Авторефераты по всем темам >>
Авторефераты по техническим специальностям
На правах рукописи
МАЛЬЦЕВА ЛЮДМИЛА АЛЕКСЕЕВНА
НАУЧНЫЕ ОСНОВЫ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ РЕШЕНИЯ ПОЛУЧЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ АЛЮМИНИЙСОДЕРЖАЩИХ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ ДЛЯ МЕДИНСТРУМЕНТА
Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов
А в т о р е ф е р а т
диссертации на соискание ученой степени
доктора технических наук
Екатеринбург - 2008
Работа выполнена на кафедре металловедения ГОУ ВПО
Уральский государственный технический университет - УПИ
Научный консультант доктор технических наук, профессор
Грачев Сергей Владимирович
Официальные оппоненты доктор технических наук, профессор
Тарасенко Людмила Васильевна;
доктор физико-математических наук, профессор
Пушин Владимир Григорьевич,
доктор технических наук, профессор
Гузанов Борис Николаевич
Ведущая организация Институт машиноведения УрО РАН
Защита состоится л14 ноября 2008 года в 15 часов на заседании диссертационного совета Д 212.285.04 при Уральском государственном техническом университете по адресу: Екатеринбург, ул. Мира, 19, 3-й учебный корпус, ауд. Мт -329.
С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке УГТУ-УПИ. Отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направлять по адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 19, ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, ученому секретарю университета, тел.(343) 375-45-74, факс (343) 374-38-84.
Автореферат разослан л 10 сентября 2008 г.
Ученый секретарь
диссертационного совета Шилов В.А.
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность работы. В связи с быстрым развитием медицинской техники возникает необходимость создания новых инструментов, в том числе микрохирургических (для офтальмологии, нейрохирургии, сосудистой хирургии). Наиболее важным в создании таких инструментов является выбор материалов, которые бы значительно повышали их качество, надежность, срок службы и улучшали функциональные свойства. Применяемые в настоящее время для изготовления медицинского инструмента коррозионностойкие стали мартенситного класса 30Х13, 40Х13 и аустенитного класса 12Х18Н10Т не всегда удовлетворяют требованиям по обеспечению необходимых высоких прочностных свойств и коррозионной стойкости, а также не обладают достаточной технологичностью для получения проволоки тонких и тончайших сечений.
Таким образом, проблемы в области разработки и изготовлении металлических материалов для медицинских целей продолжают оставаться актуальными до настоящего времени. Это свидетельствует о безусловной важности проведения исследований по разработке новых сталей и сплавов для того или иного вида медицинского инструмента и разработке теоретических и технологических основ их получения.
С учетом специфики функциональных свойств стержневого медицинского инструмента необходимо разрабатывать стали, отвечающие следующим требованиям:
- высокой коррозионной стойкости в условиях эксплуатации и хранения;
-авысокой прочности (σ0,2 ≥ 1800МПа), обеспечивающей надежную работоспособность медицинского инструмента;
-аповышенной технологичности, необходимой для производства холоднодеформированной проволоки тонких и наитончайших сечений;
-аповышенной теплостойкости для сохранения уровня механических свойств после необходимых или вынужденных нагревов;
- стабильности упругих свойств после тепловых обработок.
В связи с вышеизложенным актуальной задачей является разработка новых высокопрочных коррозионностойких материалов для стержневого и лезвийного мединструмента, а также упругих элементов ответственного назначения, выгодно отличающихся большей прочностью, лучшей теплостойкостью и технологичностью, а также высоким сопротивлением коррозии.
Формирование высокопрочного состояния в сталях достигается за счет выбора соответствующих принципов легирования и получения нужного структурного класса материала, а также сочетания и использования различных механизмов упрочнения: твердорастворного упрочнения, деформационного упрочнения в матричных фазах без фазовых переходов, деформационного упрочнения за счет протекания γ→α превращения, а также дисперсионного упрочнения с выделением интерметаллидных фаз. Предполагалось разработать новый класс высокопрочных коррозионностойких сталей, в котором успешно могли бы быть реализованы все возможные механизмы упрочнения, необходимые для обеспечения высокого комплекса требуемых свойств на проволоке, предназначенной для изготовления мединструмента.
Цели и задачи работы. Целью работы являлась разработка научных основ создания новых коррозионностойких алюминийсодержащих сталей, способов их упрочнения и технологических режимов получения высокопрочной проволоки, предназначенной для изготовления упругих элементов и медицинского инструмента, обладающих высокой прочностью, коррозионной стойкостью, теплостойкостью и повышенной технологичностью.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
1. Разработка принципов легирования и составов принципиально новых сталей для мединструмента, сочетающих высокую прочность, коррозионную стойкость, упругость и теплостойкость.
2. Определение закономерностей изменения структуры на микро- и субмикроскопическом уровне сталей разных структурных классов после различных термических и деформационных обработок.
3. Выявление закономерностей формирования комплекса физико-механических свойств сталей разных структурных классов после различных режимов термического и силового воздействия.
4. Установление особенностей формирования структуры и свойств алюминийсодержащих коррозионностойких сталей при лазерном воздействии в поверхностном слое.
5. Разработка технологических режимов получения коррозионностойкой высокопрочной проволоки тончайших сечений промышленных и полупромышленных партий.
Научная новизна работы.
1. В работе впервые в результате комплексных экспериментальных исследований, включающих методы электронно-микроскопического, рентгенофазового и рентгеноструктурного исследований, сформулированы основные закономерности формирования физико-механических и функциональных свойств новых практически безуглеродистых коррозионностойких алюминийсодержащих сталей различных структурных классов в зависимости от легирования, степени деформационной нестабильности аустенита и режимов последующих деформационно-термических обработок.
2. Установлено, что во всех алюминийсодержащих сталях образование аустенита происходит непосредственно из -феррита, т.е. -феррит является первичной фазой, аустенит вторичной.
3. Показано, что аустенит во всех алюминийсодержащих сталях является метастабильным и при больших степенях деформации может практически полностью превращаться в мартенсит деформации.
4. Показано, что после высоких суммарных степеней обжатия в исследуемой метастабильной алюминийсодержащей аустенитной стали формируется нанокристаллическая структура, обеспечивающая получение высокопрочного состояния.
5. Показано, что в аустенитной и аустенитно-ферритных сталях для формирования высокопрочного состояния реализуются практически все возможные механизмы упрочнения (твердорастворное упрочнение матрицы ГЦК или смешанной, механизм деформационного упрочнения за счет полиморфных →ε или →ε→ превращений, протекающих по бездиффузионному механизму, механизм деформационного упрочнения гетерофазной структуры за счет наследования дефектов аустенита высокодисперсными кристаллами мартенсита и распад пересыщенного твердого раствора).
6. Впервые обнаружена аномально высокая твердость -феррита в аустенитных, аустенитно-ферритных и ферритных алюминийсодержащих сталях, которая обусловлена выделением в -феррите интерметаллидной фазы типа NiAl.
7. Изучено структурообразование при лазерной обработке с оплавлением аустенитной и аустенитно-ферритной сталей и показано, что в зоне термического влияния на поверхности образуется однофазный слой -феррита с дальнейшим переходом в смешанную аустенитно-ферритную или аустенитную структуру.
Достоверность результатов и сделанных выводов обеспечиваются:
Хаиспользованием комплекса современных методов исследования структуры (металлографии с компьютерным анализом изображения, электронной микроскопии, рентгенографии при комнатной и повышенных температурах, микрорентгеноспектрального анализа);
Хасогласованностью результатов лабораторного и промышленных экспериментов;
Хабольшим объемом экспериментальных данных с их статистико-вероятностной обработкой и воспроизводимостью результатов экспериментов;
Хауспешной реализацией разработанных методов в технологии получения высокопрочных материалов.
Практическая значимость работы.
Получены патенты на исследуемые стали: аустенитная (патент РФ № 2252977 с приоритетом от 27.05.2005), аустенитно-ферритная (патент РФ № 2116373 с приоритетом от 17.07.1998), ферритная (патент РФ № 2323998 с приоритетом от 06.09.2006);
Разработаны технологии получения высокопрочной проволоки всех типоразмеров, в том числе и тончайшей, сталей различных структурных классов. Данные разработки позволяют существенно сократить число технологических переделов, повысить служебные характеристики упругих элементов, работающих в широком интервале температур, и качество стержневого медицинского инструмента для микрохирургии. Полученный из исследуемых сталей мединструмент позволит избавиться от импортных поставок и перейти на более дешевый отечественный продукт, имеющий не только меньшую стоимость, но и более высокие технологические и функциональные свойства.
Изготовлена проволока и различный медицинский стержневой инструмент, проведены промышленные и клинические испытания, которые показали высокий уровень физико-механических свойств и коррозионной стойкости медицинского инструмента из сталей 03Х13Н8М2Т, 03Х14Н11К5М2ЮТ, 03Х14Н10К5М2Ю2Т по сравнению с мединструментом из сталей 40Х13, 12Х18Н10Т.
Экспериментальное исследование и промышленное освоение этих сталей для производства медицинского инструмента было выполнено Уральским государственным техническим университетом - УПИ и Казанским НПО Мединструмент совместно с Белорецким металлургическим комбинатом. При участии автора внедрена в производство хирургических игл (НПО Мединструмент, ПТО Медтехника г. Казань) мартенситностареющая сталь ЗИ 90-ВИ (авторское свидетельство №а850726, БИ № 28, 1982 г.). В настоящее время мартенситностареющая сталь ЗИ90-ВИ успешно применяется на многочисленных предприятиях РФ для изготовления стержневого медицинского инструмента.
Прошла промышленное опробование экономнолегированная мартенситностареющая сталь 03Х13Н8М2Т, которая включена в ТУ на производство игольной проволоки.
В связи с тем, что функциональные свойства стержневого медицинского инструмента крайне разнообразны, необходимо для различных видов мединструмента применять стали различных структурных классов. Прошли успешные испытания аустенитные и аустенитно-ферритные стали для производства хирургических игл различного назначения.
Кроме указанных выше примеров, имеется положительный опыт использования данных сталей и для других изделий - экстрактора Пашковского, зубных боров, скоб для зубных протезов, каналорасширителей-напильников, ортодонтического стомотологического инструмента.
На защиту выносятся:
ХаПринципы легирования и составы принципиально новых сталей для мединструмента, сочетающих высокую прочность, коррозионную стойкость, упругость и теплостойкость.
ХаВыявленные закономерности изменения структуры на микро- и субмикроскопическом уровне сталей разных структурных классов после различных термических и деформационных обработок.
