных состояний с точки зрения формуемости. Динамические испытания свидетельствуют о том, что высокотемпературное РКУП также позволяет достичь сочетания повышенной прочности при растяжении с достаточно высокой трещиностойкостью и ударной вязкостью. Дальнейшее улучшение механических характеристик TWIP-стали, полученной РКУП, может быть связано с дальнейшей гомогенизацией сформированных ультрамелкозернистых структур для предотвращения раннего накопления критических напряжений при нагружении.

Благодарности

Н.А. Еникеев и М.М. Абрамова выражают благодарность за помощь Центру коллективного пользования «Нанотех» Уфимского университета науки и технологий, где были проведены структурные исследования и испытания на растяжение. М.М. Абрамова и И.В. Смирнов выражают благодарность за помощь Ресурсным центрам Научного парка СПбГУ «Междисциплинарный центр на-нотехнологий» и «Центр экстремальных состояний материалов и конструкций» в проведении двухосных и динамических испытаний.

Финансирование

Н.А. Еникеев выражает благодарность за поддержку Минобрнауки России в рамках государственного задания № FEUE-2023-007. Jung Gi Kim выражает благодарность за поддержку гранту Национального исследовательского фонда Кореи (NRF), финансируемого правительством Кореи (MSIT) (NRF-2022R1G1A1007479). Hyoung Seop Kim выражает благодарность за поддержку про-

грамме развития технологий нано- и материаловедения Национального исследовательского фонда Кореи (NRF), финансируемой Министерством науки и ICT (RS-2023-00281246).

Литература

1. Bouaziz, O., Allain, S., Scott, C.P., Cugy, P., and Barbier, D., High Manganese Austenitic Twinning Induced Plasticity Steels: A Review of the Microstructure Properties Relationships, Curr. Opin. Solid State Mater. Sci., 2011, vol. 15, pp. 141-168. https://doi.org/ 10.1016/j.cossms.2011.04.002

2. De Cooman, B.C., Estrin, Y., and Kim, S.K., Twin-ning-Induced Plasticity (TWIP) Steels, Acta Mater., 2018, vol. 142, pp. 283-362. https://doi.org/10.1016/j. actamat.2017.06.046

3. Edalati, K., Ahmed, A.Q., Akrami, S., ..., Zhu, Y.T., Severe Plastic Deformation for Producing Superfunc-tional Ultrafine-Grained and Heterostructured Materials: An Interdisciplinary Review, J. Alloys Compd, 2024, p. 174667. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2024. 174667

4. Teplov, V.A., Korshunov, L.G., Shabashov, V.A., Kuznetsov, R.I., Pilyugin, V.P., and Tupitsa, D.I., Structure Transformations in High-Manganese Auste-nite Steels upon Deformation by Shear under Pressure, Phys. Met. Metall, 1988, vol. 66, pp. 135-143.

5. Astafurova, E.G., Tukeeva, M.S., Zakharova, G.G., Melnikov, E.V., and Maier, H.J., The Role of Twinning on Microstructure and Mechanical Response of Severely Deformed Single Crystals of High-Manganese Austenitic Steel, Mater. Charact, 2011, vol. 62, pp. 588-592. https://doi.org/10.1016/j .matchar.2011. 04.010

6. Matoso, M., Figueiredo, R., Kawasaki, M., Santos, D., and Langdon, T., Processing a Twinning-Induced Plasticity Steel by High-Pressure Torsion, Scripta Mater., 2012, vol. 67, pp. 649-652. https://doi.org/10.1016/ j.scriptamat.2012.07.019

7. Astafurova, E.G., Tukeeva, M.S., Maier, G.G., Melnikov, E.V., and Maier, H.J., Microstructure and Mechanical Response of Single-Crystalline High-Manganese Austenitic Steels under High-Pressure Torsion: The Effect of Stacking-Fault Energy, Mater. Sci. Eng. A, 2014, vol. 604, pp. 166-175. https://doi.org/10.1016/j. msea.2014.03.029

8. An, X.H., Lin, Q.Y., Sha, G., Huang, M.X., Ringer, S.P., Zhu, Y.T., and Liao, X.Z., Microstructural Evolution and Phase Transformation in Twinning-In-duced Plasticity Steel Induced by High-Pressure Torsion, Acta Mater, 2016, vol. 109, pp. 300-313. https:// doi.org/10.1016/j.actamat.2016.02.045

9. Abramova, M.M., Enikeev, N.A., Kim, J.G., Vali-ev, R.Z., Karavaeva, M.V., and Kim, H.S., Structural and Phase Transformation in a TWIP Steel Subjected to High Pressure Torsion, Mater. Lett., 2016, vol. 166,

pp. 321-324. https://doi.Org/10.1016/j.matlet.2015.12. 095

10. Kim, J.G., Enikeev, N.A., Seol, J.B., Abramo-va, M.M., Karavaeva, M.V., Valiev, R.Z., Park, C.G., and Kim, H.S., Superior Strength and Multiple Strengthening Mechanisms in Nanocrystalline TWIP Steel, Sci. Rep., 2018, vol. 8, p. 11200. https://doi.org/ 10.1038/s41598-018-29632-y

