автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Научные основы и технологические решения получения высокопрочных алюминийсодержащих коррозионностойких сталей для мединструмента

На правах рукописи

Лаии^

МАЛЬЦЕВА ЛЮДМИЛА АЛЕКСЕЕВНА

НАУЧНЫЕ ОСНОВЫ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ РЕШЕНИЯ ПОЛУЧЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ АЛ ЮМ ИНИЙ СО ДЕРЖАЩИХ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ ДЛЯ МЕДИНСТРУМЕНТА

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат

Екатеринбург - 2008

003449873

Работа выполнена на кафедре металловедения Уральского государственного технического университета - 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 «14» 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-УГШ, ученому секретарю университета, тел.(343) 375-45-74, факс (343) 374-38-84.

Автореферат разослан «30» 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 30X13, 40X13 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 изготовления 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 стойкостью в условиях эксплуатации и хранения;

-высокой прочностью (сто,2 ^ 1800МПа), обеспечивающей надежную работоспособность медицинского инструмента;

- повышенной технологичностью, необходимой для производства холоднодеформированной проволоки тонких и тончайших сечений;

-повышенной теплостойкостью для сохранения уровня механических свойств после необходимых или вынужденных нагревов;

- стабильностью упругих свойств после тепловых обработок.

В связи с вышеизложенным актуальной задачей является разработка новых высокопрочных коррозионностойких материалов для стержневого и лезвийного мединотрумента. 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 у—>а 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 алгоминийсодержащих 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, режимов и степени последующих деформационно-термических обработок.

2. Установлено, что во всех алюминийсодержащих сталях образование аустенита происходит непосредственно из 5-феррита, т.е. 6-феррит является первичной фазой, а 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 у-»е или у-»е-»а 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 5-феррита в аустенитных, аустенитно-ферритных и ферритных алюминийсодержащих сталях, которая обусловлена выделением в 5-феррите интерметаллидной фазы типа №А1.

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 5-феррита с дальнейшим переходом в смешанную аустенитно-ферритную или аустенитную структуру.

Достоверность результатов и сделанных выводов обеспечиваются:

• использованием комплекса современных методов исследования структуры (металлографии с компьютерным анализом изображения, электронной микроскопии, рентгенографии при комнатной и повышенных температурах, микрорентгеноспектрального анализа);

• согласованностью результатов лабораторного и промышленных экспериментов;

• большим объемом экспериментальных данных с их статистико-вероятностной обработкой и воспроизводимостью результатов экспериментов;

• успешной 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 27.02.1998), ферритная (патент РФ № 2323998 с приоритетом от 20.09.2006).

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, 03X14Н11К5М2ЮТ, 03Х14НЮК5М2Ю2Т по сравнению с мединструментом из сталей 40X13,12Х18Н10Т.

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 для производства хирургических игл (НПО «Мединструмент», ПТО «Медтехника» г. Казань) мартенситностареющая сталь ЗИ 90-ВИ (авторское свидетельство № 850726, 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 для производства 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 стоматологического инструмента.

На защиту выносятся:

• Принципы легирования и составы принципиально новых сталей для мединструмента, сочетающих высокую прочность, коррозионную стойкость, упругость и теплостойкость.

• Выявленные закономерности изменения структуры на микро- и субмикроскопическом уровне сталей разных структурных классов после различных термических и деформационных обработок.

• Установленные закономерности формирования комплекса физико-механических свойств сталей разных структурных классов после различных режимов термического и силового воздействия.

• Особенности формирования структуры и свойств алюминийсодержащих коррозионностойких сталей при лазерном воздействии в поверхностном слое.

•Разработанные 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 № 2148 «Теоретические основы моделирования

фазовых превращений, принципов легирования и упрочняющих технологий сталей и сплавов для машиностроения и медицины»; по ГРАНТУ РФФИ-Урал №2194 «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 упрочнением». 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-м собрании (Пенза, 1994); 3-м собрании (Рязань, 1996); 4-м 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: «Прочность неоднородных структур» (Москва, 2004,2006);

• на Vil.. .X; XIV...XIX Уральских школах мсталлсиедсз-термистов

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 42 печатные работы, получено авторское свидетельство и 4 патента на изобретение.

Личный 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 242 наименования 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 у->а или у—>е—>а превращений, протекающих по бездиффузионному механизму; деформационного упрочнения гетерофазной структуры за счет «наследования» дефектов аустенита высокодисперсными кристаллами мартенсита (а или е, 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 14963-18, ГОСТ 10446-80, ГОСТ 3565-80. Твердость измеряли с помощью приборов Рсквелла и Виккерса (ГОСТ 2999-75, ГОСТ 9013-59). Микротвердость измеряли на автоматическом твердомере серии PC фирмы «Leco» с программируемым шагом и нагрузкой 0,001 кг, а также на твердомере ПМТ-3. Металлографические исследования осуществляли на оптическом микроскопе Neophot, электронно-микроскопические исследования — на микроскопах ЭМВ-IOOJI и JEM 200-СХ.

Таблица 1

Химический состав исследуемых сталей, мае. % _i__

Марка стали С Сг № Мо Ti А1 Со Мп +Si S,P, Си Fe

ОЗХ12Н8К5М2ЮТ (ЗИ 90-ВИ) <0,03 12,5 8,3 2,5 1,0 0,25 5,3 0,1

03Х13Н8М2Т (пл. 56) -0,02 13,45 8,45 2,1 0,8 - - 0,15 WO m

03Х13Н8Т (пл. 58) <0,03 12,96 8,4 - 0,84 - - 0,15 о о о X

03Х14Н11К5М2ЮТ (пл. 129) -0,02 14,2 11,4 2,2 0,4 0,83 4,5 0,15 о § ю g о о

03Х14Н10К5М2Ю2Т (пл. 62) -0,01 14,3 10,4 2,6 0,8 2,0 5,1 0,13 я

ОЗХ14НЮК5М2ЮЗТ -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-ЗМ при медном Ка излучении. Микрорентгеноспектралъный микроанализ (МРСА) осуществляли на растровом электронном микроанализаторе «СатеЬах» фирмы Сатеса (Франция). Дилатометрические исследования осуществляли на дилатометре системы Шевенара с использованием измерительной головки нормальной чувствительности «БЫ». Дифференциально-термический анализ (ДТА) проводили на термоанализаторе «Ш Роги-990» с применением базового модуля ЮТА-1600. Магнитные свойства определяли на установке типа магнитные весы Фарадея, на магнитометре Штейнберга и на магнитоизмерительном комплексе «Магнит-3». Фазовый физико-химический анализ (ФФХА) выполняли методами абсорбционной спектроскопии и фотокалориметрии с использованием атомно-абсорбционкого спектрофотометра АА-855МТА фирмы «Янако». Сравнительные испытания на стойкость к общей коррозии проводили в 3-% растворе ИаС1 на исследуемых и промышленных коррозионностойких сталях методом механического взвешивания и методом АМ (ГОСТ 6032-75), на склонность к питтинговой коррозии -электрохимическим методом в 20 % - М2804 при комнатной температуре. Лазерную обработку поверхности осуществляли при помощи лазера непрерывного действия ЛТ1-2 на образцах размером 10x10x55 мм. 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 мартенситностареющая сталь ЗИ90-ВИ (03Х12Н8К5М2ЮТ), 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 окономнолегированных 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 Ре-Сг-№ мартенсита получают заметное развитие при нагреве выше 300° С. Начальные стадии этого процесса сопровождаются резким изменением физико-механических свойств, имеют деформационную природу и обусловлены образованием сегрегации 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 №3Т1 и фазы системы (Ре,Со,№)-Сг-Мо (11-фаза). Одновременно при нагреве до температур 400..4500 С происходит расслоение матрицы на области, обедненные и обогащенные хромом. Максимальный прирост прочностных свойств (Дств = 700..800 МПа) достигается после нагрева до 475° С в течение З..5ч за счет выделения высокодисперсных ~ 30..50 нм интерметаллидных фаз №3Т1.

При повышении температуры и длительности нагрева происходит разупрочнение, связанное с перестариванием. При этом снимаются микроискажения, возникающие при у—»а превращении, уменьшается плотность -дислокаций. При нагреве выше 550° С происходит обратный сс-»у 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 а и у 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 А„ в аустените сохраняется микронеоднородность, обусловленная как отмеченными выше характерными особенностями а—>у перехода, так и обратным растворением интерметаллидных фаз. Процессы гомогенизации и рекристаллизации аустенита получают заметное развитие при более высоких температурах порядка 900° С.

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 2,1 % и титаном 0,8 %. В этой стали процессы выделения связаны с

образованием N¡3^, метастабильной и стабильной модификаций, а также фазы Лавеса. Проведение ФФХА, состаренных на 650° С образцов, показало наличие фазы Лавеса, содержащей, кроме молибдена, большое количество титана (Ре70Сг25К15)2(Мо25Т175).

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 0,8 % 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..1100° С 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..13000 С приводит к понижению пластичности и повышению твердости как вследствие роста зерен аустенита, так и в результате появления заметного количества б-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..550° С происходит выделение интерметаллидной фазы №3А1, выше температуры 650° С происходит обратное ее растворение, на которое накладывается выделение другой более высокотемпературной "/-фазы. Присутствие нерастворившихся частиц %-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 1000° С была протянута с диам. 14,3 до 2,77 мм без смягчающих промежуточных обработок. По маршруту волочения были отобраны образцы для механических испытаний и дальнейших исследований. Даже при чрезвычайно высокой степени холодной пластической деформации (е = 3,27) не наблюдалось резкого падения пластичности. Основную партию металла протянули со степенью обжатия е = 2,32, при этом прочностные свойства на проволоке после такой деформации возросли почти в три раза (см. рис. 1, а, г).

Как показали данные рентгеноструктурного анализа (рис. 1, е), аустенит при холодной пластической деформации претерпевает мартенситное превращение и при деформации е = 2,32 количество мартенсита составляет » 90 %.

Микроструктура имеет вид, типичный для большинства аустенитных коррозионностойких сталей, подвергнутых деформации волочением. При умеренных обжатиях (15..30%) 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.

иСЛЮЦПЮ субструктуры метастабильной аустенитной стали в процессе холодной пластической деформации изучали с помощью электронной микроскопии, что позволило установить следующее: при малых степенях обжатия « 30 % (е = 0,39) на фоне однородно распределенных дислокаций появляются многочисленные дефекты упаковки и микродвойники. Они располагаются сначала по одной системе сдвига {111}<112> (рис. 2, а, б), а затем, с увеличением степени деформации, - по двум и более (рис. 2, в).

Деформационные микродвойники становятся достаточно протяженными, приобретая искривленную форму вследствие значительной пластической деформации окружающей матрицы. Возможно, кроме микродвойников, в

структуре деформированной стали (е «30 %) присутствует наравне с у-фазой и Е-мартенсит. Присутствие г-мартенсита в исследуемой метастабильной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ наблюдается даже при деформации «30%, на существование которого указывают данные электроннограммы и темнопольные изображения в рефлексе £-фазы (12.4)е (рис. 2, б), что становится возможным, по-видимому, в связи со спецификой легирования исследуемой стали кобальтом.

а,.--* 600

500

400

>

__г 300

аод 200

100

0.8 1,2 1,6 21п

Рис. 1. Влияние холодной пластической деформации и старения на изменение свойст закаленной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ: а - прочностные свойства; б - пластические свойства; в - фазовый состав; г - твердость

С увеличением степени суммарного обжатия до 69 % (е = 1,15) и выше (рис. 2, г, д) в структуре появляется а-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 % (е = 2,17) наблюдается появление кольцевых дифракционных картин вследствие мелкозернистости структуры с рефлексами как ОЦК, так и ГЦК фаз (рис. 2, е). При деформации « 94 % (е = 2,32) имеем субмикроскопический размер кристаллов мартенсита 100 нм (рис. 2, ж, з).

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 0,03 %) и повышенным содержанием в составе никеля, понижающего степень закрепления дислокаций.