ХаУстановленные закономерности формирования комплекса физико-механических свойств сталей разных структурных классов после различных режимов термического и силового воздействия.
ХаОсобенности формирования структуры и свойств алюминийсодержащих коррозионностойких сталей при лазерном воздействии в поверхностном слое.
ХаРазработанные технологические режимы получения коррозионностойкой высокопрочной проволоки тончайших сечений промышленных и полупромышленных партий.
Работа выполнялась на кафедре металловедения ГОУ ВПО УГТУ-УПИ в рамках госбюджетной НИР №а2148 Теоретические основы моделирования фазовых превращений, принципов легирования и упрочняющих технологий сталей и сплавов для машиностроения и медицины; по ГРАНТУ РФФИ-Урал №а2194 Фундаментальные основы решения проблемы получения нового поколения высокопрочных коррозионностойких сплавов для стержневого медицинского инструмента, в том числе с градиентным распределением фазового состава по сечению; в рамках Федеральной Целевой Программы Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007-2012 годы по теме госконтракта от 23 апреля 2007 г. №02.513.11.3197 Разработка, получение и комплексное исследование высокопрочных конструкционных и функциональных металлических сплавов с нанофазным или наноструктурным упрочненим. Автор являлся ответственным исполнителем большинства тем.
Апробация диссертационной работы. Основные результаты настоящей работы докладывались на международных научно-технических конференциях:
Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки для повышения надежности и долговечности изделий, Запорожье, 1995; Прочность и пластичность материалов в условиях внешних воздействий, Новокузнецк, 1995; Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах, Тула, 1997, 2001; Новые материалы и технологии в машиностроении, Тюмень, 2000; Новые материалы, неразрушающий контроль и наукоемкие технологии в машиностроении, Тюмень, 2005; Нанотехнологии и физика функциональных нанокристаллических материалов, Екатеринбург, 2005; Прочность и разрушение материалов и конструкций, Москва, 2005; Туполевские чтения, Казань, 2006; Фазовые превращения и прочность кристаллов, Черноголовка, 2006.
На собраниях металловедов России: 2-ом собрании, Пенза, 1994; 3-ем собрании, Рязань, 1996; 4-ом собрании, Пенза, 1998.
На Всесоюзных научно-технических конференциях: 4 Всесоюзная научно-техническая конференция, Москва, 1975; Термическая и термомеханическая обработка стали - важнейший резерв экономии металлов, Днепропетровск, 1981.
На Всероссийских научно-технических конференциях:
Демпфирующие материалы Киров, 1974, 1979, 1999; Структура и свойства аустенитных сталей, Екатеринбург, 2001.
На Евразийских научно-технических конференциях: Москва, ПРОСТ, 2004, 2006.
На VIIЕХ; ХIVЕХIХ Уральских школах металловедов-термистов.
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 42 печатные работы, получено авторское свидетельство и 4 патента на изобретение.
ичный вклад диссертанта состоит в постановке задач исследования, научно обоснованном выборе, выплавке и отработке составов, исследовательских методик и путей решения, в получении результатов, изложенных в диссертации, интерпретации и обсуждении полученных экспериментальных данных, формировании основных положений и выводов. Все лабораторные и промышленные исследования, а также их трактовка выполнены при непосредственном участии автора. Организация промышленного внедрения в технологию изготовления игольной проволоки для мединструмента проводилась в равной степени с соавторами.
Структура и объем диссертации. Работа состоит из введения, 7 глав, выводов по каждой главе и заключения по диссертации. Диссертация изложена на 270 страницах машинописного текста, включающего 15 таблиц и 140 рисунков. В списке литературы приведено 232 наименований работ отечественных и зарубежных авторов.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении дана краткая характеристика области исследования, обоснована актуальность темы, цель и задачи исследования, научная новизна и практическая значимость работы. Кратко рассмотрено состояние проблемы, связанной с технологическими особенностями работы сталей и сплавов для мединструмента, и возможные пути ее решения разработкой новых марок стали для мединструмента с использованием новейших достижений отечественного и зарубежного металловедения. Проведен анализ литературных данных о различных механизмах упрочнения в сталях разных структурных классов, с помощью которых можно управлять их структурным состоянием, а следовательно, свойствами этих сталей с целью достижения высокопрочного состояния. Рассмотрены следующие механизмы: твердорастворного упрочнения матрицы; деформационного упрочнения без фазовых превращений; деформационного упрочнения в метастабильных аустенитных сталях за счет полиморфных γ→α или γ→→α превращений, протекающих по бездиффузионному механизму; деформационного упрочнения гетерофазной структуры за счет наследования дефектов аустенита высокодисперсными кристаллами мартенсита (α или , либо обеих одновременно); упрочнения за счет последеформационного старения в одной из матричных фаз (ОЦК или ГЦК).
Каждый механизм вносит тот или иной вклад в формирование высокопрочного состояния. В сталях различного класса ведущая роль в упрочнении отводится разным механизмам упрочнения. Несмотря на огромный объем экспериментальных работ, выбор нужного структурного класса коррозионностойкой стали представляется затруднительным. Поиск научно обоснованных решений выбора рациональных составов легированных сталей, в которых удалось бы максимально сочетать все возможные вышеперечисленные механизмы упрочнения с целью достижения высокопрочного состояния сталей и требуемого комплекса свойств, представлялся своевременным и необходимым.
В первой главе рассматриваются химические составы исследуемых сталей, являющихся объектами исследования - мартенситностареющих, аустенитных, аустенитно-ферритных и ферритных сталей (см. табл. 1).
Структуру, фазовый состав и свойства стали изучали с помощью различных методов. Механические испытания проводили как на проволочных, так и на стандартных образцах в соответствии с требованиями ГОСТ 1579-93, ГОСТ 11701-84, ГОСТ 1497-84, ГОСТ 14963-78, ГОСТ 10446-80, ГОСТ 3565-80. Твердость измеряли с помощью приборов Роквелла и Виккерса (ГОСТ 2999-75, ГОСТ 9013-59). Микротвердость измеряли на автоматическом твердомере серии PC фирмы Leco с программируемым шагом и нагрузкой 0,001акг, а также на твердомере ПМТ-3. Металлографические исследования осуществляли на оптическом микроскопе Neophot, электронно-микроскопические исследования на микроскопах ЭМВ-100Л и JЕMа200-CX.
Таблица 1
Химический состав исследуемых сталей, мас. %
Марка стали | C | Cr | Ni | Mo | Ti | Al | Co | Mn +Si | S, P, Cu | Fe |
03Х12Н8К5М2ЮТ (ЗИ 90-ВИ) | <0,03 | 12,5 | 8,3 | 2,5 | 1,0 | 0,25 | 5,3 | 0,1 | не более 0,035 | остальное |
03Х13Н8М2Т (пл. 56) | ~0,02 | 13,45 | 8,45 | 2,1 | 0,8 | - | - | 0,15 | ||
03Х13Н8Т (пл. 58) | <0,03 | 12,96 | 8,4 | - | 0,84 | - | - | 0,15 | ||
03Х14Н11К5М2ЮТ (пл. 129) | ~0,02 | 14,2 | 11,4 | 2,2 | 0,4 | 0,83 | 4,5 | 0,15 | ||
03Х14Н10К5М2Ю2Т (пл. 62) | ~0,01 | 14,3 | 10,4 | 2,6 | 0,8 | 2,0 | 5,1 | 0,13 | ||
03Х14Н10К5М2Ю3Т | ~0,01 | 14,2 | 11,2 | 2,2 | 0,5 | 3,5 | 4,8 | 0,15 | ||
03Х13Н10К5М2Ю6Т | ~0,01 | 12,6 | 9,8 | 2,3 | 0,52 | 6,1 | 5,3 | 0,15 |
Рентгенофазовый и рентгеноструктурный анализы проводили на дифрактометре ДРОН-2 при кобальтовом излучении, высокотемпературный рентгеноструктурный анализ на дифрактометре ДРОН-3М при медном K излучении. Микрорентгеноспектральный микроанализ (МРСА) проводили на растровом электронном микроанализаторе Camebax фирмы Cameca (Франция). Дилатометрические исследования проводили на дилатометре системы Шевенара с использование измерительной головки нормальной чувствительности SN. Дифференциально-термический анализ (ДТА) проводили на термоанализаторе Du Pont-990 с применением базового модуля DTA-1600. Магнитные свойства определяли на установке типа магнитные весы Фарадея, на магнитометре Штейнберга и на магнито-измерительном комплексе Магнит-3. Фазовый физикохимический анализ (ФФХА) выполняли методами абсорбционной спектроскопии и фотокалориметрии с использованием атомно-абсорбционного спектрофотометра АА-855NIА фирмы Янако. Сравнительные испытания на стойкость к общей коррозии проводили в 3-% растворе NaCl на исследуемых и промышленных коррозионностойких сталях методом механического взвешивания и методом АМ (ГОСТ 6032-75), на склонность к питтинговой коррозии - электрохимическим методом в 20а% - H2SO4 при комнатной температуре. Лазерную обработку поверхности проводили на образцах размером 101055амм на лазере непрерывного действия ЛТ1-2. Эксперименты по борированию и хромированию проводили в виброкипящем слое на опытной установке.
Во второй главе представлены результаты систематического исследования основных закономерностей формирования структуры и свойств при термических и пластических обработках мартенситностареющих сталей. Наиболее подробно была изучена мартенситноситностареющая сталь ЗИ90-ВИ (03Х13Н8К5М2ЮТ), разработанная на кафедре металловедения УГТУ-УПИ, отличающая от ранее разработанных мартенситностареющих сталей несколько более высоким содержанием титана и имеющая более высокий комплекс физико-механических свойств после закалки, деформации и старения. Повышенное содержание титана для изготовления проволочных изделий оправдано, так как позволяет получить более высокий комплекс физико-механических свойств без проявления тепловой хрупкости, которая обычно проявляется при замедленном охлаждении от температуры аустенитизации для крупногабаритных изделий.
Мартенситностареющая сталь ЗИ90-ВИ является базовой для сталей последующих структурных классов, в связи с этим изучались кинетика упрочнения при термопластических обработках, комплекс физико-механических свойств и структурообразования, получаемых на разных этапах ее обработки.
Кроме того, существенный интерес представляло исследование экономнолегированных мартенситностареющих сталей, содержащих меньшее количество дорогих легирующих элементов.
Мартенситностареющая сталь 03Х12Н8К5М2ЮТ (ЗИ90-ВИ). На примере стали ЗИ90-ВИ получена характерная картина структурных и фазовых превращений, происходящих при нагреве в коррозионностойких мартенситностареющих сталях.