11. Jang, G., Kim, J.N., Lee, H., Lee, T., Enikeev, N., Ab-ramova, M., Valiev, R.Z., Kim, H.S., and Lee, C.S., Microstructural Evolution and Mechanical Properties of Nanocrystalline Fe-Mn-Al-C Steel Processed by High-Pressure Torsion, Mater. Sci. Eng. A, 2021, vol. 827, p. 142073. https://doi.org/10.1016/j.msea. 2021.142073

12. Bagherpour, E., Reihanian, M., and Ebrahimi, R., On the Capability of Severe Plastic Deformation of Twining Induced Plasticity (TWIP) Steel, Mater. Des, 2012, vol. 36, pp. 391-395. https://doi.org/10.1016/j. matdes.2011.11.055

13. Timokhina, I., Medvedev, A., and Lapovok, R., Severe Plastic Deformation of a TWIP Steel, Mater. Sci. Eng. A, 2014, vol. 593, pp. 163-169. https://doi.org/10. 1016/j.actamat.2016.01.056

14. Wang, L., Benito, J.A., Calvo, J., and Cabrera, J.M., Twin-Induced Plasticity of an ECAP-Processed TWIP Steel, J. Mater. Eng. Perform, 2017, vol. 26, pp. 554562. https://doi.org/10.1007/s11665-016-2400-1

15. Haase, C., Kremer, O., Hu, W., Ingendahl, T., Lapo-vok, R., and Molodov, D.A., Equal-Channel Angular Pressing and Annealing of a Twinning-Induced Plasticity Steel: Microstructure, Texture, and Mechanical Properties, Acta Mater, 2016, vol. 107, pp. 239-253. https://doi.org/10.1016Zj.actamat.2016.01.056

16. Wang, L., Benito, J.A., Calvo, J., and Cabrera, J.M., Equal Channel Angular Pressing of a TWIP Steel: Microstructure and Mechanical Response, J. Mater. Sci., 2017, vol. 52, pp. 6291-6309. https://doi.org/10.1007/ s10853-017-0862-7

17. Abramova, M., Raab, A., Valiev, R.Z., Khannano-va, A., Lee, C.S., Kim, J.N., Jang, G.H., Kim, J.G., Kim, H.S., Renk, O., and Enikeev, N., Tailoring Extra-Strength of a TWIP Steel by Combination of MultiPass Equal-Channel Angular Pressing and Warm Rolling, Metals, 2021, vol. 11, p. 518. https://doi.org/10. 3390/met11030518

18. da Silva Lima, M.N., Rodrigues, S.F., Al-Maharbi, M., Muñoz, J.C., Cabrera Marrero, J.M., and Gomes de Abreu, H.F., Effect of ECAP Processing Temperature on an Austenitic TWIP Steel's Microstructure, Texture and Mechanical Properties, J. Mater. Res. Technol., 2023, vol. 24, pp. 1757-1775. https://doi.org/10.1016/ j.jmrt.2023.03.116

19. Kim, B.J., Abramova, M., Kim, H.S., Enikeev, N., and Kim, J.G., Cryogenic Tensile Fracture Behavior of Equal-Channel Angular Pressed High-Mn Steel, Ma-

ter. Lett, 2023, vol. 349, p. 134841. https://doi.org/ 10.1016/j.matlet.2023.134841

20. Xi, Y., Wang, L., Zhang, X., Xu, J., Lei, S., Feng, Y., Hao, X., and Yang, D., Temperature Effect on Twin Initiation during Equal-Channel Angular Pressing and Mechanical Properties of Twinning-Induced Plasticity Steel, J. Mater. Eng. Perform., 2021. https://doi.org/ 10.1007/s11665-021-05650-2

21. Lutterotti, L., Matthies, R., Wenk, H.R., Schultz, A., and Richardson, J., Combined Texture and Structure Analysis of Deformed Limestone from Time-of-Flight Neutron Diffraction Spectra, J. Appl. Phys, 1997, vol. 81, pp. 594-600. https://doi.org/10.1063/L364220

22. Williamson, G.K. and Smallman, R.E., III., Dislocation Densities in Some Annealed and Cold-Worked Metals from Measurements on the X-Ray Debye-Scherrer Spectrum, Philos. Mag, 1956, vol. 1, pp. 3446. https://doi.org/10.1080/14786435608238074