а б в

Рис. 2. Микроструктура стали 03Х14Н11К5М2ЮТ: а - деф. е = 0,39 (30 %); б - темнопольное I изображение в рефлексе е-фазы (12.4) деф. е = 0,39 (30 %); в - деф. е = 0,52 (41 %);

1 г- деф. е= 1,15 (69 %); д - деф. е = 1,60 (80 %); е - темнопольное изображение

в рефлексе у-фазы (111) деф. е = 2,17 (88 %); »с- деф. е = 2,32 (94,5 %); з - темнопольное изображение в рефлексе а-фазы (011) деф. е = 2,32 (94,5 %)

В табл. 2 приведены механические свойства после указанных выше степеней холодной пластической деформации, а также размер кристаллов мартенсита.

Упрочнение исследуемой стачи 03Х14Н11К5М2ЮТ также обусловлено одновременным и сложным влиянием ряда факторов. Повышение прочности нестабильных аустенитных сталей обусловлено как наклепом, так и усилением дефектности структуры у-твердого раствора вследствие развития пластического деформирования путем скольжения и механического двойникования.

Таблица 2

Механические свойства деформированной проволоки

Обработка МПа МПа б, % V, % Размер кристаллов мартенсита

Закалка 1000° С 540 245 63 83 50-60 мкм

3+деформация е = 0,52 760 660 10 80 25-40 мкм

3+деформация е = 1,15 1050 940 8 73 400-800 нм

3+деформация е = 1,60 1220 1080 6 70 300-500 нм

3+деформация е = 2,17 1480 1200 4 70 20-100-200 нм

3+деформация е = 2,32 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 1 ч. На рис. 1 (пунктирные кривые) видно, что чем больше количество мартенсита, образовавшегося в процессе деформирования (волочения), тем выше прирост прочностных свойств (ств и сто,г) при сохранении достаточно высоких характеристик пластичности (5 =1,5..2% и у = 43%). Изменение периода кристаллической решетки мартенсита деформированной (е = 2,32) проволоки от температуры старения свидетельствует о процессах распада пересыщенного твердого раствора. Эта характеристика достигает минимальных значений при температурах на 50° С выше температуры наибольшего упрочнения при старении. Температура, при которой период аа 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 550° С испытывает обратное а-»у превращение. Этому превращению соответствует эндотермический пик на кривых ДТА. Если первый пик (экзотермический) в интервале температур 380-550° С связан с процессами выделения упрочняющей фазы, то второй пик

(тоже экзотермический) в интервале температур 650..850° С 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. 3).

а б в

Рис. 3. Структура стали 03Х14Н! 1К5М2ЮТ после закалки от 1000° С, деформации е = 2,32 и старения: а-в - при 500° С (1 ч); г>-е - при 500° С (1 ч) + 650° С (2 ч); б, д - темнопольное изображение в рефлексе а-фазы (110)„; в, й - микродифракция

Структурные составляющие деформированной и состаренной стали представляют собой ОЦК и ГЦК фазы. Основным механизмом старения в интервале температур 500..650° С является гетерогенное выделение интерметаллидных фаз из ОЦК-твердого раствора. В структуре деформированной и состаренной при 500° С метастабильной аустенитной стали наблюдается вблизи контуров экстинкции контраст типа ряби, обусловленный, по-видимому, появлением высокодисперсных частиц. Увеличение температуры и времени старения (650° С, 2 ч) приводит к некоторому росту размеров выделяющихся частиц. На ранних стадиях старения частицы имеют форму, близкую к сферической. После старения деформированных образцов при 650° С на электронограммах появляются рефлексы, принадлежащие уже подросшим частицам интерметаллидной фазы №А1.

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 8-ферритом примерно 50 : 50 сохраняется при нагреве под закалку в интервале температур 800..1000° С (рис. 4, а, 6) и только при 1300° С, согласно фазовому анализу, структура стали состоит из одного 5-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. 4, в).

Щ&Шф ^ ? - Й >; ^ Ш1

шг'^2 к/ \ -и >* ^

Рис. 4. Микроструктура аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т: й-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 5-феррит оказывается обогащенным ферритообразующими элементами (Сг, А1, Мо), аустенит -аустенитообразующими элементами (N1, Со).

Следует отметить, что в двухфазной аустенитно-ферритной стали размер зерен обеих фаз практически не изменяется до I ¡00° С, а затем при температуре интенсивного у—>5 превращения (выше 1200° С) 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 03Х14НЮК5М2Ю2Т, структура которой в закаленном состоянии состоит, как указывалось выше, из аустенита и 8-феррита, обнаружена аномально высокая микротвердость 5-феррита (свыше 500 НУ), в то время как микротвердость аустенита находится в пределах 200 НУ. Наличие двухфазной структуры, состоящей из фаз различной твердости, обуславливает относительно невысокую интегральную твердость закаленных аустенитно-ферритных сталей (~ 28 НЯС), 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 5-феррита легирующими элементами, так как оно в обеих фазах (по данным МРСА) достаточно велико. Методом электронной микроскопии показано наличие в 5-феррите закаленной стали высокодисперсных равномерно распределенных частиц округлой формы с решеткой типа В2. На электронограммах с участков 5-феррита закаленной стали 03X1410К5М2Ю2Т (рис. 5, д) обнаружены сверхструктурные рефлексы, которые свидетельствуют о наличии в структуре упорядочения. Темнопольные изображения в сверхструктурном рефлексе (001)м|А| (рис. 5, ж) показывают присутствие («свечение») в 5-феррите упорядоченной фазы типа№А1.

Оптическая металлография не выявила заметных структурных изменений в исследуемой стали при старении вплоть до 650° С включительно. При старении 500..6500 С наблюдается появление неоднородности структуры как аустенита, так и 5-феррита, связанная с распадом твердого раствора (5-феррита) и возможным частичным превращением 5—Применение метода электронной микроскопии позволило проследить протекание процесса распада 5-феррита. При температурах оптимального старения (закалка от 1000° С и последующее старение при 500° С в течение 1 ч) в ОЦК фазе (5-феррит) присутствуют дисперсные включения интерметаллидной фазы типа №А1 уже размером » 50..70 нм, которые «светятся» в темнопольных изображениях в рефлексе (120)м1А1. После старения закаленных образцов при 650° С в течение 1 ч (в перестаренном состоянии) наблюдаются подросшие равномерно распределенные в ОЦК ма1риде вютюченкл иктертсталлидпсй фазы М;А1.

Таким образом, результаты электронно-микроскопических исследований показали, что упрочнение закаленных аустенитно-ферритных сталей обусловлено равномерным выделением высокодисперсной интерметаллидной фазы типа №А1, 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 1200° С и состаренных при 650° С, была определена выделившаяся в осадок интерметаллидная фаза типа

(Ре74Сг12№|4)2,о9(Мой4,4Т1з5,б)- Отметим, что фаза Лавеса в аустенитно-ферритной стали имеет несколько иной химический состав, чем обнаруженная в мартенситностареющих сталях.

О— [320к,

111

03 [110] у

Рис. 5. Микроструктура стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т после закалки от 1300° С: а, г - светлопольное изображение; 6, д - микродифракция; в, е - схема расшифровки; ж- темнопольное изображение в рефлексе (001)№л]

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 0,8 мм. 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. 6 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 (~ 80 %) 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 03Х14НЮК5М2Ю2Т является метастабильным и при деформации порядка

80% в структуре наблюдается =100% 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 5-феррита, в-третьих, фазовым у—.>а 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. 7), наблюдается значительное раздробление зерен 5-феррита (светлые зерна) и наличие большого количества мартенсита деформации (темные зерна).

Степень реформации, %

Рис. 6. Влияние холодной пластической Рис. 7. Микроструктура стали

деформации на механические свойства после деформации (- 80 %)

и количество ОЦК фазы

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. 2,0 мм) к послс деформации на 80% на конечном диаметре 0,8 и 0,15 мм. Наблюдается значительный рост временного сопротивления разрыву при волочении проволоки, причем прирост ов для стали 03Х14НЮК5М2Ю2Т составляет 900 МПа. Из приведенных данных видно, что как после закалки, так и после деформации сталь 03Х14Н10К5М2Ю2Т имеет более высокую равномерную пластичность (5) и меньшую сосредоточенную пластичность (у) 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 80 % значительно выше. Для обеих сталей наблюдается четко выраженный масштабный фактор: при одинаковой степени деформации ств на тончайшем размере (диам. 0,15 мм) почти на 1000 МПа выше, чем на диаметре 0,8 мм. При этом пластичность тончайшей проволоки, оцениваемая по величине разрыва с узлом, достаточно высока и составляет 52..53 %.

Таблица 3

Механические свойства аустенитно-ферритной

и мартенситностареющей сталей_

Свойства 03X14Н10К5М2Ю2Т (62) 03X12Н8К5М2ЮТ (ЗИ90-ВИ)

Закалка 1000° С

ств V 5 Кручение 1=100^ 940 71 10 87..90 1020 79 1,5 20..30

Закалка 1000° С, дес юрмацйя 80 % (диам. 0,8 мм)

ств V 5 Кручение 1=100«? 1840 56 1 30..33 1530 73 1 3..4

Закалка 1000° С, дес юрмацйя 80 % (диам. 0,15 мм)

Ов р 1 УЗЛ 2300 52 1620 53

Изменение микротвердости структурных составляющих аустенитно-ферритной стали после различных режимов термической обработки показано на рис. 8. Наблюдается заметное изменение микротвердости 5-феррита при старении примерно на 100 НУ, при этом получаемые значения микротвердости 5-феррита превышают 600 НУ. Наиболее значительно при старении изменяется микротвердость мартенсита деформации (500..550 НУ) и

приближается к значениям микротвердости 5-феррита. Такое выравнивание

свойств структурных составляющих двухфазной аустенитно-ферритной стали при одновременном образовании волокнистой гетерогенной структуры является причиной получения высоких прочностных свойств холодно-деформированной проволоки при сохранении достаточной пластичности.

зака/ка 1000 зак. + деф 80% зак +стар 500 зак. + деф +стар.

10 11 12

Номера точек Рис. 8 Микротвердость аустенитно-ферритной стали после различных обработок

V • . . ' :

Электронографические исследования показали, что при старении исследуемой аустенитно-ферритной стали, обработанной по режиму: закалка + деформация + старение 500° С, происходит выделение №А1 из ОЦК твердого раствора как 5-феррита, так и мартенсита деформации (рис. 9). После закалки, пластической деформации и старения при температуре 650° С наблюдается появление участков аустенита, в ряде случаев в аустените появляются двойники. Образующийся аустенит также не содержит интерметаллидной фазы.

Рис. 9. Микроструктура стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т после закалки, деформации (75 %) и старения (500° С, 1 ч): 402 а _ темнопольное изображение в рефлексе (ТЮ)а; б - светлопольное изображение; в - темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (111 )ма1; г - микродифракция; д - схема расшифровки

Изучение кинетики изменения механических свойств холоднодеформированной проволоки (диам. 0,8 мм) 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: ств = 2550 МПА, относительное сужение находится в пределах 43..45 %, в то время как на диам. 0,15 мм ов > 2900 МПа при Рузл~ 50 %.

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 тер дых растворов с выделением интерметаллидных фаз, дающего существенный прирост прочностных свойств.

В пятой главе рассматривается новая алюминийсодержащая высокопрочная сталь ферритного класса (патент № 2323998), которая отличается от описанной выше аустенитно-ферритной стали повышенным содержанием алюминия (выше 5,1 %А1), 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 3,5 % привело к изменению соотношения между аустенитом и 5-ферритом (от 50:50 до 30:70) в сторону увеличения 5-феррита (рис. 10).

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 03Х13Н10К5М2Ю6Т. Изучение свойств ферритной стали в зависимости от температуры закалки показало, что микроструктура стали после закалки от 1000 до 1200° С полностью состоит из 100 % 5-феррита (рис. 11, б, в) и лишь после закалки от 900° С в структуре стали наблюдается незначительное количество (8%) аустенита (рис. 11, о). Как показали данные реитгеноструктурного анализа, после закалки от всех температур в структуре присутствует незначительное количество интерметаллидной фазы NiAl.