Процессы старения Fe-Cr-Ni мартенсита получают заметное развитие при нагреве выше 300аС. Начальные стадии этого процесса сопровождаются резким изменением физико-механических свойств, имеют деформационную природу и обусловлены образованием сегрегаций атомов легирующих элементов на дислокациях, однородно с высокой плотностью распределенных по объему сплава. На более поздней стадии старения происходит выделение интерметаллидных фаз, таких как гексагональная фаза Ni3Ti и фазы системы (Fe,Co,Ni)-Cr-Mo (R-фаза). Одновременно при нагреве до температур 400..450аС происходит расслоение матрицы на области, обедненные и обогащенные хромом. Максимальный прирост прочностных свойств (σва=а700..800аМПа) достигается после нагрева до 475аС в течение 3..5ач за счет выделения высокодисперсных а30..50анм интерметаллидных фаз Ni3Ti.
При повышении температуры и длительности нагрева происходит разупрочнение, связанное с перестариванием. При этом снимаются микроискажения, возникающие при γ→α превращении, уменьшается плотность дислокаций. При нагреве выше 550аС происходит обратный α→γ переход, который протекает с участием сдвигового механизма. Нагрев до температур двухфазной области приводит к фиксации при комнатной температуре стабилизированного аустенита, вследствие перераспределения легирующих элементов между α и γ фазами в сторону обогащения последней и преимущественного растворения в аустените интерметаллидных фаз. По мере повышения температуры до Ак количество образующегося аустенита возрастает, а степень его легированности в соответствии с диаграммой фазового равновесия уменьшается и аустенит становится способным к прямому превращению. При температуре аустенитизации вблизи Ак в аустените сохраняется микронеоднородность, обусловленная как отмеченными выше характерными особенностями α→γ перехода, так и обратным растворением интерметаллидных фаз. Процессы гомогенизации и рекристаллизации аустенита получают заметное развитие при более высоких температурах порядка 900аС.
Изучено влияние холодной пластической деформации волочением на прочность и пластичность исследуемой стали. Повышенная пластичность безуглеродистого Fe-Cr-Ni мартенсита позволяет в широких пределах и с высокими суммарными степенями обжатия осуществлять операции волочения, что в сочетании с последующим старением является важным ресурсом увеличения прочностных и упругих свойств проволоки и ленты из мартенситностареющей стали ЗИ90-ВИ. В состоянии максимального упрочнения (закалка + деформация + старение) исследуемая мартенситно-стареющая сталь обладает повышенным сопротивлением релаксации напряжений при длительных нагревах до температуры 400 С.
Мартенситностареющая сталь ЗИ90-ВИ (03Х12Н8К5М2ЮТ) вследствие хорошего сочетания как технологических, так и служебных свойств внедрена в метизное производство по изготовлению игольной проволоки, предназначенной для изготовления медицинского инструмента, из которой на протяжении многих лет изготавливались и изготавливаются атравматические иглы.
Экономнолегированные мартенситностареющие стали. Для целого ряда медицинского инструмента разработаны и исследованы мартенситностареющие стали экономного легирования. Выбор рационального экономного легирования мартенситностареющих сталей обусловлен, с одной стороны необходимостью повышения их пластичности, а с другой стороны тем, что необходимые прочностные свойства могут быть обеспечены при легировании одним - двумя элементами, участвующими в образовании упрочняющих интерметаллидных фаз, в нашем случае - молибденом и титаном. В этих сталях были также исследованы основные закономерности формирования структуры и свойств при термической и пластической обработках. Процессы, протекающие при нагреве и охлаждении в экономнолегированных мартенситностареющих сталях, аналогичны превращениям, протекающим в мартенситностареющей стали ЗИ90-ВИ, и поэтому отдельному обсуждению не подлежат. Хорошие прочностные и пластические свойства можно получить на сталях дополнительно легированных титаном или молибденом и титаном вместе. Наиболее высокий комплекс механических свойств получен на мартенситностареющей стали при дополнительном легировании молибденом в количестве 2,1а% и титаном 0,8а%. В этой стали процессы выделения связаны с образованием Ni3Ti, метастабильной и стабильной модификаций, а также фазы Лавеса. Проведение ФФХА состаренных на 650аС образцов показало наличие фазы Лавеса, содержащей кроме молибдена большое количество титана (Fe70Cr25Ni5)2(Mo25Ti75).
Исследования кинетики упрочнения экономнолегированных мартенситностареющих сталей в сравнении с кобальтсодержащей высоколегированной сталью ЗИ90-ВИ показало, что разупрочнение этих сталей при старении наблюдается при несколько более низких температурах, чем для ЗИ90-ВИ. Следовательно, они не являются теплостойкими, в то же время для мединструмента неответственного назначения или для случаев, когда требуются пониженные прочностные свойства в закаленном состоянии, применение экономнолегированных сталей становится рациональным. Полученные данные показывают, что на основе экономнолегированных мартенситностареющих сталей после обработки, сочетающей холодную пластическую деформацию с последующим старением можно получить коррозионностойкую проволоку с достаточно высоким комплексом механических свойств.
Третья глава посвящена изучению фазовых превращений, структурных изменений и физико-механических свойств новой метастабильной аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ в зависимости от режимов термической и механической обработок. Разработанная новая коррозионностойкая высокопрочная сталь для изготовления стержневого медицинского инструмента отличается от рассмотренной выше мартенситностареющей стали ЗИ90-ВИ повышенным содержанием никеля и хрома, а также повышенным до 0,8а% содержанием алюминия, что способствует переходу исследуемой композиции в другой структурный класс - аустенитный. Принципиальным отличием данной стали от имеющихся коррозионностойких сталей (например, 12Х18Н10Т) является низкое содержание углерода, широкая база легирования такими элементами как никель, молибден, кобальт, алюминий, которые способствуют получению коррозионностойких и теплостойких свойств.
Закалка и старение входят в технологический процесс изготовления большинства изделий из высокопрочных сталей. Поэтому представляло существенный интерес рассмотреть формирование структуры и свойств исследуемой стали при нагреве. Микроструктура стали, обычная для аустенитных сталей, содержит зерна полиэдрической формы с большим числом двойников отжига и в интервале температур 800..1100аС состоит практически из одного аустенита. При этом на электронных микрофотографиях наблюдается наличие плоских скоплений дислокаций, двойников отжига, свидетельствующих о достаточно низкой энергии дефектов упаковки аустенита.
Повышение температуры нагрева до 1200..1300аС приводит к понижению пластичности и повышению твердости как вследствие роста зерен аустенита, так и в результате появления заметного количества δ-феррита. Обработка холодом не привела к появлению мартенсита охлаждения. Низкотемпературная закалка исследуемой стали приводит как к ее повышенной прочности, так и несколько пониженной пластичности. При нагреве закаленной стали на кривых ДТА наблюдаются два экзотермических пика, соответствующих выделению интерметаллидных фаз. По данным высокотемпературного рентгеноструктурного анализа при температуре 500..550аС происходит выделение интерметаллидной фазы Ni3Al, выше температуры 650аС происходит обратное ее растворение, на которое накладывается выделение другой более высокотемпературной χ-фазы. Присутствие нерастворившихся частиц χ-фазы в аустените и является причиной несколько повышенной прочности исследуемой стали после низкотемпературной закалки. Однако количество этих фаз незначительное и не приводит к существенному повышению прочностных свойств.
Получение высокопрочного состояния исследуемой практически безуглеродистой аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ становится возможным после применения высоких суммарных степеней холодной пластической деформации волочением.
Исследуемая сталь после закалки от 1000аС была протянута с диам. 14,3 до 2,77амм без смягчающих промежуточных обработок. По маршруту волочения были отобраны образцы для механических испытаний и дальнейших исследований. Даже при чрезвычайно высокой степени холодной пластической деформации (еа=а3,27) не наблюдалось резкого падения пластичности. Основную партию металла протянули со степенью обжатия еа=а2,32, при этом прочностные свойства на проволоке после такой деформации возросли почти в три раза, см. рис.а1аа, г.
Как показали данные рентгеноструктурного анализа (рис.а1 в) аустенит при холодной пластической деформации претерпевает мартенситное превращение и при деформации еа=а2,32 количество мартенсита составляет ≈а90 %.
Микроструктура имеет вид типичный для большинства аустенитных коррозионностойких сталей, подвергнутых деформации волочением. При умеренных обжатиях (15..30а%) в отдельных зернах появляются полосы скольжения, а при большей деформации происходит изменение формы зерен - из равноосных они все более становятся волокнистыми, вытянутыми вдоль оси волочения. В процессе холодного волочения исследуемой стали формируется аксиальная текстура.
Эволюцию субструктуры метастабильной аустенитной стали в процессе холодной пластической деформации изучали с помощью электронной микроскопии, что позволило установить следующее: при малых степенях обжатия ≈а30а% (еа=а0,39) на фоне однородно распределенных дислокаций появляются многочисленные дефекты упаковки и микродвойники. Они располагаются сначала по одной системе сдвига {111}а<112> (рис.а2аа,аб), а затем, с увеличением степени деформации - по двум и более (рис.а2ав).
Деформационные микродвойники становятся достаточно протяженными, приобретая искривленную форму вследствие значительной пластической деформации окружающей матрицы. Возможно, кроме микродвойников, в структуре деформированной проволоки ( ≈а30 %) присутствует наравне с γ-фазой и ε-мартенсит. Присутствие -мартенсита в исследуемой метастабильной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ наблюдается даже при деформации ≈а30а%, на существование которого указывают данные электроннограммы и темнопольные изображения в рефлексе -фазы (рис.а2 б), что становится возможно, по-видимому, в связи со спецификой легирования исследуемой стали кобальтом.
С увеличением степени суммарного обжатия до 69 % (еа=а1,15) и выше (рис.а2аг,ад) в структуре появляется α-мартенсит, количество которого увеличивается с увеличением степени холодной пластической деформации. Мартенсит деформации обнаруживаются только в местах с большой плотностью дефектов упаковки. При степени суммарной деформации 88 % (еа=а2,17) наблюдается появление кольцевых дифракционных картин вследствие мелкозернистости структуры с рефлексами как ОЦК, так и ГЦК фаз (рис.а2ае). При деформации ≈а94 % (еа= 2,32) имеем субмикроскопический размер кристаллов мартенсита а100анм (рис. 2 ж,аз).
Таким образом, обнаруживаемая в стали чрезвычайно высокая пластичность обусловлена совместным действием равномерного скольжения, микродвойникования и мартенситных превращений с оптимальной интенсивностью (трип-эффект). Способность деформироваться с высокими суммарными степенями обжатия без накопления повреждаемости следует связать, в первую очередь, с особенностями химического состава, главным образом с низким содержанием углерода (менее 0,03а%) и повышенным содержанием в составе никеля, понижающего степень закрепления дислокаций.