23. da Silva Lima, M.N., Rodrigues, S.F., Al-Maharbi, M., Ortiz-Membrado, L., Goncalves Rodrigues, M.V., Muñoz, J.C., Jiménez-Piqué, E., Reis, G.S., Cabrero Marrero, J.M., and Gomes de Abreu, H.F., Texture Analyses and Mechanical Behavior of a High-Mn Steel Subjected to Different Pass Number of Simple Shear, Met. Mater. Int., 2024. https://doi.org/10.1007/s12540-024-01643-7

24. Kumar, H., Tiwari, M., Manna, R., and Khan, D., A Modified Johnson-Cook Model to Determine Plastic Flow Behavior of Fe-30Mn-9Al-0.8C Low-Density Steel during Warm Multiaxial Forging, Mater. Today Commun, 2024, vol. 38, p. 108270. https://doi.org/10. 1016/j.mtcomm.2024.108270

25. Yin, F.X., Xia, H., Feng, J.H., Cai, M.H., Zhang, X., Wang, G.K., and Sawaguchi, T., Mechanical Properties of an Fe-30Mn-4Si-2Al Alloy after Rolling at Different Temperatures Ranging from 298 to 1073 K, Mater. Sci. Eng. A, 2018, vol. 725, pp. 127-137. https:// doi.org/10.1016/j.msea.2018.03.079

26. Liang, Z.Y., Li, Y.Z., and Huang, M.X., The Respective Hardening Contributions of Dislocations and Twins to the Flow Stress of a Twinning-Induced Plasticity Steel, Scripta Mater, 2016, vol. 112, pp. 28-31. https://doi.org/10.1016Zj.scriptamat.2015.09.003

27. Kim, J.G., Enikeev, N.A., Abramova, M.M., Park, B.H., Valiev, R.Z., and Kim, H.S., Effect of Initial Grain Size on the Microstructure and Mechanical Properties of High-Pressure Torsion Processed Twinning-Induced Plasticity Steels, Mater. Sci. Eng. A, 2017, vol. 682, pp. 164-167. https://doi.org/ 10.1016/j. msea.2016.11. 050

28. Maier, G.G. and Astafurova, E.G., A Comparison of Strengthening Mechanisms of Austenitic Fe-13Mn-1.3C Steel in Warm and Cold High-Pressure Torsion, Metals, 2020, vol. 10, p. 493. http://dx.doi.org/10. 3390/met10040493

29. Mecking, H. and Kocks, U.F., Kinetics of Flow and Strain-Hardening, Acta Metall, 1981, vol. 29, pp. 1865-1875. https://doi.org/10.1016/0001-6160(81) 90112-7

30. Li, Y.Z., Liang, Z.Y., and Huang, M.X., Strengthening Contributions of Dislocations and Twins in Warm-Rolled TWIP Steels, Int. J. Plast, 2022, vol. 150, p. 103198. https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2021.103198

31. Yang, G. and Kim, J.-K., An Overview of High Yield Strength Twinning-Induced Plasticity Steels, Metals, 2021, vol. 11, p. 124. http://doi.org/10.3390/met11010 124

32. Belyakov, A., Kaibyshev, R., and Torganchuk, V., Microstructure and Mechanical Properties of 18% Mn TWIP/TRIP Steels Processed by Warm or Hot Rolling,

Steel Res. Int, 2017, vol. 88, p. 1600123. http://doi. org/10.1002/srin.201600123

33. Sklate Boja, M.F., Giordana, M.F., Malarria, J., and Druker, A.V., Procedures for Microstructurally Conditioning an Fe-22Mn-0.6C-1.5Al TWIP Steel for Optimal Mechanical Behaviour, Mater. Charact., 2023, vol. 199, p. 112790. https://doi.org/10.1016/j .matchar. 2023.112790

34. Kusakin, P.S. and Kaibyshev, R.O., High-Mn Twin-ning-Induced Plasticity Steels: Microstructure and Mechanical Properties, Rev. Adv. Mater. Sci., 2016, vol. 44, pp. 326-360.

Поступила в редакцию 01.02.2024 г., после доработки 12.04.2024 г., принята к публикации 02.05.2024 г.

Сведения об авторах

Еникеев Нариман Айратович, д.ф.-м.н., гнс УУНиТ, nariman.enikeev@gmail.com

Абрамова Марина Михайловна, к.ф.-м.н., доц. УУНиТ, abramovamm@yandex.ru

Смирнов Иван Валерьевич, к.ф.-м.н., снс СПбГУ, ivansmirnov.sci@gmail.com

Мавлютов Айдар Марселевич, к.ф.-м.н., снс СПбГУ, a.m.mavlyutov@gmail.com

Jung Gi Kim, PhD, Prof., Gyeongsang National University, Republic of Korea, junggi91@gnu.ac.kr

Chong Soo Lee, PhD, Prof., Pohang University of Science and Technology, Republic of Korea, cslee@postech.ac.kr

Hyoung Seop Kim, PhD, Prof., Pohang University of Science and Technology, Republic of Korea, hskim@postech.ac.kr