а ^ о ^ ^ в

>v 'у'

Рис. 11. Микроструктура закаленной ферритной стали от температур: а - 900° С; б- 1000° С; е- 1200° С

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 5-феррита с увеличением температуры нагрева под закалку от 800 до 1000° С.

Измерение твердости и микротвердости исследуемой стали показало чрезвычайно высокую твердость 8-феррита уже в закаленном состоянии, причем твердость (как по Виккерсу, так и микротвердость) мало изменяется от температуры нагрева под закалку от 1000 до 1200° С и составляет соответственно 475 НУ5/12,5 и 550 HV. При температуре нагрева под закалку 900° С наблюдается значительно меньшая твердость и микротвердость, соответственно, 380 HV5/|2,5 и 410 HV. Чрезвычайно высокая твердость 5-феррита как в аустенитно-ферритной стали, так, по-видимому, и в ферритной,

а б

Рис. 10. Микроструктура аустенитно-ферритной стали с разным содержанием алюминия: а - 2,0 % AI; б - 3,5 % AI

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 03Х13Н10К5М2Ю6Т. Основное внимание было сосредоточено на 5-феррите, который обладал такой же высокой твердостью как и 5-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 550 HV5/i2,5, а микротвердость 650 HV. Таким образом, в исследуемой ферритной стали 03Х13Н10К5М2Ю6Т высокопрочное состояние достигается в две стадии термической обработки: закалка на пересыщенный твердый раствор и последующее старение при 500° С.

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 ОЗХ14Н10К5М2Ю2Т 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. 12. При лазерной обработке с оплавлением на всех исследуемых сталях аустенитного, аустенитно-ферритного и ферритного классов на поверхности обнаружен слой 8-феррита различной глубины (в зависимости от режима обработки и структуры исследуемой стали от 522 мкм до 700 мкм), за исключением мартенситностареющей стали, в которой при лазерной обработке мощностью до 900 Вт слой 5-феррита не был обнаружен. Структура мартенситностареющей стали 03Х13Н8М2Т в зоне термического влияния отличается неоднородностью (см. рис. 12, 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. 13, а приведено распределение микротвердости в зоне термического влияния мартенситностареющих сталей, обработанных по различным режимам.

а бег

Рис. 12. Микроструктура исследуемых сталей после лазерной обработки с оплавлением: а - мартеиситностареющая 03Х13Н8М2Т; б - аустенитная 03X14Н11К5М2ЮТ; в - аустенитно-ферритная 03Х14Н10К5М2Ю2Т; ,* - ферритная 03Х1ЗН10К5М2Ю6Т

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 закалка создает большую плотность дислокаций, являющихся в дальнейшем местами предпочтительного зарождения упрочняющей фазы, что приводит к измельчению упрочняющей фазы, уменьшению расстояния между частицами и, как следствие этого, -упрочнению.

Таким образом, лазерная обработка для мартенситностареющих сталей является неэффективной, в отличие от аустенитной 03Х14Н11К5М2ЮТ, аустенитно-ферритной 03Х14Н10К5М2Ю2Т и ферритной 03Х13НЮК5М2Ю6Т сталей, микроструктура которых после лазерной обработки с оплавлением

приведена на рис.12 ,а,б,в 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 5-феррита. Зона 5-феррита имеет разное строение. На поверхности образцов имеется очень узкая полоска 5-феррита, имеющего мелкозернистое строение. Эта зона, по-видимому, образовалась в результате рекристаллизации термически упрочненного 5-феррита. Далее идет зона крупнозернистого 5-феррита, имеющая характерное столбчатое вытянутое строение, при этом зерна направлены от поверхности в глубь 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. 13 ,а, б, в. Особенностью микроструктуры расплавленной зоны (зоны 5-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 600 НУ до 300 НУ, первое значение соответствует микротвердости 5-феррита аустенитно-ферритной стали (в наружном оплавленном слое), второе - микротвердости аустенита аустенитной стали (сердцевине). Изменение микротвердости после лазерной закалки ферритной стали 03Х13НЮК5М2Ю6Т приведено на рис. 13, г. 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 5-феррита были проведены электронно-микроскопические исследования трех зон воздействия лазерного излучения (рис. 14). Структура центральной зоны сформирована зернами 5-феррита с дисперсными ( ~ 6,0 нм) частицами р2-фазы (упорядоченной ОЦК фазы на основе интерметаллида БеМА!).

700

>

Л 600

ь

0

1 500 о

и

о 400 о.

О 0,5 1

Расстояние от поверхности к центру, мм

в г

700

4 "И '»'Л

Расстояние от поверхности к центру, мм

Рис. 13. Влияние лазерной обработки на микротвердость исследуемых сталей: а - мартенситностареющая 03Х13Н8М2Т; б - аустенитная 03Х14Н11К5М2ЮТ; в - аустенитно-ферритная 03Х14Н10К5М2Ю2Т; г- ферритная 03Х13Н10К5М2Ю6Т;

(-■) - после лазерной обработки; (----•)- после лазерной обработки с последующим

старением при 500° С

600 500 400 300

Соседние зерна 8-феррита обычно имеют существенно различную кристаллографическую ориентировку (рис. 14, а, б). Структура переходной зоны сформирована зернами двух фаз - 5-феррита и аустенита. Для зерен 8-феррита характерно наличие слабо ориентированных субзерен, а также присутствие дисперсных включений (32-фазы. Других вторичных фаз в феррите не обнаружено. Размеры и распределение (32-частиц аналогичны наблюдаемым в 8- феррите расплавленной зоны, что свидетельствует как о нагреве данной зоны при лазерной закалке до температур, превышающих температуру •существования р2-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.

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 свсрхструктурисм рефлексе (00!)м;д:; е. и - микполифракпия: ж. л - схема индицирования

Рис. 14 иллюстрирует некоторые структурные особенности перехода от ферритной к ферритно-аустенитной структуре. В данном случае на периферии ; зерна 5-феррита из зоны расплава (несколько слабо ориентированных субзерен) располагаются фрагменты аустенита идентичной кристаллографической ориентации. При этом относительная ориентация решеток 5 и у близка к ориентационному соотношению Курдюмова-Закса, а протяженные плоские участки межфазной границы соответствуют следу плоскостей {111}г || {110}6. На светлопольном изображении 5-зерна отчетливо видно присутствие

дисперсной Рг-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 5-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 Рг-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 5-феррит с упорядоченной (Зг-фазой —> 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: 40X13, 12Х18Н10Т, 03Х12Н8К5М2ЮТ (ЗИ90-ВИ), 03Х13Н8М2Т, 03X14Н11К5М2ЮТ, 03Х14Н10К5М2Ю2Т. Для проведения ускоренных испытаний в качестве коррозионной среды был выбран агрессивный раствор - 3 % ЫаС1. 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 40X13. 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 40X13, не проявляют склонности к МКК и имеют высокую устойчивость против коррозионного разрушения.

Проведенные коррозионные исследования аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ электрохимическим методом в 20-% водном растворе Н2804 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 Ре-Сг-№ 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 40X13.

Изготовление различного медицинского инструмента и его испытания проводились в НПО «Мединструмент», ПТО «Медтехника» (Казань) и в АОЗТ «Ассоциация «Медицинские технологии» (Екатеринбург). Были изготовлены и опробованы микроиглы для офтальмологии, атравматические микроиглы, хирургические иглы различного диаметра, иглы для рефлексотерапии, электроаккупунктурьг, микротросы для эндоскопии и урологии, корневые иглы, дрильборы и другие виды медицинского инструмента. Проведение полупромышленных, стендовых и клинических испытаний показало высокое качество и функциональные свойства инструмента из новых сталей, во многих случаях превосходящие свойства медицинского инструмента, изготовленного из типовых коррозионностойких сталей 40X13,12Х18Н10Т 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 ОЗХ14Н10К5МЗЮ2Т, аустенитная сталь ОЗХ14Н11К5МЗЮТ, ферритная сталь 03Х13Н10К5МЗЮ6Т, 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 Ре-Сг-№ 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: расплав—> 5-феррит -> аустенит, при этом безуглеродистая Ре-Сг-№ основа стали исключает возможность образования аустенита по нонвариантным реакциям 8 + с *-> у или 5 у + о, что подтверждается отсутствуем во всех исследуемых сталях а-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 (№,Ре)з(Т1,А1). Образование самостоятельных фаз №А1

или №3А1 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 №А1 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 5-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, ~ 100% в аустенитных и ~ 50..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 №А1 только в ОЦК-фазе: мартенсите охлаждения, 5-феррите и мартенсите деформации. При этом интерметаллид №А1 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 5-феррит с аномально высокой твердостью ( до 500 НУ), 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 у -> а превращения; механизм деформационного упрочнения за счет полиморфных у -» е или у -» г -> а превращений, протекающих по бездиффузионному механизму; механизм деформационного упрочнения гетерофазной структуры (как мартенсита деформации, так и аустенита, а в некоторых случаях 5-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 №А1. Образовавшиеся выделения интерметаллидной фазы типа №А1 имеют нанокристаллические размеры (6..10 нм), 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

1. Разработаны теоретические основы получения новых практически безуглеродистых коррозиокяостойких 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 безуглеродистой аустенитной стали, которая обусловлена совместным действием равномерного скольжения, микродвойникования и мартенситных превращений (у-»£-»ос, у—»а) с оптимальной интенсивностью.

5. Показано, что фазой, ответственной за упрочнение деформированных исследуемых метастабильных алюминийсодержащих сталей, является интерметаллидная фаза МА1, в то время как в мартенситностареющих сталях -

6. Установлена аномально высокая твердость 5-феррита в аустенитной, аустенитно-ферритной и ферритных сталях, которая обусловлена выделением упорядоченной фазы типа №А1.

7. Показано, что применение лазерной обработки алюминийсодержащих сталей позволяет получить существенное упрочнение поверхностного слоя за счет образования 5-феррита с упорядоченной интерметаллидной фазой типа №А1. При этом твердость поверхностного слоя составляет 600..650 НУ при сохранении вязкой сердцевины.

8. Показало, 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 40X13.

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 / Л.А. Мальцева //Журнал функциональных материалов. 2007. Т. 1. № 2. С. 75-79.

2. Исследование формирования структуры метастабильной аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ при деформационном воздействии /ЛА. Мальцева, H.H. Озерец, И.И. Косицына, C.B. Грачев, В.А. Завалишин, А.И. Дерягин //МиТОМ. 2008. № 10. С. 19-23.

3. Особенности формирования структуры и свойств при термопластической обработке безуглеродистой аустенитной коррозионностойкой стали 03Х13Н8К5М2Ю0,8Т /Л.А. Мальцева, H.H. Озерец, C.B. Грачев, Т.В. Мальцева, О.Я. Завьялова //Материаловедение. 2007. № 5. С. 38-41.

4. Структура и свойства аустенитно-ферритпых сталей в зависимости от параметров термической и термомеханической обработок /Л.А. Мальцева, C.B. Грачев, Т.В.Мальцева, H.H. Озерец //Наука-производство-технологии-экологии. В 8 т. Киров: изд-во ВятГУ, 2006. Т. 5. С. 97-102.

5. Грачев C.B. Применение лазерной обработки для поверхностного упрочнения аустенитно-ферритной стали /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //Известия ВУЗов. Нефть и газ. 2005. № 3. С. 77-81.

6. Влияние больших деформаций на фазовый состав и твердость безуглеродистых коррозионностойких сталей /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, C.B. Юрин, PB. Чурбаев, В.В. Покачалов //МиТОМ. 2005. № 1. С. 19-23.

7. Структура, состав и свойства безуглеродистых высокопрочных коррозионностойких сталей /Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, H.H. Озерец, Е.А. Вязникова, A.B. Мисарь /Вестник УГТУ-УПИ. Екатеринбург, 2005. №13 (65). С. 185-186.

8. Термопластическая обработка безуглеродистой высокопрочной коррозионностойкой стали 03Х13Н8К5М2ЮТ /ЛА. Мальцева, C.B. Грачев, Т.В. Мальцева, H.H. Озерец, А.Д. Линхарт //Вестник УГТУ-УПИ. Екатеринбург, 2005. №13 (65). С. 183-184.