а б в
г д е
ж з
Рис. 2. Микроструктура стали 03Х14Н11К5М2ЮТ: а Ц деф. е = 0,39 (30 %); б - темнопольное изображение в рефлексе -фазы деф. е = 0,39 (30 %); в - деф. е = 0,52 (41 %);
г Ц деф. е = 1,15 (69 %); д Ц деф. е = 1,60 (80 %); е - темнопольное изображение
в рефлексе -фазы (111) деф. е = 2,17 (88 %); ж - деф. е = 2,32 (94,5 %);
з - темнопольное изображение в рефлексе -фазы (011) деф. е = 2,32 (94,5 %)
В табл.а2 приведены механические свойства после указанных выше степеней холодной пластической деформации, а также размер кристаллов мартенсита.
Упрочнение исследуемой стали 03Х14Н11К5М2ЮТ также обусловлено одновременным и сложным влиянием ряда факторов. Повышение прочности нестабильных аустенитных сталей обусловлено как наклепом, так и усилением дефектности структуры γ-твердого раствора, вследствие развития пластического деформирования путем скольжения и механического двойникования.
Таблица 2
Механические свойства деформированной проволоки
Обработка | σв, МПа | σ0,2, МПа | δ, % | ψ, % | Размеркристаллов мартенсита |
Закалка 1000аС | 540 | 245 | 63 | 83 | 50-60 мкм |
З+деформация еа=а0,52 | 760 | 660 | 10 | 80 | 25-40 мкм |
З+деформация еа=а1,15 | 1050 | 940 | 8 | 73 | 400-800 нм |
З+деформация еа=а1,60 | 1220 | 1080 | 6 | 70 | 300-500 нм |
З+деформация еа=а2,17 | 1480 | 1200 | 4 | 70 | 20-100-200 нм |
З+деформация еа=а2,32 | 1500 | 1300 | 3 | 70 | 20-100 нм |
Несомненно, что благоприятное влияние на эффективность упрочнения при волочении оказывает и протекающее мартенситное превращение. Причем его роль может заключаться не только в облегчении протекания пластической деформации и вследствие этого устранения локальных пиковых напряжений, но и в непосредственном участии в структурном упрочнении благодаря образованию дисперсных кристаллов мартенсита. Выявлена количественная зависимость между уровнем упрочненного состояния деформированной стали и объемной долей мартенситной фазы.
С целью определения температурно-временных условий выделения при старении упрочняющих фаз проводилось изучение влияния температуры последеформационного нагрева на изменение механических свойств, фазового состава и структуры исследуемой стали 03Х14Н11К5М2ЮТ. Продолжительность выдержки при старении составляла 1ач. На рис.а1 (пунктирные кривые) видно, что чем больше количество мартенсита, образовавшегося в процессе деформирования (волочения), тем выше прирост прочностных свойств (σв и σ0,2), при сохранении достаточно высоких характеристик пластичности (δа=а1,5..2а% и ψа=а43а%). Изменение периода кристаллической решетки мартенсита деформированной (еа=а2,32) проволоки от температуры старения свидетельствует о процессах распада пересыщенного твердого раствора. Эта характеристика достигает минимальных значений при температурах на 50аС выше температуры наибольшего упрочнения при старении. Температура, при которой период аα достигает минимума, соответствует стадии перестаривания и является температурой метастабильного равновесия между матрицей и частицами интерметаллидных фаз. Ранее проведенными исследованиями было показано, что метастабильная коррозионностойкая аустенитная сталь 03Х14Н11К5М2ЮТ в закаленном состоянии практически не старится, следовательно, выделение упрочняющей интерметаллидной фазы происходит из ОЦК-фазы (мартенсит деформации), который при нагреве выше температуры 550аС испытывает обратное α→γ превращение. Этому превращению соответствует эндотермический пик на кривых ДТА. Если первый пик (экзотермический) в интервале температур 380..550аС связан с процессами выделения упрочняющей фазы, то второй пик (тоже экзотермический) в интервале температур 650..850аС связан с процессами выделения высокотемпературной интерметаллидной фазы. Знание температурных интервалов выделения интерметаллидных фаз при нагреве, позволяет правильно подбирать режим термической или термомеханической обработки исследуемой стали.
Электронно-микроскопическое исследование тонкой структуры изучаемой стали 03Х14Н11К5М2ЮТ после различных режимов оптимального и высокотемпературного старения предварительно деформированных образцов показало следующее (рис.а3).
а б в
г д е
Рис. 3. Структура стали 03Х14Н11К5М2ЮТ после закалки от 1000аС, деформации е = 2,32 и старения: а-в - при 500аС (1 ч); г-е - при 500аС (1 ч) + 650аС (2ач);
б, д - темнопольное изображение в рефлексе -фазы (110); в, е - микродифракция
Структурные составляющие деформированной и состаренной стали представляют собой ОЦК и ГЦК фазы. Основным механизмом старения в интервале температур 500..650аС является гетерогенное выделение интерметаллидных фаз из ОЦК-твердого раствора. В структуре деформированной и состаренной при 500аС метастабильной аустенитной стали наблюдается вблизи контуров экстинкции контраст типа ряби, обусловленный, по-видимому, появлением высокодисперсных частиц. Увеличение температуры и времени старения (650аС, 2ач) приводит к некоторому росту размеров выделяющихся частиц. На ранних стадиях старения частицы имеют форму, близкую к сферической. После старения деформированных образцов при 650аС на электронограммах появляются рефлексы, принадлежащие уже подросшим частицам интерметаллидной фазы NiAl.
Таким образом, имеющиеся данные позволяют сделать вывод, что практически безуглеродистая коррозионностойкая аустенитная сталь в результате правильно подобранного легирования сочетает в себе достоинства трех сталей: метастабильных аустенитных, трип-сталей и мартенситностареющих сталей. В результате использования всех возможных механизмов упрочнения было достигнуто высокопрочное состояние.
Проведенное исследование безуглеродистой аустенитной метастабильной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ позволило установить закономерности структурных и фазовых превращений, происходящих при термической и термомеханической обработках.
В четвертой главе решалась задача создания принципиально новых металлических сплавов для стержневого медицинского инструмента, прежде всего тончайших сечений (до 100 мкм), на которых при необходимой высокой коррозионной стойкости должны быть получены высокая твердость, прочность и упругость, обеспечивающие сохранение необходимой жесткости и отсутствие формоизменений в процессе эксплуатации. С этой целью разработаны и комплексно изучены новые аустенитно-ферритные стали двух составов, на один из которых получен патент. В данной главе рассмотрены фазовые превращения и изменения свойств при различных режимах термопластической обработки двухфазной аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т.
В исследуемой стали соотношение между аустенитом и -ферритом примерно 50а:а50 сохраняется при нагреве под закалку в интервале температур 800..1000аС (рис.а4аа,аб) и только при 1300аС, согласно фазовому анализу, структура стали состоит из одного -феррита, в котором даже при больших скоростях охлаждения (закалка в воду) не удается полностью подавить выделения вторичного аустенита. Колонии вторичного аустенита в некоторых участках образуют структуру типа видманштеттовой с характерным игольчатым (пластинчатым) строением (рис.а4ав).
а б в
Рис. 4. Микроструктура аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т: а - закалка от 1000 С; б - закалка от 1000 С, цветное травление; в - закалка от 1300 С
Микрорентгеноспектральный анализ закаленных образцов аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т показал, что δ-феррит оказывается обогащенным ферритообразующими элементами (Cr, Al, Mo), аустенит - аустенитообразующими элементами (Ni, Со).
Следует отметить, что в двухфазной аустенитно-ферритной стали размер зерен обеих фаз практически не изменяется до 1100аС, а затем при температуре интенсивного γ→δ превращения (выше 1200аС) происходит резкий рост зерен феррита, что объясняется, по-видимому, превышением порога собирательной рекристаллизации стали, а также более значительной диффузионной подвижностью атомов решетки ОЦК феррита по сравнению с решеткой ГЦК аустенита.
В исследуемой аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т, структура которой в закаленном состоянии состоит, как указывалось выше, из аустенита и δ-феррита, обнаружена аномально высокая микротвердость δ-феррита (свыше 500аHV), в то время как микротвердость аустенита находится в пределах 200 HV. Наличие двухфазной структуры, состоящей из фаз различной твердости, обуславливает относительно невысокую интегральную твердость закаленных аустенитно-ферритных сталей (≈а28аHRC), что является необходимым условием для достаточно хорошей пластичности этих сталей в закаленном состоянии.
Столь значительное различие микротвердости фазовых составляющих вряд ли объясняется только степенью пересыщения аустенита и δ-феррита легирующими элементами, так как оно в обеих фазах (по данным МРСА) достаточно велико. Методом электронной микроскопии показано наличие в δ-феррите закаленной стали высокодисперсных равномерно распределенных частиц округлой формы с решеткой типа В2. На электронограммах с участков δ-феррита закаленной стали 03Х1410К5М2Ю2Т (рис.а5ад) обнаружены сверхструктурные рефлексы, которые свидетельствуют о наличие в структуре упорядочения. Темнопольные изображения в сверхструктурном рефлексе (001)NiAl (рис.а5аж) показывают присутствие (лсвечение) в δ-феррите упорядоченной фазы типа NiAl.
Оптическая металлография не выявила заметных структурных изменений в исследуемой стали при старении вплоть до 650аС включительно. При старении 500..650аС наблюдается появление неоднородности структуры как аустенита, так и δ-феррита, связанная с распадом твердого раствора (δ-феррита) и возможным частичным превращением δ→γ. Применение метода электронной микроскопии позволило проследить протекание процесса распада δ-феррита. При температурах оптимального старения (закалка от 1000аС и последующее старение при 500аС в течение 1ач) в ОЦК фазе (δ-феррит) присутствуют дисперсные включения интерметаллидной фазы типа NiAl уже размером ≈а50..70анм, которые светятся в темнопольных изображениях в рефлексе (120)NiAl. После старения закаленных образцов при 650аС в течение 1ач (в перестаренном состоянии) наблюдаются подросшие равномерно распределенные в ОЦК матрице включения интерметаллидной фазы NiАl.
Таким образом, результаты электронно-микроскопических исследований показали, что упрочнение закаленных аустенитно-ферритных сталей обусловлено равномерным выделением высокодисперсной интерметаллидной фазы типа NiAl, которая и является ответственной за упрочнение.
Процессы распада исследуемой аустенитно-ферритной стали идут аналогично процессам распада в мартенситностареющих сталях, следовательно, после высокой температуры старения возможно образование фазы Лавеса. По данным ФФХА на образцах, закаленных от 1200аС и состаренных при 650аС, была определена выделившаяся в осадок интерметаллидная фаза типа (Fe74Cr12Ni14)2,09(Mo64,4Ti35,6). Отметим, что фаза Лавеса в аустенитно-ферритной стали имеет несколько иной химический состав, чем обнаруженная в мартенситностареющих сталях.
а б в
г д е
ж
Холодная пластическая деформация является надежным и простым способом достижения высокопрочного состояния. Основные эксперименты, по изучению влияния холодной пластической деформации, а также последующего старения на фазовый состав, структуру и свойства аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т, были выполнены на проволочных образцах диаметром 0,8амм. При этом деформация осуществлялась волочением с различных исходных диаметров на диаметр 0,8 мм и составляла 20, 40, 60 и 80 %. На исходном диаметре вся проволока была закалена от температуры 1000 С. На рис.а6 показано влияние степени холодной пластической деформации при волочении проволоки с диаметра 2,0 до 0,8 мм на механические свойства и количество ОЦК фазы. Деформация вызывает интенсивное упрочнение и после максимального обжатия (~а80а%) временное сопротивление разрыву исследуемой стали возрастает почти вдвое по сравнению с закаленным состоянием и составляет порядка 1840 МПа. Как показали результаты рентгеноструктурного фазового анализа, аустенит исследуемой стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т является метастабильным и при деформации порядка 80а% в структуре наблюдается 100а% ОЦК фазы, т.е. аустенит полностью переходит в мартенсит деформации. Упрочнение исследуемой стали при деформации обусловлено совокупным и сложным воздействием различных факторов: во-первых, деформацией аустенита, а затем и мартенсита, во-вторых, деформацией δ-феррита, в третьих, фазовым γ→α превращением, протекающим по бездиффузионному механизму и приводящим к формированию в аустенитной матрице высокодисперсных кристаллов мартенсита, способных наследовать дефекты аустенита. Структура деформированной стали имеет типичный волокнистый характер (рис.а7), наблюдается значительное раздробление зерен δ-феррита (светлые зерна) и наличие большого количества мартенсита деформации (темные зерна).
Рис. 6. Влияние холодной пластической деформации на механические свойства
и количество ОЦК фазы
Рис. 7. Микроструктура стали
после деформации (~а80а%)
Исследуемая аустенитно-ферритная сталь имеет более низкий коэффициент деформационного упрочнения, чем метастабильная аустенитная сталь типа 12Х18Н10Т, вследствие более низкого содержания углерода в исследуемой стали. Однако, за счет гетерофазной структуры он выше, чем в мартенситностареющих и аустенитной сталях с таким же содержанием углерода.
В табл. 3 приведены сравнительные данные по механическим свойствам проволоки для исследуемой аустенитно-ферритной и мартенситностареющей сталей в следующих состояниях: в закаленном (на диам.а2,0амм) и после деформации на 80а% на конечном диаметре 0,8 и 0,15 мм. Наблюдается значительный рост временного сопротивления разрыву при волочении проволоки, причем прирост σв для стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т составляет 900 МПа. Из приведенных данных видно, что как после закалки, так и после деформации сталь 03Х14Н10К5М2Ю2Т имеет более высокую равномерную пластичность (δ) и меньшую сосредоточенную пластичность () по сравнению со сталью ЗИ90-ВИ. В то же время, число скручиваний до разрушения в аустенитно-ферритной стали больше. При этом прочностные свойства аустенитно-ферритная сталь 03Х14Н10К5М2Ю2Т имеет в закаленном состоянии ниже, а после деформации на 80а% значительно выше. Для обеих сталей наблюдается четко выраженный масштабный фактор: при одинаковой степени деформации σв на тончайшем размере (диам.а0,15 мм) почти на 1000аМПа выше, чем на диаметре 0,8амм. При этом пластичность тончайшей проволоки, оцениваемая по величине разрыва с узлом, достаточно высока и составляет 52..53а%.
Таблица 3
Механические свойства аустенитно-ферритной
и мартенситностареющей сталей
Свойства | 03Х14Н10К5М2Ю2Т (62) | 03Х12Н8К5М2ЮТ (ЗИ90-ВИ) |
Закалка 1000 С | ||
σв δ Кручение l=100d | 940 71 10 87..90 | 1020 79 1,5 20..30 |
Закалка 1000 С, деформация 80 % (диам. 0,8 мм) | ||
σв δ Кручение l=100d | 1840 56 1 30..33 | 1530 73 1 3..4 |
Закалка 1000 С, деформация 80 % (диам. 0,15 мм) | ||
σв Рузл | 2300 52 | 1620 53 |
Изменение микротвердости структурных составляющих аустенитно-ферритной стали после различных режимов термической обработки показано на рис.а8. Наблюдается заметное изменение микротвердости
δ-феррита при старении примерно на 100аHV, при этом получаемые значения микротвердости δ-феррита превышают 600аHV. Наиболее значительно при старении изменяется микротвердость мартенсита деформации (500..550 HV) и приближается к значениям микротвердости δ-феррита. Такое выравнивание свойств структурных составляющих двухфазной аустенитно-ферритной стали при одновременном образовании волокнистой гетерогенной структуры является причиной получения высоких проч-ностных свойств холодно-деформированной проволоки при сохранении достаточной пластичности.
Электронографические исследования показали, что при старении исследуемой аустенитно-ферритной стали, обработанной по режиму: закалка + деформация + старениеа500 С происходит выделение NiAl из ОЦК твердого раствора как -феррита, так и мартенсита деформации (рис.а9). После закалки, пластической деформации и старения при температуре 650аС наблюдается появление участков аустенита, в ряде случаев в аустените появляются двойники. Образующийся аустенит также не содержит интерметаллидной фазы.
а б в
г д
Изучение кинетики изменения механических свойств холоднодеформированной проволоки (диам. 0,8амм) исследуемой стали при различных температурах старения показало, что наиболее высокие значения прочностных свойств получены при старении 500 С и выдержке 1..3 ч., при этом достигаются высокие прочностные свойства: σва=а2550аМПА, относительное сужение находится в пределах 43..45а%. В то время как на диам. 0,15амм σва>а2900аМПа при Рузл ~а50%.
Таким образом, отличие разработанной двухфазной аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т от применяемых в промышленности сталей, заключается в возможности реализации многофакторных механизмов упрочнения, в том числе и дисперсионного твердения пересыщенных твердых растворов с выделением интерметаллидных фаз, дающего существенный прирост прочностных свойств.
В пятой главе рассматривается новая алюминийсодержащая высоко-прочная сталь ферритного класса (патент №а2323998), которая отличается от описанной выше аустенитно-ферритной стали повышенным содержанием алюминия (выше 5,1а%аА1), что позволило перевести исследуемую сталь в ферритный класс. Предварительно были проведены исследования влияния содержания алюминия в количестве 2,0..3,5 % на структуру и фазовый состав практически при одной и той же базе легирования. Увеличение содержания
алюминия от 2,0 до 3,5а% привело к изменению соотношения между аустенитом и δ-ферритом (от 50:50 до 30:70) в сторону увеличения δ-феррита (рис.а10).
Для получения чисто ферритной структуры с целью оценки ее свойств и потенциальных возможностей после теоретических расчетов и пробных опытных плавок была выплавлена опытная плавка, имеющая состав 03Х14Н10К5М2Ю6Т.а Изучение свойств ферритной стали в зависимости от температуры закалки показало, что микроструктура стали после закалки от 1000 до 1200аС полностью состоит из 100а% δ-феррита (рис. 11а б, в) и лишь после закалки от 900аС в структуре стали наблюдается незначительное количество (8а%) аустенита (рис.а11аа). Как показали данные рентгеноструктурного анализа, после закалки от всех температур в структуре присутствует незначительное количество интерметаллидной фазы NiAl.
а б в
Рис. 11. Микроструктура закаленной ферритной стали от температур: а - 900аС;
б - 1000аС; в - 1200аС
При таком сложном составе в исследуемой стали вполне могут быть и другие интерметаллидные фазы, которые растворяются с увеличением температуры нагрева. На протекание процессов растворения указывает изменение периода кристаллической решетки δ-феррита с увеличением температуры нагрева под закалку от 800 до 1000аС.
Измерение твердости и микротвердости исследуемой стали показало чрезвычайно высокую твердость δ-феррита уже в закаленном состоянии, причем твердость (как по Виккерсу, так и микротвердость) мало изменяется от температуры нагрева под закалку от 1000 до 1200аС и составляет соответственно 475 HV5/12,5 и 550 HV. При температуре нагрева под закалку 900аС наблюдается значительно меньшая твердость и микротвердость, соответственно, 380аHV5/12,5 и 410аHV. Чрезвычайно высокая твердость δ-феррита как в аустенитно-ферритной стали, так, по-видимому, и в ферритной обусловлена присутствием в феррите закаленной стали упорядоченной интерметаллидной фазы типа NiAl. В диссертационной работе не ставилась задача подробного изучения структурообразования и фазовых превращений, протекающих в безуглеродистой высокопрочной ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю6Т. Основное внимание было сосредоточено на δ-феррите, который обладал такой же высокой твердостью как и δ-феррит в аустенитно-ферритной стали.
Последующее старение исследуемой ферритной стали приводит к дополнительному повышению твердости и микротвердости, что связано с протеканием процессов старения в ОЦК фазе. Температурой, при которой достигается наибольший прирост твердости при старении, является 500 С, при этом твердость составляет 550аHV5/12,5, а микротвердость 650аHV. Таким образом, в исследуемой ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю6Т высокопрочное состояние достигается в две стадии термической обработки: закалка на пересыщенный твердый раствор и последующее старение при 500аС.
В шестой главе рассматриваются способы дополнительного поверхностного упрочнения исследуемых сталей. Известно, что лазерная обработка является эффективным способом поверхностного упрочнения металлических изделий. Особенностью лазерной обработки являются чрезвычайно высокие скорости нагрева и охлаждения. В работе были исследованы изменения микроструктуры и микротвердости по глубине зоны оплавления, зон термического влияния и сердцевины предварительно закаленных сталей: экономнолегированной мартенситностареющей 03Х13Н8М2Т, аустенитной 03Х14Н11К5М2ТЮ, аустенитно-ферритной 03Х14Н10К5М2Ю2Т и ферритной 03Х13Н10К5М2Ю6Т, подвергнутых лазерной обработке с оплавлением и без оплавления поверхности, с последующим старением или без него. При этом определяли возможность получения упрочненного поверхностного слоя без снижения свойств сердцевины изделия.