9. Грачев C.B. Алюминийсодержащие безуглеродистые высокопрочные стали для приборостроения и медицины /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева //Вестник УГТУ-УПИ. -Екатеринбург, 2004. № 15 (45). Ч. 2. С. 15-16.

Ю.Грачев C.B. Структурные превращения в высокопрочных безуглеродистых коррозионностойких сталях, деформированных под высоким давлением /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, C.B. Юрин //Вестник УГТУ-УПИ. Спецвыпуск. Екатеринбург, 2004. Ч. 1. С. 82.

П.Грачев C.B. Аустенитно-ферритная коррозионностойкая сталь для высокопрочной проволоки УС.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //МнТОМ. 2000. №11. С. 6-9.

12.Борирование и борохромирование в виброкипящем слое /C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, Т.В. Мальцева, A.C. 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 on Martensite. KUMICOM'99. Moskow. Russia, 1999. P. 1083.

М.Грачев C.B. Влияние старения на физико-механические свойства экономнолегированной мартенситностареющей проволоки /C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, Т.В. Мальцева //Известия ВУЗов. 1998. № 11. С. 38-40.

15. Грачев C.B. Влияние состава и режимов термопластической обработки на свойства коррозионностойкой стали для медицинского инструмента /С.В Грачев, JI.A. Мальцева, Т.В. Мальцева //Вестник УПИ «Материалы и технологии». 1998. № 1. С. 115-117.

16. Грачев C.B. Релаксация напряжений при мартенситном превращении ревертированного аустенита в мартенситностареющей стали /C.B. 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 Austcnite in Maraging Steel /S.V.Grachev, L.A. Maltseva //The Physics of Metals and Metallografhe. 1997. Vol. 84. № 4. P. 403-406.

18. Грачев C.B. Механические свойства и релаксационная стойкость мартенситностареющей проволоки /C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, Т.В. Мальцева //Сталь. 1996. № 6. С. 65-69.

19. Грачев C.B. Новые высокопрочные коррозионностойкие стали для стержневого медицинского инструмента /C.B. Грачев, В.Р. Бараз, JI.A. Мальцева //Перспективные материалы. 1996. № 5. С. 37-40.

20. Грачев C.B. Новые высокопрочные и коррозионностойкие стали для медицинского инструмента /C.B. Грачев, J1.A. 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. Grachev ,V.R. Baras, L.A. Maltseva //Third Russian-Chinese Symposium. Kaluga, 1995. P. 157.

22. Грачев C.B. Влияние нагрева в межкритический интервал температур на фазовые превращения и свойства мартенситностареющей проволоки /C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, В.Д. Щербаков //ФХММ. 1992. № 2. С. 101-104.

23. Грачев C.B. Влияние температуры аустенитизации на процессы старения мартенситностяпеюшей стали /C.B. Грачев, JI.A. Мальцева //Известия РАН. Металлы. 1992. №3. С. 84-87.

24. Грачев C.B. Влияние предварительной обработки на фазовые превращения и свойства мартенситностареющей стали при нагреве в межкритический интервал температур /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, H.A. Чудинова //Влияние дислокационной структуры на свойства металлов и сплавов. Тула, 1991. С. 147-153.

25. Мальцева Л.А. Высокопрочные коррозионностойкие стали для изготовления медицинских инструментов /ЛА. Мальцева, C.B. Грачев, В.Р. Бараз //Инф. листок о научно-техническом достижении. Свердловск: ЦНТИ, 1989. № 89-58. С. 4.

26. Повышение качества проволоки из мартенситностареющей стали 03Х12Н8К5М2ТЮ /Е.В. Рынькова, В.В. Покачалов, C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, В.Д. Щербаков //Сталь. 1988. № 10. С. 77-79.

27. Грачев C.B. Влияние степени холодной пластической деформации на повреждаемость пружинной проволоки при волочении /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, А.Н. Крючков //Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1988. С. 28-34.

28. Грачев C.B. Изменение модуля упругости при закалке и старении мартенситностареющей стали /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева //Известия АН СССР. Металлы. 1986. №2. С. 128-132.

29. Высокопрочные нержавеющие стали для упругих элементов и медицинских инструментов /C.B. Грачев, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева //Инф. листок инженерно-технических достижений. Свердловск: ЦНТИ, 1986. № 86-20. С. 4.

30. Высокопрочная релаксационностойкая коррозионностойкая сталь /А.Н. Богомолов, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева //Бюллетень НТИ. Черная металлургия. 1986. Вып. 14. С. 4.

31. Стабильность аустенита и свойства деформационно-стареющих хромоникелевых сталей /C.B. Грачев, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева //Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей. М:. Наука, 1986. С. 63-67.

32. Влияние дестабилизации аустенита на особенности развития обратного а-»у перехода /А.Н. Маханьков, В.Р. Бараз, А.Н. Богомолов, Л.А. Мальцева //Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1986. С. 81-86.

33. Структурные и фазовые изменения при нагреве деформированных сталей /А.Н.Богомолов, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, Л.А. Мальцева, О.И. Богомолова //Термическая обработка, структура и свойства металлов. Свердловск, 1985. С. 20-25.

34.Грачев C.B. Влияние карбидообразования в мартенситностареющей стали с повышенным содержанием титана на механические свойства и структуру излома /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, А.С.Шейн //ФММ. 1984. Т. 57, вып. 4. С. 815-818.

35.Грачев C.B. Влияние температуры аустенитизации на фазовый состав и свойства мартенситностареющей стали Н16К4М5Т2Ю /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева //Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1984. С. 76-81.

36. Влияние термомеханической обработки на свойства аустенитных сталей с карбидным и интерметаллидным упрочнением /В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, А.Н. Богомолов, Л.А. Мальцева //Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1983. С. 101-106.

37.Грачев C.B. Исследование процессов карбидообразования при нагреве и охлаждении мартенситностареющей стали Н16К4М5Т2Ю /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева //Депонированный библиографический указатель ВИНИТИ. 1982. №7. С. 121-123.

38. Грачев C.B. Влияние пластической деформации и старения на свойства проволоки и ленты из мартенситностареющих сталей / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева //Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1978. С. 22-30.

39. Исследование пружинных мартенситностареющих сталей на железоникелевой и железохромоникелевой основах /C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, С.М. Битюков, В.Ф. Червинский //МДНТП. Москва, 1975. С. 92-98.

40.Грачев C.B. Исследование свойств теплостойкой проволоки из мартенситностареющих сталей на железоникелевой основе /C.B. Грачев, В.Я. Зубов, Л.А. Мальцева //Прочность и долговечность стальных канатов. Киев: Техника, 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,

JI.A. Мальцева //Современные металлы и сплавы в приборостроении. МДНТП. 1972. С. 32-.34.

43. A.c. № 1407091 РФ. МКИ С 22 С 38/52. Мартенситностареющая сталь /Грачев C.B., Мальцева Л.А.; № 4140388; заявл. 28.10.1986; опубл. 01.03.1988; Бюл. № 28. С. 4.

44.Пат. № 2116373 Российская Федерация, МКИ С 22 С 38/52. Двухфазная аустенитно-ферритная сталь /Грачев С.В, Мальцева Л.А., Мальцева Т.В; № 97105900/02; заявл. 10.04.1994; опубл. 27.07.1998; Бюл. №21. С. 6.

45.Пат. № 2252977 Российская Федерация, МКИ С 22 С 38/52. Высокопрочная коррозионностойкая аустенитная сталь /Грачев С.В, Мальцева Л.А., Мальцева Т.В., Юрин C.B.; № 2004113191/02; заявл. 28.04.2004; опубл. 27.05.2005; Бюл. № 15. С. 6.

46.Пат. № 2323998 Российская Федерация, МКИ С 22 С 38/52. Высокопрочная коррозионностойкая ферригная сталь / Мальцева Л.А., Грачев С.В, Мальцева Т.В., Озерец H.H., Завьялова О.Я.; Ks 2006132146/02; заявл. 06.09.2006; опубл. 10.05.2008; Бюл.№ 13. С. 7.

47. Пат. № 2157859 Российская Федерация, МКИ С 23 С 8/70. Способ и состав борохромирования стальных изделий в псевдоожиженном слое /Грачев С.В, Мальцева Л А., Мальцева Т.В., Колпаков A.C., Дмитриев М.Ю.; № 96104172/02; заявл. 04.03.1996; опубл. 20.10.2000; Бюл. № 29. С. 6.

ИД №06263 от 12.11.2001 г. 21.07.2008

Подписано в печать Бумага писчая

Плоская печать

Формат 60x84 1/16 Усл. печ. л. 2,15

Уч.-изд. л. 2,8

Тираж 100 экз.

Заказ 377

Редакционно-издательский отдел УГТУ-УПИ 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

Ризография НИЧ УГТУ-УПИ 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

ВВЕДЕНИЕ (СОСТОЯНИЕ ПРОБЛЕМЫ И ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ)

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА МАРТЕНСИТНОСТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ НА Бе-Сг-М ОСНОВЕ

2 Л Основные закономерности формирования структуры и свойств при термической и пластической обработках сложнолегарованной мартенситностареющей стали 03Х12Н8К5М2ЮТ 2ЛЛ Влияние температуры нагрева под закалку 2 Л .2 Влияние холодной пластической деформации 2Л .3 Влияние режимов старения

2 Л .4 Фазовые и структурные превращения при нагреве 2Л .4.1 Изменение тонкой структуры при нагреве

2.1.4.2 а<-»у переход и стабилизация аустенита

2.1.4.3 Изменение физических свойств исследуемой стали 2.1.4.4. Структурные изменения при нагреве

2.1.5. Результаты релаксационных испытаний 2.2 Влияние термомеханической обработки на свойства экономнолегированных мартенситностареющих сталей Выводы по главе

СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА МЕТАСТАБИЛЬНОЙ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ 03Х14Н11К5М2ЮТ

3.1 Выбор температурных режимов закалки

3.2 Влияние пластической деформации на структуру и свойства стали

3.3 Влияние нагружения на изменение механических свойств исследуемой стали

3.4 Влияние последеформационного старения на структуру и свойства

Выводы по главе

СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНОЙ СТАЛИ 03Х14Н10К5М2Ю2Т 4.1 Деформационно-термическое упрочнение аустеншно-ферритных сталей

4.1.1 Выбор температуры нагрева под закалку

4.1.2 Структура, свойства и фазовые превращения при нагреве

4.1.3 Влияние холодной пластической деформации и последующего старения на свойства исследуемой стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т

Выводы по главе

СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И СВОЙСТВА ФЕРРИТНОЙ СТАЛИ 03Х13Н10К5М2Ю6Т Выводы по главе

ПРИМЕНЕНИЕ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ И ЛАЗЕРНОЙ ОБРАБОТОК ДЛЯ ПОВЕРХНОСТНОГО УПРОЧНЕНИЯ АЛЮМИНИЙСОДЕРЖАЩИХ СТАЛЕЙ

6.1 Химико-термическая обработка

6.2 Лазерная обработка Выводы по главе

КОРРОЗИОННАЯ СТОЙКОСТЬ ИССЛЕДУЕМЫХ АЛЮМИНИЙСОДЕРЖАЩИХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ

СТАЛЕЙ

Выводы по главе 7 ЗАКЛЮЧЕНИЕ

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 безуглеродистой аустенитной стали, которая обусловлена совместным действием равномерного скольжения, микродвойникования и мартенситных превращений (у—>а, у—ж) с оптимальной интенсивностью.

5. Показано, что фазой, ответственной за упрочнение деформированных исследуемых метастабильных алюминийсодержащих сталей, является интерметаллидная фаза №А1, в то время как в мартенситностареющих сталях - МзТь

6. Установлена аномально высокая твердость 5-феррита в аустенитной, аустенитно-ферритной и ферритных сталях, которая обусловлена выделением упорядоченной фазы типа №А1.