Микроструктура после лазерной обработки с оплавлением всех исследуемых сталей приведена на рис.а12. При лазерной обработке с оплавлением на всех исследуемых сталях аустенитного, аустенитно-ферритного и ферритного классов на поверхности обнаружен слой -феррита различной глубины (в зависимости от режима обработки и структуры исследуемой стали от 522амкм до 700амкм), за исключением мартенситностареющей стали, в которой при лазерной обработке мощностью до 900 Вт слой -феррита не был обнаружен. Структура мартенситностареющей стали 03Х13Н8М2Т в зоне термического влияния отличается неоднородностью (см. рис.а12 а). На поверхности наблюдается существенное измельчение пакетов мартенсита, которые образовались в результате рекристаллизации аустенита, при температурах близких к температуре плавления, и последующей закалки. Затем располагается зона крупнопакетного мартенсита с последующим переходом к структуре матрицы. На рис.а13 а приведено распределение микротвердости в зоне термического влияния мартенситностареющих сталей, обработанных
а б в г
Рис. 12. Микроструктура исследуемых сталей после лазерной обработки с оплавлением:
а - мартенситностареющая 03Х13Н8М2Т; б - аустенитная 03Х14Н11К5М2ЮТ;
в - аустенитно-ферритная 03Х14Н10К5М2Ю2Т; г - ферритная 03Х13Н10К5М2Ю6Т
по различным режимам. Резкого изменения микротвердости от поверхности к центру не наблюдается. Лазерная обработка с последующим старением приводит к закономерному увеличению микротвердости, что связано с измельчением пакетов мартенсита. Причем значения микротвердости в зоне термического влияния при лазерной обработке близки к значениям микротвердости, полученным на образцах, обработанных по режимам закалка+деформация и закалка+деформация+старение. Это указывает на влияние термического и фазового наклепа на упрочнение мартенситностареющих сталей. После лазерной закалки возникают термические и структурные напряжения, которые и стимулируют процесс старения. Лазерная обработка создает большую плотность дислокаций, являющихся в дальнейшем местами предпочтительного зарождения упрочняющей фазы. При старении упрочняющая фаза измельчается, расстояние между частицами уменьшаются, что существенно влияет на упрочняющий эффект.
Таким образом, лазерная обработка для мартенситностареющих сталей является неэффективной, в отличие от аустенитной 03Х14Н11К5М2ЮТ, аустенитно-ферритной 03Х14Н10К5М2Ю2Т и ферритной 03Х13Н10К5М2Ю6Т сталей, микроструктура которых после лазерной обработки с оплавлением приведена на рис.12аа,аб,ав, соответственно. При малых оптических увеличениях в образцах после лазерной закалки обнаружены три структурных зоны. Центральная является зоной расплавления металла при лазерной обработке стали, располагается вдоль оси лазерного луча и в поперечном сечении имеет форму округлой лунки. Особенностью ее микроструктуры является четко выраженная зона однофазного δ-феррита. Зона -феррита имеет разное строение. На поверхности образцов имеется очень узкая полоска δ-феррита, имеющего мелкозернистое строение. Эта зона, по-видимому, образовалась в результате рекристаллизации термически упрочненного δ-феррита. Далее идет зона крупнозернистого δ-феррита, имеющая характерное столбчатое вытянутое строение, при этом зерна направлены от поверхности вглубь образца. Такое строение зерен феррита обусловлено влиянием градиента температур. Следующая зона - зона с различно ориентированными зернами, представляющая собой двухфазную аустенитно-ферритную структуру, образовавшуюся вследствие малого времени нахождения сплава при этой температуре и интенсивной теплоотдачи (незаконченный процесс образования аустенита). Затем зона основного металла со стабильной структурой, представляющей собой зерна аустенита с двойниками отжига. В ней воздействие лазерной обработки на структуру металла визуально не обнаруживается.
Микротвердость в зоне воздействия лазерного излучения измеряли на образцах, обработанных по всем режимам. Распределение микротвердости в зоне лазерного излучения для аустенитной, аустенитно-ферритной и ферритной сталей приведено на рис.а13аа,аб,ав. Особенностью микроструктуры расплавленной зоны (зоны δ-феррита) является исключительно высокая его микротвердость. Причем такая высокая микротвердость наблюдается уже в закаленном состоянии, а последующее старение изменяет ее незначительно. Наблюдается резкое изменение микротвердости от поверхности к центру - уменьшение с 600аHV до 300аHV, первое значение соответствует микротвердости δ-феррита аустенитно-ферритной стали (в наружном оплавленном слое), второе - микротвердости аустенита аустенитной стали (сердцевине). Изменение микротвердости после лазерной закалки ферритной стали 03Х13Н10К5М2Ю6Т приведено на рис.а13аг. Микротвердость феррита поверхностной зоны незначительно отличается от микротвердости сердцевины и объясняется различием в величине зерна и скорости охлаждения.
Для получения информации о причинах столь высокой твердости δ-феррита были проведены электронно-микроскопические исследования трех зон воздействия лазерного излучения (рис.а14). Структура центральной зоны сформирована зернами δ-феррита с дисперсными ( ~ 6,0анм) частицами β2-фазы (упорядоченной ОЦК фазы на основе интерметаллида FeNiAl).
а б
в г
Рис. 13. Влияние лазерной обработки на микротвердость исследуемых сталей:
а - мартенситностареющая 03Х13Н8М2Т; б - аустенитная 03Х14Н11К5М2ЮТ;
в - аустенитно-ферритная 03Х14Н10К5М2Ю2Т; г - ферритная 03Х13Н10К5М2Ю6Т;
( ) - после лазерной закалки; ( ) - после лазерной закалки с последующим старением при 500аС
Соседние зерна δ-феррита обычно имеют существенно различную кристаллографическую ориентировку (рис.а14аа,аб). Структура переходной зоны сформирована зернами двух фаз - δ-феррита и аустенита. Для зерен δ-феррита характерно наличие слабо ориентированных субзерен, а также присутствие дисперсных включений β2-фазы. Других вторичных фаз в феррите не обнаружено. Размеры и распределение β2-частиц аналогичны наблюдаемым в
δ- феррите расплавленной зоны, что свидетельствует как о нагреве данной зоны при лазерной закалке до температур, превышающих температуру существования β2-фазы, так и о достаточно высокой скорости охлаждения металла переходной зоны в температурном интервале ее возникновения. Для аустенита характерно отсутствие выделений дисперсных внутризеренных фаз и наличие достаточно высокой плотности дислокаций.
а б в
г д е
ж з и
к л
Рис. 14. Микроструктура стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т после лазерной закалки с оплавлением: а-в - структура центральной зоны; г-ж - структура переходной зоны; з-л - структура наружной зоны; а, б, г, д, з, к - светлопольное изображение; в - темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (001)NiAl; е, и - микродифракция; ж, л - схема индицирования
Рис.а14 иллюстрирует некоторые структурные особенности перехода от ферритной к ферритно-аустенитной структуре. В данном случае на периферии зерна δ-феррита из зоны расплава (несколько слабо ориентированных субзерен) располагаются фрагменты аустенита идентичной кристаллографической ориентации. При этом относительная ориентация решеток δ и γ близка к ориентационному соотношению Курдюмова-Закса, а протяженные плоские участки межфазной границы соответствуют следу плоскостей {111}γ || {110}δ. На светлопольном изображении δ-зерна отчетливо видно присутствие дисперсной β2-фазы, тогда как в аустените дисперсного распада нет. Структура зоны под лункой расплава, как и структура переходной зоны, сформирована зернами двух фаз - феррита и аустенита. Но наиболее существенное отличие от переходной зоны связано с тем, что в феррите этой зоны обнаружены два типа вторичных фаз. Распределение частиц каждой из фаз по объему δ-зерна обычно достаточно равномерное, но плотность выделений более дисперсной из них выше, а вокруг крупных частиц имеется зона свободная от дисперсных выделений. Более дисперсная фаза имеет размеры частиц ~30 нм и является β2-фазой.
Таким образом, применение лазерной обработки в аустенитной и аустенитно-ферритной сталях позволяет получить поверхностный слой с высокими значениями микротвердости непосредственно после закалки, т.е. лазерная обработка может служить эффективным способом повышения твердости поверхностного слоя.
Применение лазерной обработки с оплавлением для аустенитной и аустенитно-ферритной сталей позволило выявить последовательности фазовых превращений исследуемых сталей в процессе кристаллизации: жидкий расплав →аδ-феррит с упорядоченной β2-фазойа→а аустенитно-ферритная структура → аустенитная (в зависимости от содержания алюминия при одной и той же базе легирования).
В седьмой главе для оценки коррозионной стойкости разработанных сталей в сравнении с коррозионной стойкостью типовых сталей были проведены испытания на общую коррозию. Испытывали образцы следующих марок сталей: 40Х13, 12Х18Н10Т, 03Х12Н8К5М2ЮТ (ЗИ90-ВИ), 03Х13Н8М2Т, 03Х14Н11К5М2ЮТ, 03Х14Н10К5М2Ю2Т. Для проведения ускоренных испытаний в качестве коррозионной среды был выбран агрессивный раствор 3а% NaCl. Склонность сталей к локальным видам коррозии оценивали при осмотре на бинокулярном микроскопе при увеличении в 8..30 раз по наличию очагов коррозии: пятен, питтингов, язв. Из испытанных сталей наиболее низкую коррозионную стойкость имеет сталь 40Х13. Испытания на общую коррозию всех исследуемых сталей показали, что на всех этапах переработки (закалка, деформация, закалка+старение, закалка +деформация+старение) все исследуемые стали не склонны к общей коррозии (средняя скорость коррозии не превышала 0,004 г/м2⋅ч). Испытания на коррозию под напряжением и межкристаллитную коррозию также показали, что все исследуемые стали, кроме 40Х13, не проявляют склонности к МКК и имеют высокую устойчивость против коррозионного разрушения.
Проведенные коррозионные исследования аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ электрохимическим методом в 20-% водном растворе Н2SO4 позволили выявить на поляризационных кривых наиболее положительный стационарный потенциал, наименьший ток начала пассивации и полной пассивации после формирования высокопрочного состояния.
На основании проведенных коррозионных исследований новых высокопрочных алюминийсодержащих сталей на Fe-Cr-Ni основе можно заключить, что все исследуемые стали обладают высокой коррозионной стойкостью, не уступающей стойкости промышленной коррозионностойкой стали 12Х18Н10Т и имеют более высокую коррозионную стойкость по сравнению со сталью 40Х13.
Изготовление различного медицинского инструмента и его испытания проводились в НПО Мединструмент, ПТО Медтехника (Казань) и в АОЗТ л Ассоциация л Медицинские технологии (Екатеринбург). Были изготовлены и опробованы микроиглы для офтальмологии, атравматические микроиглы, хирургические иглы различного диаметра, иглы для рефлексотерапии, электроаккупунктуры, микротросы для эндоскопии и урологии, корневые иглы, дрильборы и другие виды медицинского инструмента. Проведение полупромышленных, стендовых и клинических испытаний показало высокие качество и функциональные свойства инструмента из новых сталей, во многих случаях превосходящие свойства медицинского инструмента, изготовленного из типовых коррозионностойких сталей 40Х13, 12Х18Н10Т и др.
На основании полученных результатов была внедрена и широко используется для медицинского инструмента мартенситностареющая сталь ЗИ90-ВИ, рекомендованы и переданы заказчику новая экономнолегированная мартенситностареющая сталь 03Х13Н8М2Т, двухфазная аустенитно-ферритная сталь 03Х14Н10К5М3Ю2Т, аустенитная сталь 03Х14Н11К5М3ЮТ, ферритная сталь 03Х13Н10К5М3Ю6Т, которые прошли промышленное опробование. Результаты промышленных опробований подтверждены актами внедрения. Сталь 03Х13Н8М2Т включена в ТУ на изготовление проволоки для медицинского инструмента. На составы сталей аустенитного, аустенитно-ферритного и ферритного классов получены патенты РФ.
Таким образом, на основании проведенных комплексных исследований можно сделать заключение, что общим для всех исследуемых сталей является следующее.
1. Единая база легирования, представляющая собой Fe-Cr-Ni основу с дополнительным легированием кобальтом, молибденом, титаном и изменяющимся содержанием алюминия. Все исследуемые стали являются практически безуглеродистыми, содержание в них углерода не превышает 0,02 %. Такая база легирования является одной из предпосылок высокой пластичности всех исследуемых сталей в закаленном состоянии. В то же время низкое содержание углерода обеспечивает образование аустенита при охлаждении непосредственно из расплава в последовательности: расплава→аδ-феррита→ааустенит, при этом безуглеродистая Fe-Cr-Ni основа стали исключает возможность образования аустенита по нонвариантным реакциям δа+аσааγ или δааγа+аσ, что подтверждается отсутствуем во всех исследуемых сталях σ-фазы. Все исследуемые стали дополнительно легированы алюминием в количестве 0,25..6,5 %, при этом роль алюминия в сталях различных структурных классов неодинакова: в мартенситностареющих сталях алюминий не образует самостоятельных упрочняющих фаз, а входит в состав интерметаллидной фазы (Ni,Fe)3(Тi,Al). Образование самостоятельных фаз NiAl или Ni3Al не обнаружено. При некотором повышении содержания никеля и хрома и одновременном увеличении количества алюминия до 0,8 % получили сталь другого структурного класса - аустенитного, при формировании которого алюминий непосредственного участия не принимает, однако играет роль основного упрочнителя за счет образования интерметаллидной фазы типа NiAl из ОЦК-твердого раствора (мартенсита деформации). При больших содержаниях алюминия влияние его как сильного ферритообразующего элемента приводит к получению сталей аустенитно-ферритного класса с различным соотношением аустенита и δ-феррита. Дальнейшее повышение содержания алюминия (до 6,0 % и выше) приводит к образованию стали полностью ферритного класса.
2. Наличие деформационно-метастабильного аустенита, который при пластической деформации частично или полностью переходит в мартенсит деформации. Так как количество аустенита в исследуемых сталях различно (~10% в мартенситностареющих, ~а100% в аустенитных и ~а50..30 в аустенитно-ферритных), то и влияние образования мартенсита деформации, и связанного с ним трип-эффекта, неодинаково. Наиболее сильно выраженный трип-эффект имеет место в стали аустенитного класса 03Х14Н11К5М2ЮТ, что является одним из факторов, определяющих ее высокую пластичность, и позволяет проводить холодную пластическую деформацию с чрезвычайно высокими степенями обжатия и получить в структуре нанокристаллическое состояние.
3. Выделение интерметаллида типа NiAl только в ОЦК-фазе: мартенсите охлаждения, δ-феррите и мартенсите деформации. При этом интерметаллид NiAl обеспечивает значительное упрочнение сталей и может иметь различное происхождение, выделяясь как непосредственно при кристаллизации, так и при распаде мартенсита деформации при старении.
В выполненной работе впервые обнаружен δ-феррит с аномально высокой твердостью ( до 500HV) в большой степени влияющий на конечное упрочнение после обработки деформация + старение.
4. Многофакторные механизмы упрочнения, получаемые в результате обработки: закалка + деформация + старение. К ним относится: твердорастворное упрочнение матрицы (тип матрицы изменяется от ОЦК к ГЦК или смешанный); сдвиговой механизм γа→аα превращения; механизм деформационного упрочнения за счет полиморфных γа→аε или γа→аεа→аα превращений, протекающих по бездиффузионному механизму; механизм деформационного упрочнения гетерофазной структуры (как мартенсита деформации, так и аустенита, а в некоторых случаях δ-феррита) за счет наследования дефектов аустенита высокодисперсными кристаллами мартенсита, и распада пересыщенного твердого раствора при старении с образованием упорядоченной, изоморфной по отношению к ОЦК фазе алюминида NiAl. Образовавшиеся выделения интерметаллидной фазы типа NiAl имеют нанокристаллические размеры (6..10анм), что является чрезвычайно важным фактором при получении проволоки тончайших диаметров, т.к. размер частиц упрочняющей фазы должен быть много меньше диаметра проволоки.
5. Высокая коррозионная стойкость, практически не уступающая коррозионной стойкости промышленной стали 12Х18Н10Т.
ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ДИССЕРТАЦИИ
1. Разработаны теоретические основы получения новых практически безуглеродистых коррозионностойких алюминийсодержащих сталей, выполнен поиск их рациональных составов, выплавлены стали новых составов на железо-хромоникелевой основе, дополнительно легированные кобальтом, молибденом, титаном и алюминием. Варьирование содержанием хрома, никеля и увеличение алюминия от 0,25 до 6,0% обеспечило возможность перевода сталей в разные структурные классы в последовательности: мартенситностареющий→ аустенитный → аустенитно-ферритный → ферритный.
2. Изучены фазовые превращения в алюминийсодержащих коррозионностойких сталях и отработаны режимы формирования необходимого комплекса физико-механических свойств проволоки применительно к мединструменту, в том числе к микроинструменту различного функционального назначения.
3. Установлены общие закономерности структурных и фазовых превращений, происходящих при термической и термомеханической обработках исследуемых алюминийсодержащих сталей.
4. Обнаружена чрезвычайно высокая пластичность исследуемой метастабильной безулеродистой аустенитной стали, которая обусловлена совместным действием равномерного скольжения, микродвойникования и мартенситных превращений (γ→ε→α, γ→α) с оптимальной интенсивностью.
5. Показано, что фазой, ответственной за упрочнение деформированных исследуемых метастабильных алюминийсодержащих сталей, является интерметаллидная фаза NiAl, в то время как в мартенситностареющих сталях - Νi3Ti.
6. Установлена аномально высокая твердость δ-феррита в аустенитной, аустенитно-ферритной и ферритных сталях, которая обусловлена выделением упорядоченной фазы типа NiAl.
7. Показано, что применение лазерной обработки алюминийсодержащих сталей позволяет получить существенное упрочнение поверхностного слоя за счет образования δ-феррита с упорядоченной интерметаллидной фазой типа NiAl. При этом твердость поверхностного слоя составляет 600..650 HV при сохранении вязкой сердцевины.
8. Показано, что формирование высокопрочного состояния в исследуемых алюминийсодержащих безуглеродистых сталях достигается реализацией всех возможных механизмов упрочнения, это позволило отработать технологию получения высокопрочной проволоки тонких сечений.
9. Изготовлена проволока и различный медицинский стержневой инструмент, проведены промышленные и клинические испытания, которые показали высокий уровень физико-механических свойств и коррозионной стойкости медицинского инструмента из сталей 03Х13Н8М2Т, 03Х14Н10К5М2ЮТ, 03Х14Н10К5М2ЮТ, 03Х14Н10К5М2Ю2Т, по сравнению с мединструментом из сталей 12Х18Н10Т и 40Х13.
10. Решена важная научно-техническая задача по созданию новых материалов, способов их упрочнения и технологических разработок по получению высокопрочной проволоки медицинского назначения и их внедрению.
СПИСОК ОСНОВНЫХ ПУБЛИКАЦИЙ
1. Мальцева Л.А. Закономерности фазовых и структурных превращений в безуглеродистых высокопрочных коррозионностойких сталях на Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti- основе //Журнал функциональных материалов, 2007, т.а1, № 2. - С. 75-79.
2. Мальцева Л.А. Исследование формирования структуры метастабильной аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ при деформационном воздействии /Л.А.аМальцева, Н.Н.аОзерец, И.И.аКосицына, С.В.аГрачев, В.А.аЗавалишин, А.И. Дерягин //МиТОМ, 2008, № 10. - С. 19-23.
3. Мальцева Л.А. Особенности формирования структуры и свойств при термопластической обработке безуглеродистой аустенитной коррозионностойкой стали 03Х13Н8К5М2Ю0,8Т /Л.А. Мальцева, Н.Н. Озерец, С.В. Грачев и др. //Материаловедение, 2007, № 5. - С. 38-41.
4. Мальцева Л.А. Структура и свойства аустенитно-ферритных сталей в зависимости от параметров термической и термомеханической обработок /Л.А. Мальцева, С.В. Грачев, Т.В. Мальцева, Н.Н. Озерец //В сб. Наука-производство-технологии-экологии в 8-ми т. - Киров: изд-во ВятГУ, 2006, т.а5. - С. 97-102.
5. Грачев С.В. Применение лазерной обработки для поверхностного упрочнения аустенитно-ферритной стали /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В.аМальцева //Известия ВУЗов. Нефть и газ, 2005, № 3. - С. 77-81.
6. Грачев С.В. Влияние больших деформаций на фазовый состав и твердость безуглеродистых коррозионностойких сталей /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева и др. //МиТОМ, 2005, № 1. - С. 19-23.