7. Показано, что применение лазерной обработки алюминийсодержащих сталей позволяет получить существенное упрочнение поверхностного слоя за счет образования 8-феррита с упорядоченной интерметаллидной фазой типа №А1. При этом твердость поверхностного слоя составляет 600.650 НУ 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 40X13.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

На основании проведенных металлографических, электронномикроструктурных, рентгеноструктурных исследований, а также исследования физических и механических свойств можно сделать заключение, что общим для всех исследуемых сталей является следующее.

1. Единая база легирования, представляющая собой Ре-Сг-№ основу с дополнительным легированием кобальтом, молибденом, титаном и изменяющимся содержанием алюминия. Все исследуемые стали являются практически безуглеродистыми, содержание углерода в них 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: расплав —» 8-феррит —» аустенит, при этом безуглеродистая Ре-Сг-№ основа стали исключает возможность образования аустенита по нонвариантным реакциям 5 + ст у или 8 у + а, что подтверждается отсутствуем во всех исследуемых сталях а-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 Ш1,Ре)3ГП,АО-Образование самостоятельных фаз №А1 или №3А1 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 1чПА1 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 5-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, -100% в аустенитных и ~ 50.30 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 №А1 только в ОЦК-фазе: мартенсите охлаждения, 8-феррите и мартенсите деформации. При этом интерметаллид №А1 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 8-феррит с аномально высокой твердостью ( до 500НУ) 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 у -» а превращения; механизм деформационного упрочнения за счет полиморфных у 8 или у -» 8 -> а превращений, протекающих по бездиффузионному механизму; механизм деформационного упрочнения гетерофазной структуры (как мартенсита

254 деформации, так и аустенита, а в некоторых случаях 8-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 Ni Al имеют нанокристаллические размеры (б.ЛОнм), что является чрезвычайно важным фактором при получении проволоки тончайших диаметров, т.к. размер частиц упрочняющей фазы должен быть много меньше диаметра проволоки.

5. Все исследуемые стали обладают высокой коррозионной стойкостью, практически не уступают по коррозионной стойкости промышленной стали 12Х18Н10Т.

В работе получен целый ряд новых интересных данных по кинетике фазовых превращений и структурообразованию в сталях различных структурных классов. Даже стали ферритного класса 03Х13Н10К5М2Ю6Т имеют достаточную пластичность, в то время как бинарные сплавы системы Fe-Al чрезвычайно хрупкие.

1. Исследование возможности применения новых сталей и сплавов дляпроизводства массовых мединструментов // Отчет ВНИМНИ. Тема 7/61 -76.-Казань, 1976.- 125 с.

2. Феофилов Р.Н. Мартенситные коррозионностойкие стали в производствемедицинских инструментов в ЦБ НТИ / Р.Н. Феофилов. М. : Медпромышленность, 1979. С. 12.

3. Микеберидзе М.П. Новые коррозионностойкие стали для медицинскихинструментов / М.П. Микеберидзе, Ф.Н. Тавадзе, С.Н. Манджгаладзе и др. // Защита металлов, 1982, T. XVIII, № 5. С. 739-741.

4. Floreen S. Heat treatment of maraging steels / S. Floreen, R. Decker // Trans.

5. Ofthe ASM, 1962.-P. 518-530.

6. Перкас M.Д. Исследование структуры и свойств а-фазы сплавов на

7. Fe-Ni основе / М.Д. Перкас // ФММ, 1963, Т. 15, № 4. С. 454-460.

8. Перкас М.Д. Структура и свойства высокопрочных сталей со стареющиммартенситом / М.Д. Перкас // МиТОМ, 1970, № 7. С. 12-24.

9. Перкас М.Д. Структура, свойства и область применения высокопрочныхмартенситностареющих сталей / М.Д. Перкас // МиТОМ, 1985, № 5. С. 23-31.

10. Анселл С. Механические свойства двухфазных сплавов / С. Анселл //

11. Физическое металловедение, под ред. Р. Кана. М. : Мир, 1968, Т. 3 - С. 327-368.

12. Orowan Е. Conditions for dislocation passage of précipitâtes / E. Orowan //

13. Stress in metals and alloys. Proc. Jnt. Symp. London, 1948. - P. 451-454. Ю.Келли A. Дисперсионное твердение / A. Келли, P. Никлсон. - M. :

14. Металлургия, 1966. 298 с. П.Воронин С.А. Деформационно-термическое упрочнение мартенситностареющих сплавов / С.А. Воронин, А.Ф. Еднерал, В.И. Карпенко,

15. М.Д. Перкас // Физика металлов и металловедение, 1980, Т. 50, № 6. С. 1285-1291.

16. Перкас М.Д. Высокопрочные мартенситностареющие стали / М.Д. Перкас,

17. B.М. Кардонский. М. : Металлургия, 1970. - 224 с.

18. И.Русаненко В.В. Кинетика старения мартенсита сплавов систем Ре-М-Тл и Ре-№-ТьСо / В.В. Русаненко, М.Д. Перкас, Н.Г. Шапошников, А.Ф. Еднерал // МиТОМ, 1979, № 9. С. 32-36.

19. Кардонский В.М. О начальных стадиях распада мартенситностареющих сталей / В.М. Кардонский // ФММ, 1973, Т. 36, Вып. 6. С. 1271-1277.

20. Бирман С.Р. Экономнолегированные мартенситностареющие стали /

21. C.Р. Бирман. М. : Металлургия, 1974. - 208 с.

22. Богачев И.Н. Исследование старения мартенсита Ре-Сг-№ и Ре-Сг-№-А1 сталей / И.Н. Богачев, Н.В. Звигинцев, Б.М. Могутнов // ФММ, 1969, Т. 28, №6.-С. 999-1006.

23. Звигинцев Н.В. Влияние легирующих элементов на механические свойства мартенситностареющих сталей / Н.В. Звигинцев // ФММ, 1971, Т. 31, №3.-С. 654-658.

24. Тарасенко Л.В. Структура, состав интерметаллидных фаз и свойства стали 00X11Н10М2Т / Л.В. Тарасенко и др. // ФММ, 1985, Т. 59, Вып. 3. С. 551-558.

25. Тарасенко Л.В. Влияние легирующих элементов на процесс образования фазы Лавеса, а-фазы, 11-фазы при старении многокомпанентных сплавов на основе ОЦК-Бе / Л.В. Тарасенко // Металлы, 1996, № 2. С. 46-55.

26. Скаков Ю.А. Влияние пластической деформации на распад пересыщенных твердых растворов и роль дислокаций / Ю.А. Скаков // Структура и свойства металлов и сплавов. М. : Металлургия, 1970. -С. 59-72.

27. Савицкий И.А. О влиянии деформации на ширину рентгеновских линий безуглеродистого мартенсита / И.А. Савицкий, Ю.А. Скаков // Известия ВУЗов. Черная металлургия, 1972, № 1. С. 124-128.

28. Пигрова Г.Д. Фазовый состав мартенситностареющей стали 0Х11Н10М2Т в области температур 300-650° С / Г.Д. Пигрова, С.И. Корка // ФММ, 1976. Т. 41. Вып. 2. С. 364-369.

29. Кардоиский В.М. Дисперсионное твердение высокопрочных мартенситностареющих сталей / В.М. Кардонский, A.JI. Ройтбурд // ФММ, 1973, Т. 35, № 2. С. 438-440.

30. Скаков Ю.А. Взаимодействие примесей с дислокациями в твердых растворах в процессе выделения / Ю.А. Скаков, А.Н. Иванов // Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства металлов. Тула, 1979. - С. 46-59.

31. Гитгарц М.И. О влиянии коагуляции выделений на распределение интенсивности в дифракционных линиях матричной фазы стареющих сплавов / М.И. Гитгарц // Доклады АН СССР, 1970, Т. 192, № 1. С. 82-85.

32. Зайцева Р.Д. Факторы влияющие на пластичность и вязкость мартенситностареющих сталей / Р.Д. Зайцева, М.Д. Перкас // МиТОМ, 1975, №9.-С. 2-11.

33. Гудремон Э. Специальные стали: пер. с нем. / Э. Гудремон. М. : Металлургиздат, 1959, Т. 1. С.329.

34. Диаграммы состояния двойных многокомпонентных систем на основе железа: Справочник / под ред. O.A. Банных, М.И. Дрица. М. : Металлургия, 1986. С.257.

35. Спектор Я.И. О причинах влияния никеля на хладноломкость железа / Я.И. Спектор, В.И. Сарак, Р.И. Энтин // ДАН СССР, 1964, Т. 155, № 5. -С. 1054-1059.

36. Могутнов Б.М. Закономерности влияния легирующих элементов на выделение интерметаллидных фаз в сплавах со стареющим мартенситом / Б.Н. Могутнов, Н.Г. Шапошников // В сб. «Проблемы металловедения и физики металлов», 1978, № 5. С. 16-18.

37. Перкас М.Д. О роли кобальта в упрочнении мартенситностареющих сталей / М.Д. Перкас, А.Ф. Еднерал, Р.Д. Зайцева и др. // ФММ, 1984, Т. 57,№2.-С. 310-318.

38. Перкас М.Д. Влияние кобальта на старение мартенсита Fe-Ni-Mo сплавов /

39. М.Д. Перкас, П.Л. Грузин, А.Ф. Еднерал и др. // МиТОМ, 1972, №10,- С. 2-10.

40. Каблуковская М.А. Влияние кобальта на механизм старения мартенситностареющих сталей / М.А. Каблукова, Б.М. Могутнов // ФММ, 1973, Т. 35, Вып. 4. С. 791-796.

41. Floreen S. Hardening behavior of ternary alloys based on Iron 18 % Nickel / S. Floreen // Trans. Of the ASM, 1964, V. 57. - P. 38-47.

42. Зельдович В.И. Структурные и концентрационные изменения при «<->у превращении в сплаве Fe-23,1 % Ni. I. Влияние скорости нагрева и остаточного аустенита / В.И. Зельдович, О.С. Ринкевич, В.Д. Садовский // ФММ, 1979, Т. 47, № 6. С. 1201-1212.

43. Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали / В.Д. Садовский. -М. : Металлургия, 1973. С. 208 с.

44. Беляков J1.H. а <-> у превращение в мартенситностареющих сталях и дестабилизация аустенита / J1.H. Беляков // Известия АН СССР. Металлы, 1978, №5.-С. 148-151.

45. Беляков J1.H. а <-» у превращение в мартенситностареющей стали Н18К9М5Т / Л.Н. Беляков, В.Л. Никольская, С.С. Рыжак // МиТОМ, 1968, №6.-С. 26-29.

46. Кардонский В.М. Стабилизация аустенита при обратном а—>у превращении / В.М. Кардонский // ФММ, 1975, Т. 40, № 5. С. 10081012.

47. Кардонский В.М. О механизме «медленного» а—>у превращения в железоникелевых сплавах / В.М. Кардонский // ФММ, 1979, Т. 48, № 3. -С. 551-557.

48. Грачев C.B. Теплостойкие и коррозионностойкие пружинные стали / C.B. Грачев, В.Р. Бараз. М. : Металлургия, 1989. - 144 с.

49. Битюков С.М. В кн.: Термическая обработка и физика металлов / С.М. Битюков, Н.И. Рундквист, A.C. Шейн. Свердловск : УПИ, 1984, Вып. 9. - С. 85-90.

50. Сагарадзе В.В. Влияние пластической деформации на структурные, текстурные и концентрационные изменения при а—»у превращении в стали Н-32 / В.В. Сагарадзе и др. // ФММ, 1979, Т. 47, № 4. С. 784795.

51. Сагарадзе В.В. Нержавеющая аустенитная сталь, упрочняемая фазовым наклепом и старением /В.В. Сагарадзе, И.И. Косицына, A.B. Ожиганов // МиТОМ, 1981, № 6. С. 57-60.

52. Русаненко В.В. Многофункциональные мартенситностареющие сплавы /

53. B.В. Русаненко, А.Ф. Еднерал // ФММ, 2003, Т. 93, № 1. С. 108-113.4 8. Померанцева С.И. Высокопрочные коррозионностойкие стали переходного аустенитно-мартенситного класса ВНС-5 и СН-3 /

54. C.И. Померанцева, Н.М. Вознесенская, J1.B. Тарасенко и др. // Высокопрочные стали. Серия: авиационные материалы. ВИАМ, 1986. -С. 65-72.