7. Мальцева Л.А. Структура, состав и свойства безуглеродистых высокопрочных коррозионностойких сталей /Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, Н.Н. Озерец и др. /Вестник УГТУ-УПИ. - Екатеринбург, 2005, №13 (65). - С.а185-186.
8. Мальцева Л.А. Термопластическая обработка безуглеродистой высокопрочной коррозионностойкой стали 03Х13Н8К5М2ЮТ /Л.А. Мальцева, С.В. Грачев, Т.В. Мальцева и др. //Вестник УГТУ-УПИ. - Екатеринбург, 2005, №13 (65). - С. 183-184.
9. Грачев С.В. Алюминийсодержащие безуглеродистые высокопрочные стали для приборостроения и медицины /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева //Вестник УГТУ-УПИ. - Екатеринбург, 2004, № 15 (45), ч. 2. - С. 15-16.
10. Грачев С.В. Структурные превращения в высокопрочных безуглеродистых коррозионностойких сталях, деформированных под высоким давлением /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, С.В. Юрин //Вестник УГТУ-УПИ. Спецвыпуск. - Екатеринбург, ч. 1. - С. 82.
11. Грачев С.В. Аустенитно-ферритная коррозионностойкая сталь для высокопрочной проволоки /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //МиТОМ, 2000, № 11. - С. 6-9.
12. Грачев С.В. Борирование и борохромирование в виброкипящем слое /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, А.С. Колпаков, М.Ю. Дмитриев //МиТОМ, 1999, № 11. - С. 3-6.
13. Grachev S.V. The Investigation of Carbonless Martensite Ageing Using the Method of Differential Thermal Analyses /S.V.Grachev, L.A. Maltseva, T.V Maltseva //Kurdyumov Memorial Internatinal Conference оn Martensite. KUMICOMТ99. Moskow. Russia, 1999. - P. 1083.
14. Грачев С.В. Влияние старения на физико-механические свойства экономнолегированной мартенситностареющей проволоки /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //Известия ВУЗов, 1998, № 11. - С. 38-40.
15. Грачев С.В. Влияние состава и режимов термопластической обработки на свойства коррозионностойкой стали для медицинского инструмента /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //В сб.: Вестник УПИ Материалы и технологии, 1998, № 1. - С. 115-117.
16. Грачев С.В. Релаксация напряжений при мартенситном превращении ревертированного аустенита в мартенситностареющей стали /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева //ФММ, 1997, т. 4, вып. 4.- С. 117-122.
17. Grachev S.V. Stress Relaxation during the Martensitic Transformation of the Reverted Austenite in Maraging Steel /S.V.Grachev, L.A. Maltseva //The Physics of Metals and Metallografhe, 1997, vol. 84, № 4. - P. 403-406.
18. Грачев С.В. Механические свойства и релаксационная стойкость мартенситностареющей проволоки /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //Сталь, 1996, № 6.- С. 65-69.
19. Грачев С.В. Новые высокопрочные коррозионностойкие стали для стержневого медицинского инструмента /С.В. Грачев, В.Р. Бараз, Л.А. Мальцева //Перспективные материалы, 1996, № 5. - С. 37-40.
20. Грачев С.В. Новые высокопрочные и коррозионностойкие стали для медицинского инструмента /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, В.Д. Щербаков //Медицинская техника, 1995, № 2. - С. 24-27.
21. Grachev S.V. New Corrosion-Resistant High-Strength Steels for Rod-Type Medical Instrument. Advanced Materials and Processes /S.V.аGrachev ,V.R.аBaras, L.A. Maltseva //Third Russian-Chinese Symposium. Kaluga, 1995. - Р. 157.
22. Грачев С.В. Влияние нагрева в межкритический интервал температур на фазовые превращения и свойства мартенситностареющей проволоки /С.В.аГрачев, Л.А. Мальцева, В.Д. Щербаков //ФХММ, 1992, № 2. - С. 101-104.
23. Грачев С.В. Влияние температуры аустенитизации на процессы старения мартенситностареющей стали /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева //Известия РАН. Металлы, 1992, № 3. - С. 84-87.
24. Грачев С.В. Влияние предварительной обработки на фазовые превращения и свойства мартенситностареющей стали при нагреве в межкритический интервал температур /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Н.А. Чудинова //В сб.: Влияние дислокационной структуры на свойства металлов и сплавов. Тула, 1991. - С. 147-153.
25. Мальцева Л.А. Высокопрочные коррозионностойкие стали для изготовления медицинских инструментов /Л.А. Мальцева, С.В. Грачев, В.Р. Бараз //Инф. листок о научно-техническом достижении. Свердловск ЦНТИ, 1989, № 89-58. - С. 4.
26. Рынькова Е.В. Повышение качества проволоки из мартенситностареющей стали 03Х12Н8К5М2ТЮ /Е.В.аРынькова, В.В.аПокачалов, С.В.аГрачев, Л.А.аМальцева и др. //Сталь, 1988, № 10. - С. 77-79.
27. Грачев С.В. Влияние степени холодной пластической деформации на повреждаемость пружинной проволоки при волочении /С.В. Грачев, Л.А.аМальцева, А.Н. Крючков //В сб.: Термическая обработка и физика металлов. - Свердловск: УПИ, 1988. - С. 28-34.
28. Грачев С.В. Изменение модуля упругости при закалке и старении мартенситностареющей стали /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева //Известия АН СССР. Металлы, 1986, № 2. - С. 128-132.
29. Грачев С.В. Высокопрочные нержавеющие стали для упругих элементов и медицинских инструментов /С.В. Грачев, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева //Инф. листок инженерно-технических достижений. - Свердловск: ЦНТИ, 1986, № 86-20. - С. 4.
30. Богомолов А.Н. Высокопрочная релаксационностойкая коррозионностойкая сталь /А.Н. Богомолов, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева и др. //Бюллетень НТИ. Черная металлургия, 1986, вып. 14. - С. 4.
31. Грачев С.В. Стабильность аустенита и свойства деформационно-стареющих хромоникелевых сталей /С.В. Грачев, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева //В сб.: Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей. - М:. Наука, 1986. - С. 63-67.
32. Маханьков А.Н. Влияние дестабилизации аустенита на особенности развития обратного α→γ перехода /А.Н. Маханьков, В.Р. Бараз, А.Н. Богомолов, Л.А. Мальцева //В сб. Термическая обработка и физика металлов. - Свердловск: УПИ, 1986. - С. 81-86.
33. Богомолов А.Н. Структурные и фазовые изменения при нагреве деформированных сталей /А.Н. Богомолов, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева, О.И. Богомолова //В сб.: Термическая обработка, структура и свойства металлов. - Свердловск, 1985. - С. 20-25.
34. Грачев С.В. Влияние карбидообразования в мартенситностареющей стали с повышенным содержанием титана на механические свойства и структуру излома /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, А.С.Шейн //ФММ, 1984, т.а57, вып. 4. - С. 815-818.
35. Грачев С.В. Влияние температуры аустенитизации на фазовый состав и свойства мартенситностареющей стали Н16К4М5Т2Ю /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева //В сб.: Термическая обработка и физика металлов. - Свердловск. УПИ, 1984. - С. 76-81.
36. Бараз В.Р. Влияние термомеханической обработки на свойства аустенитных сталей с карбидным и интерметаллидным упрочнением /В.Р.аБараз, А.Н. Маханьков, А.Н. Богомолов, Л.А. Мальцева //В сб.: Термическая обработка и физика металлов. - Свердловск: УПИ, 1983. - С. 101-106.
37. Грачев С.В. Исследование процессов карбидообразования при нагреве и охлаждении мартенситностареющей стали Н16К4М5Т2Ю /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева //Депонированный библиографический указатель ВИНИТИ, 1982, № 7. - С. 121-123.
38. Грачев С.В. Влияние пластической деформации и старения на свойства проволоки и ленты из мартенситностареющих сталей / С.В. Грачев, Л.А. Мальцева // В сб.: Термическая обработка и физика металлов. - Свердловск: УПИ, 1978. - С. 22-30.
39. Грачев С.В. Исследование пружинных мартенситностареющих сталей на железоникелевой и железохромоникелевой основах /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, С.М. Битюков, В.Ф. Червинский //МДНТП. - Москва, 1975. - С.а92-98.
40. Грачев С.В. Исследование свойств теплостойкой проволоки из мартенситностареющих сталей на железоникелевой основе /С.В. Грачев, В.Я. Зубов, Л.А. Мальцева //В сб.: Прочность и долговечность стальных канатов. Техника. - Киев, 1975. - С. 62-65.
41. Зубов В.Я. Влияние режима обработки на механические свойства проволоки из мартенситностареющей стали /В.Я. Зубов, Л.А. Мальцева //Известия ВУЗов. Черная металлургия, 1973, № 10. - С. 114-116.
42. Червинский В.Ф. Влияние температуры закалки на механические свойства проволоки из мартенситностареющих сталей /В.Ф. Червинский, В.Я. Зубов, Л.А. Мальцева //В сб.: Современные металлы и сплавы в приборостроении, МДНТП, 1972. - С. 32-.34.
43. А.с. № 1407091. Грачев С.В., Мальцева Л.А. Мартенситностареющая сталь. 01.03.1988.
44. Патент РФ № 2116373. Двухфазная аустенитно-ферритная сталь. Авт.: Грачев С.В, Мальцева Л.А., Мальцева Т.В. БИ № 21 от 27.02.1998. Кл. С 22 С 38/52.
45. Патент РФ № 2252977. Высокопрочная коррозионностойкая аустенитная сталь. Авт.: Грачев С.В, Мальцева Л.А., Мальцева Т.В., Юрин С.В. БИ № 15 от 27.05.2005. Кл. С 22 С 38/52.
46. Патент РФ № 2323998. Высокопрочная коррозионностойкая ферритная сталь. Авт.: Мальцева Л.А., Грачев С.В., Озерец Н.Н., Завьялова О.Я. БИ. № 22 от 20.09.2006. Кл. С 22 С 38/52.
47. Патент РФ № 2157859. Способ и состав борохромирования стальных изделий в псевдоожиженном слое. Авт.: Грачев С.В., Мальцева Л.А., Мальцева Т.В., Дмитриев М.Ю., Колпаков А.С. БИ. № 29, 2000. Кл. С 390.
Подписано в печать | Формат 6084 1/16 | |
Бумага писчая | Плоская печать | Усл. печ. л. |
Уч.-изд. л. | Тираж 100 | Заказ Цена С |
Издательство ГОУ ВПО УГТУ-УПИ
620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19
Ризография НИЧ ГОУ ВПО УГТУ-УПИ
620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19
Авторефераты по всем темам >>
Авторефераты по техническим специальностям