55. Братухин А.Г. Высокопрочные коррозионностойкие стали современной авиации / А.Г. Братухин и др.. М. : Изд-во МАИ, 2006. - 656 с.

56. Бирман С.И. Коррозионностойкие стали повышенной прочности / С.И. Бирман и др. // Авиационные материалы на рубеже XX-XXI веков. М. : ВИАМ, 1994. - С. 115-126.

57. Тарасенко JI.В. Влияние двухступенчатого старения на свойства мартенситностареющей стали 06Х14Н6Д2МБТ для силоизмерительных упругих элементов / JI.B. Тарасенко, Т.А. Красов, М.В. Чичикова // МиТОМ, 2004, № 10. С. 7-11.

58. Грачев C.B. Новые высокопрочные коррозионностойкие стали для медицинского инструмента / C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, В.Д. Щербаков // Медицинская техника, 1995, № 2. С. 24-27.

59. Беляков JI.H. Тепловая хрупкость мартенситностареющих сталей / Л.Н. Беляков // МиТОМ, 1970, № 7. С. 6-10.

60. Красникова С.И. Склонность к тепловому охрупчиванию нержавеющих мартенситностареющих сталей / С.И. Красникова, A.B. Дробот, B.C. Фридман, П.К. Лапин // МиТОМ, 1981, № 4. С. 36-39.

61. Спиридонов В.Б. Тепловая хрупкость и выбор температуры закалки нержавеющих мартенситностареющих сталей / В.Б. Спиридонов,

62. B.C. Фридман // МиТОМ, 1975, № 7. С. 42-47.

63. Авторское свидетельство № 850726.

64. Грачев C.B. Влияние карбидообразования в мартенситностареющей стали с повышенным содержанием титана на механические свойства и структуру излома / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, A.C. Шейн // ФММ, 1984, Т. 57, Вып. 4. С. 815-818.

65. Курдюмов Г.В. Превращения в железе и стали / Г.В. Курдюмов, Л.М. Утевский, Р.И. Зитин. М. : Наука, 1977. - 237 с.

66. Гайдуков М.Г. Влияние пластической деформации на мартенситное превращение / М.Г. Гайдуков, В.Д. Садовский // МиТОМ, 1958, № 4.1. C. 37-41.

67. Павлов И.М. Зависимость механических свойств метастабильных аустенитных сталей от мартенситного превращения / И.М. Павлов, O.A. Банных, Г.Н. Михед, О.Б. Чумаков // В кн.: Пластическая обработка металлов и сплавов. М., 1979. - С. 124-128.

68. Штремель М.А. Диаграммы деформации двухфазных сплавов с неустойчивым аустенитом / М.А. Штремель и др. // В кн.: Диффузия, фазовые превращения, механические свойства металлов и сплавов. М., 1980.-С. 14-27.

69. Новиков Н.В. Влияние низкотемпературного деформирования на механические свойства стали Х18Н10Т / Н.В.Новиков, Н.И. Городисский // МиТОМ, 1975, № 2. С. 67-68.

70. Уваров А.И. Влияние холодной деформации на структуру и механические свойства нержавеющих сталей Fe-Ni-Cr-Ti со стабильным и метастабильным аустенитом / А.И. Уваров, В.Г. Пушин // ФММ, 1990, № 9.-С. 161-166.

71. Пушин В.Г. Структурный механизм аномальной пластичности стали с метастабильным аустенитом / В.Г. Пушин, P.P. Романова, А.И. Уваров // ФММ, 1986, Т. 62, вып. 1. С. 187-196.

72. Васильев В.Р. Структурные превращения в сплаве 40КНХМ при деформации и отпуске / В.Р. Васильев, A.M. Глезер, Е.К. Захаров, Ж.П. Пастухова, А.Г. Рахштадт // ФММ, 1979, Т. 48, Вып. 1. С. 115122.

73. Спиридонов В.Б. Упрочнение хромоникелевых сталей с нестабильным аустенитом / В.Б. Спиридонов, JI.H. Кузьминская, Ю.П. Гордеев // МиТОМ, 1973, № 4. С. 2-9.

74. Демчук И.С. Наследование мартенситом деформации исходной структуры аустенита / И.С. Демчук, В.И. Крахмалев // МиТОМ, 1979, № 11. С. 1819.

75. Спиридонов В.Б. Упрочнение хромоникелевых сталей при низкотемпературной деформации / В.Б. Спиридонов, Ю.П. Гордеев, Б.Н. Подгорский // МиТОМ, 1976, № 5. С. 25-30.

76. Рахштадт А.Г. Пружинные стали и сплавы. 3-е изд., перераб. и дополн. / А.Г. Рахштадт. -М. : Металлургия, 1982. - 400 с.

77. Колпашников А.И. Высокопрочная нержавеющая проволока / А.И. Колпашников, А.С. Белоусов, В.Ф. Мануйлов. М. : Металлургия, 1971.- 184 с.

78. Kawabata Y. The effect of strength and work hardening characteristics on the head-ability of austenitic stainless steel wires / Y. Kawabata, T. Nishimura, T. Wakamiya, Y. Vamaoka // Iron and Steel Inst. Jap. 1975, 61, № 8. P. 20282037.

79. Пушин В.Г. Влияние старения и пластической деформации на структуру и механические свойства сплава Н15Х5ГЗТЗ с метастабильным аустенитом / В.Г. Пушин, P.P. Романова, A.M. Уваров, А.Н. Барановский // ФММ, 1980, Т. 49, Вып. 2. С. 372-382.

80. Уваров А.И. Влияние стабильности аустенита на механические свойства немагнитных стареющих сталей и сплавов / А.И. Уваров // В кн.: Высокопрочные немагнитные стали. М. : Наука, 1978. - С. 192-200.

81. Higo Y. Relation between applieds stress and orientation relationship of a'-martensite in stainless steel single crystals / Y. Higo, F. Fecroisey, T. Mori //Acta met., 1974, 22, №3,-P. 313-323.

82. Раевская M.H. Текстура деформации Fe-Cr-Ni сталей с нестабильным аустенитом / M.H. Раевская, С.Б. Украинцева, С.А. Хазанов // ФММ, 1976, Т. 41, Вып. 3. С. 661-663.

83. Утевский JI.M. О дислокационной структуре деформированного аустенита и её «наследовании» мартенситом / JI.M. Утевский, Ф.Р. Хамитов // МиТОМ, 1966, № 4. С. 4-6.

84. Берштейн M.JI. Строение кристаллической решетки мартенсита, полученного деформацией метастабильной аустенитной стали 70Х5Г4 /

85. M.JI. Берштейн, JI.M. Капустина, A.M. Глушец, A.M. Панов // ФММ, 1978, Т. 46, Вып. 1. С. 121-131.

86. Буркин B.C. Влияние холодной пластической деформации на структуру и свойства нержавеющих сталей переходного класса / B.C. Буркин, Ю.И. Дьяков, A.C. Шейн // МиТОМ, 1978, № 11. С. 20-25.

87. Бараз В.Р. Прочность и релаксационная стойкость пружинных сталей на аустенитной основе. Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук / Владислав Рувимович Бараз. Свердловск, 1983. -360 с.

88. Малышев К.А. Трип-эффект в сплавах Fe-Ni-Ti, упрочненных фазовым наклепом и старением / К.А. Малышев, А.И. Уваров, P.P. Романова, В.Г. Пушин // ФММ, 1976, Т. 41, Вып. 5. С. 992-1001.

89. Георгиева И.Я. Трип-стали новый класс высокопрочных сталей с повышенной пластичностью / И.Я. Георгиева // МиТОМ, 1976, № 3. - С. 18-26.

90. Сокол И.Я. Двухфазные стали / И.Я. Сокол. М. : Металлургия, 1964. -215 с.

91. Фельдгандлер Э.Г. Современные коррозионно-стойкие стали и сплавы для сред различной агрессивности / Э.Г Фельдгандлер, H.A. Сорокина, Т.В. Свистунова, Ф.Л. Левин // В кн.: Проблемы современной металлургии. -М. : Металлургия, 1983. С. 160-168.

92. Фельдгандлер Э.Г. Особенности производства листа из коррозионно-стойкой стали 03X24H6AM3 / Э.Г Фельдгандлер, Л.Я Савкина, Г.С Быковский и др. // Сталь, 1988, №8. С. 83-85.

93. Фельдгандлер Э.Г. Азот в коррозионностойких сталях / Э.Г Фельдгандлер, Л.Я Савкина // Черная металлургия, 1974, № 8. С. 90-95.

94. Вороненко Б.И. Современные корозионностойкие аустенитно- ферритные стали (обзор) / Б.И. Вороненко // МиТОМ, 1997, № 10. С. 20-29.

95. Вороненко Б.И. Высокопрочные литейные коррозионностойкие стали аустенитно-ферритного класса / Б.И. Вороненко // Литейное производство, 1993, № 6. С. 8-13.

96. Вороненко Б.И. Корозионностойкие ферритно-аустенитные стали / Б.И. Вороненко // Итоги науки и техники. Серия «МИТОМ». ВИНИТИ АН СССР, 1988, Т. 22. С. 41-95.

97. Вороненко Б.И. Влияние легирующих элементов на сопротивление железных сплавов коррозионному растрескиванию под напряжением / Б.И. Вороненко // МиТОМ, 1990, № 9. С. 58-63.

98. Вороненко Б.И. Коррозионная стойкость современных аустенитноферритных (дуплексных) нержавеющих сталей / Б.И. Вороненко // Защита металлов, 1994, Т. 30, № 4. С. 369-373.

99. Вороненко Б.И. Коррозионная стойкость современных аустенитно-ферритных (дуплексных) нержавеющих сталей / Б.И. Вороненко // Защита металлов, 1995, Т. 31, № 1.-С. 1-9.

100. Гуляев А.П. Новые низколегированные нержавеющие стали / А.П. Гуляев, Т.А. Жадан. М. : Машиностроение, 1972. - 104 с.

101. Апаев Б.А. Изучение кинетики фазовых превращений в аустенитно-ферритных сталях / Б.А. Апаев, Б.И. Вороненко // Черная металлургия, 1974, № 8.-С. 90-95.

102. Schaeffler A.L. Constitution Diagram for Stainless Steel Weld Metal /

103. A.L. Schaeffler // Metal Progress, 1949, V. 56, № 5. P. 680-686.

104. Irvine K.J. Controlledtransformation stainless steels / K.J. Irvine, D.T. Leewellyn, F.B. Pickering // JISI, 1959, V. 192, № 3. P. 218-238.

105. Schneider H. Inveptment Casting of High-hot-strength 12-per-cent. Chrome Steel / H. Schneider // Foundry Trade J., 1960, V. 108. P.562-563.

106. Ю1.Потак Я.М. Высокопрочные стали / Я.М. Потак. M. : Металлургия, 1972.-208 с.

107. Потак Я.М. Структурная диаграмма деформируемых нержавеющих сталей / Я.М. Потак, Е.А. Сагалевич // МиТОМ, 1971, № 9. С. 12-16.

108. Потак Я.М. Структурная диаграмма низкоуглеродистых нержавеющих сталей применительно к литому и наплавленному при сварке металлу / Я.М. Потак, Е.А. Сагалевич // Автоматическая сварка, 1972, № 5. -С. 10-13.

109. Червинский В.Ф. Влияние температуры закалки на механические свойства проволоки из мартенситностареющих сталей /

110. B.Ф. Червинский, В.Я. Зубов, JI.A. Мальцева // В сб.: Современные металлы и сплавы в приборостроении. МДНТП, 1972. С. 32-34.

111. Зубов В.Я. Влияние режима обработки на механические свойства проволоки из мартенситностареющей стали / В.Я. Зубов, JI.A. Мальцева // Известия ВУЗов, Черная металлургия, 1973, № 10. С. 114-116.

112. Грачев C.B. Исследование свойств теплостойкой проволоки из мартенситностареющих сталей на железоникелевой основе /C.B. Грачев, В.Я. Зубов, JI.A. Мальцева // В сб.: Прочность и долговечность стальных канатов, Техника, Киев, 1975. С. 62-65.

113. Грачев C.B. Исследование пружинных мартенситностареющих сталей на железоникелевой и железохромоникелевой основах / C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, С.М. Битюков, В.Ф. Червинский // МДНТП. Москва, 1975. - С. 92-98.

114. Грачев C.B. Влияние пластической деформации и старения на свойства проволоки и ленты из мартенситностареющих сталей / C.B. Грачев, JI.A. Мальцева // В сб.: Термическая обработка и физика металлов. -Свердловск : УПИ, 1978. С. 22-30.

115. Грачев C.B. Исследование процессов карбидообразования при нагреве и охлаждении мартенситностареющей стали Н16К4М5Т2Ю /C.B. Грачев, JI.A. Мальцева // Депонированный библиографический указатель ВИНИТИ, 1982, № 7. С. 121-123.

116. ПО.Бараз В.Р. Влияние термомеханической обработки на свойства аустенитных сталей с карбидным и интерметаллидным упрочнением /

117. B.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, А.Н. Богомолов, JI.A. Мальцева // В сб.: Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1983.1. C. 101-106.

118. Ш.Грачев C.B. Влияние температуры аустенизации на фазовый состав и свойства мартенситностареющей стали Н16К4М5Т2Ю / C.B. Грачев, JI.A. Мальцева // В сб.: Термическая обработка и физика металлов. -Свердловск: УПИ, 1984. С. 76-81.

119. Грачев C.B. Стабильность аустенита и свойства деформационно-стареющих хромоникелевых сталей / C.B. Грачев, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, JI.A. Мальцева // В сб.: Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей. М. : Наука, 1986. -С. 63-67.

120. Грачев C.B. Изменение модуля упругости при закалке и старении мартенситностареющей стали /C.B. Грачев, JI.A. Мальцева // Известия АН СССР, Металлы, 1986, № 2. С. 128-132.

121. Маханьков А.Н. Влияние дестабилизации аустенита на особенности развития обратного а-^-у перехода / А.Н. Маханьков, В.Р. Бараз,

122. A.Н. Богомолов, JI.A. Мальцева // В сб.: Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1986. - С. 81-86.

123. Грачев C.B. Высокопрочные нержавеющие стали для упругих элементов и медицинских инструментов / C.B. Грачев, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, JI.A. Мальцева // Инф. листок инженерно-технических достижений, № 86-20. Свердловск: ЦНТИ, 1986. - 4 с.

124. Богомолов А.Н. Высокопрочная релаксационностойкая коррозионно-стойкая сталь / А.Н. Богомолов, В.Р. Бараз, А.Н. Маханьков, JI.A. Мальцева, Л.Д. Рольщиков, В.И. Пустовалов, Е.В. Неудачина // Бюл. НТИ, Вып. 14. Черная металлургия, 1986. 4 с.

125. Рынькова Е.В. Повышение качества проволоки из мартенситно-стареющей стали 03Х12Н8К5М2ТЮ / Е.В. Рынькова, В.В. Покачалов, C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, В.Д. Щербаков // Сталь, 1988, № 10. С. 77-79

126. Грачев C.B. Влияние степени холодной пластической деформации на повреждаемость пружинной проволоки при волочении / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, А.Н. Крючков // В сб.: Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1988. - С. 28-34.

127. Мальцева Л. А. Высокопрочные коррозионностойкие стали для изготовления медицинских инструментов / Л.А. Мальцева, C.B. Грачев,

128. B.Р. Бараз // Инф. листок о научно-техническом достижении, № 89-58. -Свердловск: ЦНТИ, 1989. 4 с.

129. Грачев C.B. Влияние предварительной обработки на фазовые превращения и свойства мартенситностареющей стали при нагреве в межкритический интервал температур / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева,

130. Н.А. Чудинова // В сб.: Влияние дислокационной структуры на свойства металлов и сплавов. Тула, 1991. - С. 147-153.

131. Грачев С.В. Влияние нагрева в межкритический интервал температур на фазовые превращения и свойства мартенситностареющей проволоки / С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, В.Д. Щербаков / ФХММ, 1992, № 2. -101-104.

132. 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.

133. Grachev S.V New corrosion-resistant high-strength steels for rod-type medical instrument. Advanced materials and processes / S.V. Grachev, V.R. Baras, L.A. Maltseva // Third Russian-Chinese Symposium, Kaluga, Russia, 1995.-P. 157.

134. 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.

135. Грачев С.В. Новые высокопрочные и коррозионностойкие стали для стержневого медицинского инструмента / С.В. Грачев, В.Р. Бараз, Л.А. Мальцева // Перспективные материалы, 1996, № 5. С. 37-40.

136. 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.

137. Grachev S.V. Stress Relaxation during the Martensitic Transformation of the Reverted Austenite in Maragin Steel / S.V. Grachev, L.A. Maltseva // The Physics of Metals and Metallografhe, 1997, V. 84, № 4. P. 403-406.

138. 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.

139. Грачев С.В. Влияние состава и режимов термопластической обработки на свойства коррозионностойкой стали для медицинского инструмента /

140. C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, T.B. Мальцева // В сб.: Вестник УПИ «Материалы и технологии», 1998, № 1. С. 115-117.

141. Грачев C.B. Борирование и борохромирование в виброкипящем слое / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, A.C. Колпаков, М.Ю. Дмитриев // МиТОМ, 1999, № 11. С. 3-6.

142. Грачев C.B. Аустенитно-ферритная коррозионно-стойкая сталь для высокопрочной проволоки / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева // МиТОМ, 2000, № 11. С. 6-9.

143. Грачев C.B. Алюминийсодержащие безуглеродистые высокопрочные стали для приборостроения и медицины / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева // Вестник ГОУ ВПО УГТУ-УПИ. Екатеринбург, 2004, № 15 (45), ч. 2. - С. 15-16.

144. Грачев C.B. Влияние больших деформаций на фазовый состав и твердость безуглеродистых коррозионностойких сталей / C.B. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, C.B. Юрин, Р.В. Чурбаев, В.В. Покачалов //МиТОМ, 2005, № 1. С. 19-23.

145. Грачев C.B. Применение лазерной обработки для поверхностного упрочнения аустенитно-ферритной стали / C.B. Грачев Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева // Известия ВУЗов. Нефть и газ, 2005, № 3. С. 77-81.

146. Мальцева Л.А. Структура, состав и свойства безуглеродистых высокопрочных коррозионностойких сталей / Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева, H.H. Озерец, Е.А. Вязникова, A.B. Мисарь / Вестник

147. ГОУ ВПО УГТУ-УПИ «Металлургия и образование на Урале». -Екатеринбург, 2005, № 13 (65). С. 185-186.

148. Мальцева Л.А. Закономерности фазовых и структурных превращений в безуглеродистых высокопрочных коррозионностойких сталях на Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti основе / Л.А. Мальцева // Журнал функциональных материалов, 2007, т. 1, № 2. С. 75-79.

149. Мальцева Л.А. Исследование формирования структуры метастабильной аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ при деформационном воздействии / Л.А. Мальцева, H.H. Озерец, И.И. Косицына, C.B. Грачев, В.А. Завалишин, А.И. Дерягин // МиТОМ, 2008, № 10. С. 19-23.

150. 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.

151. Патент РФ № 2252977. Высокопрочная коррозионностойкая аустенитная сталь. Авт.: Грачев С.В, Мальцева J1.A., Мальцева Т.В., Юрин C.B. БИ № 15 от 27.05.2005. Кл. С 22 С 38/52.

152. Патент РФ № 2323998. Высокопрочная коррозионностойкая ферритная сталь. Авт.: Мальцева JI.A., Грачев C.B., Озерец H.H., Завьялова О.Я. БИ. № 22 от 20.09.2006. Кл. С 22 С 38/52.

153. Патент РФ № 2157859. Способ и состав борохромирования стальных изделий в псевдоожиженном слое. Авт.: Грачев C.B., Мальцева JI.A., Мальцева Т.В., Дмитриев М.Ю., Колпаков A.C. БИ. № 29, 2000. Кл. С 390.

154. Зубов В.Я. Структура и свойства пружинной ленты / В.Я.Зубов, C.B. Грачев. М. : Металлургия, 1964. - 224 с.

155. Тушинский Л.И. Методы исследований материалов: структура, свойства и процессы нанесения неорганических покрытий / Л.И. Тушинский,

156. A.B. Плохов, А.О. Токарев, В.И. Синдеев. М. : Мир, 2004. - 384 с.

157. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении / Л.М. Утевский. -М. : Металлургия, 1973. 584 с.

158. Горелик С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. 3-е изд. / С.С. Горелик, Ю.А. Скаков, Л.Н. Расторгуев. - М. : МИСИС, 1994. - 328 с.

159. Лашко Н.Ф. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов / Н.Ф. Лашко, Л.В. Заславская и др. М. : Металлургия, 1978. - 334 с.

160. Матвеева Г.Н. Атомно-абсорбционное определение железа и кобальта в интерметаллидных и карбидных фазах / Г.Н. Матвеева, Л.В. Тарасенко,

161. B.И. Титов // Заводская лаборатория, 1986, № 2. С. 34-35.

162. Уэндландт У. Термические методы анализа / У. Уэндландт. М. : Мир, 1978.-526 с.

163. Смирнов C.B. Метод определения диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих в многокомпонентных системах /

164. C.B. Смирнов, В.П. Швейкин//ФММ, 1995, т. 80, Вып. 1. С. 145-151.

165. Авторское свидетельство № 850726 на изобретение: Мартенситно-стареющая сталь. БИ № 28, 1982.

166. Gilberg W., Owen W.S. Acta Metallurgies 1962, V. 10, № 1. p. 45.

167. Зельдович В.И. Исследование а—»у превращения и перекристаллизация в мартенситностареющей стали / В.И. Зельдович, В.Д. Садовский // ФММ, 1972, Т. 34, Вып. 3. С. 518-529.

168. Кардонский В.М. Обратное а-о-у превращение в железо-никелевых сплавах / В.М. Кардонский // ФММ, 1974, Т. 38, № 2. С. 366-371.

169. Колпашников А.И. Высокопрочная нержавеющая проволока /

170. A.И. Колпашников, A.C. Белоусов, В.Ф. Мануйлов. М.: Металлургия, 1971.- 184 с.

171. Перлин И.А. Теория волочения / И.Л. Перлин, М.З. Ерманок. М.: Металлургия, 1971.-448 с.

172. Грачев C.B. Свойства пружинной проволоки из мартенситностареющей стали после деформации и старения / C.B. Грачев, A.C. Шейн,

173. B.И. Юшков, В.В. Ворошилин // Физика и химия обработки материалов, 1987, №4.-С. 114-118.

174. Рыжак С.С. Влияние фазового состава и структуры мартенситностареющей стали 00X11 Hl0М2Т на склонность к охрупчиванию при низкотемпературном старении / С.С. Рыжак и др. // МиТОМ, 1981, № 9. -С. 54-57.

175. Krauss G. The Stabilization of Austenite by Cyclic Martensitic Transformation / G. Rrauss, M.Cohen // Trans. AIME, 1963, v. 27, № 1. P. 278-282.

176. Шахназаров Ю.В. Стабилизация аустенита при обратном превращении в Сг-Со-Мо и Cr-Ni-Co-Mo сталях / Ю.В. Шахназаров, М.С. Анисимова, Б.К. Барахтин, В.М. Шульман // Известия АН СССР. Металлы, 1973, № 2.-С. 160-163.

177. Detert К. Arch. Eisenhuttenw., 1966, Bd .37, Н.7. S. 579.

178. Биткжов С.M. Диссертация на соискание ученой степени канд. техн. наук, 1978.

179. Заславская JT.B. Перераспределение никеля и хрома при ос—»у превращении в нержавеющих мартенситностареющих сталях / Л.В. Заславская и др. // МиТОМ, 1973, № 2. С. 39-43.

180. Кардонский В.М. Структурные изменения при старении мартенсита Fe-Ni-Ti сплава / В.М. Кардонский, М.Д. Перкас // ФММ, 1965, Т. 19, № 2. -С. 293-296.

181. Червинский В.Ф. Изучение мартенситного превращения в мартенситностареющем сплаве Н16К4М4ТЮ методом внутреннего трения / В.Ф. Червинский, C.B. Грачев, В .Я. Зубов // ФММ, 1970, Т. 29, Вып.5. С. 1036-1041.

182. Thevenin I.P. Revertion with repide heating of martensite for Maraging steel conteining 18% nickel, 9% cobalt and 5% molybdenum / I.P. Thevenin, C. Gizeron, P. Lacombe // Met. Sei. Rev. Met., 1971, V. 68, № 4. -P. 215-222.

183. Горбач В.Г. Явление фазового наклепа при а—>у превращениях / В.Г. Горбач // Металлофизика. Фазовые превращения. Киев : Наукова думка, 1970, № 27. - С. 5-39.

184. Грачев C.B. Исследование дефекта модуля упругости в холоднодеформированной проволоке / C.B. Грачев // Известия ВУЗов. Черная металлургия, 1970, № 10. С. 91-94.

185. Лившиц В.Г. Физические свойства металлов и сплавов / В.Г.Лившиц, B.C. Крапошин, Я.Л. Линецкий. М. : Металлургия, 1980. - 320 с.

186. Грачев C.B. О влиянии стабильности структуры на релаксацию напряжений в сплавах / C.B. Грачев, В .Я. Зубов // ФММ, 1964, Т. 18, Вып. 6.-С. 909-914.

187. Звигинцев Н.В. Структура, состав интерметаллидных фаз и свойства стали 00X11Н10М2Т / Н.В. Звигинцев и др. // ФММ, 1985, Т. 59, Вып. З.-С. 551-554.

188. Тарасенко JI.B. Структура, состав интерметаллидных фаз и свойства стали 00X11Н10М2Т / Л.В. Тарасенко и др. // ФММ, 1985, Т. 59, Вып. З.-С. 551-558.

189. Reed R., Clark A. Schräm R. Scr.met, 1971, V. 5, № 6. P. 485-488.

190. Могутнов Б.М. Исследование химических реакций, протекающих в пересыщенных твердых растворах на основе а-железа (мартенсита). Автореферат докт. Диссертации / Б.М. Могутнов. М. : МГУ, 1975.

191. Немировский М.Р. Исследование процессов старения в сталях типа 20Х2Н4М2ФСЮ / М.Р. Немировский и др. // ФММ, 1992, № 1. С. 100-110.

192. Грачев C.B. Влияние режимов закалки на фазовый состав и эффективность последующего старения мартенситностареющих сталей / C.B. Грачев, A.C. Шейн, C.B. Павлова, H.A. Рундквист // ФММ, 1988, Т. 66, Вып. 1.-С. 162-168.

193. Бараз В.Р. Влияние старения на свойства деформированных нержавеющих аустенитных сталей / В.Р. Бараз, C.B. Грачев, Л.Е. Попова, Э.Б. Аджи-Асан // В кн.: Термическая обработка и физика металлов, Вып. 2. Свердловск: УПИ, 1976. - С. 23-27.

194. Мальцева Л.А. Способы упрочнения безуглеродистых высокопрочных коррозионностойких сталей на Fe-Cr-Ni основе / Л.А. Мальцева,

195. Банных O.A. Прямое и обратное упругое последействие пружинной ленты из азотсодержащей стали Х21Г10Н7МБФ / O.A. Банных, C.B. Грачев, JI.A. Мальцева, В.М. Блинов, М.В. Костина, H.H. Озерец // МиТОМ, 2006, № 1. С. 8-11.

196. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов / Р. Хоникомб. М. : Мир, 1972.-408 с.

197. Васильев В.Р. Упрочнение пружинного сплава 40КНХМ / В.Р. Васильев, A.M. Глезер, Е.К.Захаров, Ж.П.Пастухова, А.Г. Рахштадт // В кн.: Термическое и термомеханическое упрочнение металлов. М. : МДНТП, 1978.-С. 152-153.

198. Звигинцев Н.В. Закономерности формирования микроструктуры нержавеющих Fe-Cr-Ni-Mo-Ti сталей / Н.В. Звигинцев и др. // ФММ, 1985, Т. 59, Вып. 1. С. 130-136.

199. Гуляев А.П. Пути повышения прочности проволоки из нержавеющих сталей / А.П. Гуляев, В.М. Афонина // МиТОМ, 1971, № 11. С. 5-10.

200. Нижник С.Б. Диаграммы деформирования и структура нержавеющих сталей переходного класса / С.Б. Нижник, Н.И. Черняк // Проблемы прочности, 1974, № 4. С. 70-73.

201. Лашко Н.Ф. Фазовый анализ и структура аустенитных сталей / Н.Ф. Лашко, Н.И. Еремин. М. : Машгиз, 1957.-236 с.

202. Штейнберг М.М. Упрочнение нержавеющих сталей при деформации, мартенситном превращении и старении / М.М. Штейнберг, Ю.Н. Гойхенберг, М.А. Смирнов, Д.А. Мирзаев // МиТОМ, 1972, № 7. -С. 24-27.

203. Ильичев В.Я. Кинетика фазового превращения мартенситного типа в монокристаллах сплава 000X18Н10 при низких температурах /

204. B.Я. Ильичев, JI.B. Скибина // В кн. : низкотемпературное и вакуумное материаловедение; вып. 3. Харьков, 1973. - С. 56-61.

205. Schumann H. Verformungsinduzierte Martensitbildung in metastabilen austenitischen Stahlen / H. Schumann // Krist. And Techn., 1975, 10, № 4. -S. 401-411.

206. Külz B.H. Einige Besichtspunkte zur Kaltumformung metastabiler austenitischer Stahle / B.H. Külz //Neue Hutte, 1980, 25, № 4. S. 149-150.

207. Вишняков Я.Д. Превращения в металлах с различной энергией дефектов упаковки / Я.Д. Вишняков, Г.С. Фанштейн. М. : Металлургия, 1981. -136 с.

208. Носкова Н.И. О влиянии дефектов упаковки на образование мартенсита деформации / Н.И. Носкова, К.А. Малышев // ФММ, 1979, Т. 48, № 4.1. C. 872-876.

209. Алексеева Н.Г. Новые экономнолегированные немагнитные стали на хромомарганцевой основе для упругих элементов / Н.Г. Алексеева, JI.B. Барсегьян, В.М. Блинов, А.Г. Рахштадт // В кн.: Высокопрочные аустенитные стали. -М. : Наука, 1987. С. 17-25.

210. Чертоусов В.А. Некоторые особенности фазового состава и структура холоднотянутой проволоки из нержавеющих сталей / В.А. Чертоусов, В.Д. Калугин, И.И. Крымчанский // Сталь, 1970, № 12. С. 1138-1140.

211. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов и сплавов / И.И. Новиков. М.: Металлургия, 1979. - 393 с.

212. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов / С.З. Бокштейн. М.: Металлургия, 1971. - 496 с.

213. Зельдович В.И. О дилатометрическом эффекте в текстурованном железоникелевом сплаве при а—>у превращении / В.И. Зельдович, И.П. Сорокин // ФММ, 1966, Т. 21, вып. 2. С. 223-227.

214. Durcomet 100 (improved duplex stainless steel CD-4MCu) // Alloy Dig. 1993, Febr.-P. 1-2

215. Фельдгандер Э.Г. Специальные стали и сплавы / Э.Г. Фельдгандер, Е.Ф. Яковлева. М.: Металлургия, 1963, ЦНИИЧМ, Вып. 35. - С. 67-68.

216. Lacoude M. Comptes rendus hebdomadaires des S'eances de FAcademie des sciences / M. Lacoude, C. Goux // 1964, v. 259, № 5. P. 1117-1120; v. 259, № 11.-P. 1858-1861.

217. Лахтин Ю.М. Химико-термическая обработка металлов / Ю.М. Лахтин, Б.Н. Арзамасов. М. : Металлургия, 1985. - С. 256.

218. Многофазные диффузионные покрытия / Под ред. Л.С. Ляховича. -Минск : Наука и техника, 1974. 104 с.211.3аваров A.C. Химико-термическая обработка металлов в кипящем слое /

219. A.C. Заваров, А.П. Баскаков, C.B. Грачев. -М. : Машиноведение, 1985. -160 с.

220. Счастливцев В.М. Особенности упрочнения мартенситностареющих сталей после лазерной обработки / В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова, И.Л. Яковлева, А.Л. Осинцева // ФММ, 1993, № 3. С. 138-145.

221. Садовский В.Д. Лазерный нагрев и структура стали / В.Д. Садовский,

222. B.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова, И.Л. Яковлева // Атлас структур, -УрО АН СССР, 1989. 100 с.

223. Бернштейн М.Л. Структура мартенсита после лазерной закалки сталей / МЛ. Бернштейн, С.Д. Прокошкин, М.Н. Крякина и др. // ФММ, 1988, Т. 65, Вып. 4. С. 790-795.

224. Рыкалин H.H. Лазерная и электронно-лучевая обработка материалов / H.H. Рыкалин, A.A. Углов, И.В. Зуев, А.Н. Кокора. М. : Машиностроение, 1985. - 496 с.

225. Леонтьев П.А. Лазерная поверхностная обработка металлов и сплавов / П.А. Леонтьев, Н.Т. Чеканова, М.Г. Хан. М.: Металлургия, 1986. - 142 с.

226. Кальнер Ю.В. Кристаллическое строение и низкотемпературный распад углеродистого мартенсита, полученного лазерной закалкой / Ю.В. Кальнер // МиТОМ, 1988, № 4. С. 50-55.

227. Макаров A.B. Влияние обработки непрерывным излучением лазера на износостойкость низкоуглеродистых сталей / A.B. Макаров, Л.Г. Коршунов, Г.Л. Химич // Трение и износ, 1987, Т. 8, № 2. С. 293-301.

228. Высоколегированные стали /Под ред. А.Г. Рахштадта. М. : Металлургия. 1969. - с.

229. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали / Ф.Ф. Химушин. М. : Металлургия, 1987. - с.

230. Коррозия конструкционных материалов / Справочник в 2-х т. Под ред. Батракова B.B. М. : Металлургия, 1990. - 344 с.

231. Ульянин Е.А. Коррозионностойкие стали и сплавы. Справочник / У.Ф. Ульянин. М. : Металлургия, 1991. - 256 с.

232. Бабаков A.A. Коррозионностойкие стали и сплавы / A.A. Бабаков, М.В. Приданцев. М. : Металлургия, 1971. - 319 с.

233. Тавадзе Ф.И. Коррозионная стойкость титановых сплавов / Ф.И. Тавадзе, С.Н. Манджгаланзе. М. : Металлургия, 1983. - 168 с.

234. Фельдгандлер Э.Г. / Э.Г.Фельдгандлер, Е.Ф.Яковлева //В сб.: Специальные сплавы и стали. ЦНИИЧМ. Т.35. М.: Металлургия, 1963. -С.67-68.

235. Садовский В.Д. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. 11. Влияние отпуска закаленных сталей на процесс перекристаллизации при лазерном нагреве/ В.Д. Садовский, Т.И. Табатчикова, A.JI Осинцева// ФММ, 1984, Т.58, вып.4- С.812-817.

236. Yamamoto S. Effect of Alloying Elements on Recrystallization Kinetics alter Hot Deformation in Austenitic Stainless Steels/ S .Yamamoto, T. Sakiyama, C. Ouchi//Trans., ISIJ.1987, 27, № 6- p.446-452.

237. Реформаторская И.И. Роль микроструктуры углеродистых и низколегированных сталей в процессе их локальной коррозии/ И .И. Реформаторская и др.// Коррозия: металлы, защита, 2005, №3- С. 13-17.