Научные основы и технологические решения получения высокопрочных алюминийсодержащих коррозионностойких сталей для мединструмента

Таким образом, отличие разработанной двухфазной аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т от применяемых в промышленности сталей, заключается в возможности реализации многофакторных механизмов упрочнения, в том числе и дисперсионного твердения пересыщенных твердых растворов с выделением интерметаллидных фаз, дающего существенный прирост прочностных свойств.

сталь термический пластический деформация

В пятой главе рассматривается новая алюминийсодержащая высоко-прочная 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 -ферритом (от 50:50 до 30:70) в сторону увеличения -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 03Х14Н10К5М2Ю6Т. Изучение свойств ферритной стали в зависимости от температуры закалки показало, что микроструктура стали после закалки от 1000 до 1200 С полностью состоит из 100 % -феррита (рис. 11 б, в) и лишь после закалки от 900 С в структуре стали наблюдается незначительное количество (8 %) аустенита (рис. 11 а). Как показали данные рентгеноструктурного анализа, после закалки от всех температур в структуре присутствует незначительное количество интерметаллидной фазы NiAl.

а б в

Рис. 11. Микроструктура закаленной ферритной стали от температур: а - 900° С; б - 1000° С; в - 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 -феррита с увеличением температуры нагрева под закалку от 800 до 1000 С.

Измерение твердости и микротвердости исследуемой стали показало чрезвычайно высокую твердость -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 HV5/12,5 и 550 HV. При температуре нагрева под закалку 900 С наблюдается значительно меньшая твердость и микротвердость, соответственно, 380 HV5/12,5 и 410 HV. Чрезвычайно высокая твердость -феррита как в аустенитно-ферритной стали, так, по-видимому, и в ферритной обусловлена присутствием в феррите закаленной стали упорядоченной интерметаллидной фазы типа NiAl. В диссертационной работе не ставилась задача подробного изучения структурообразования и фазовых превращений, протекающих в безуглеродистой высокопрочной ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю6Т. Основное внимание было сосредоточено на -феррите, который обладал такой же высокой твердостью как и -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 HV5/12,5, а микротвердость 650 HV. Таким образом, в исследуемой ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю6Т 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 03Х14Н10К5М2Ю2Т и ферритной 03Х13Н10К5М2Ю6Т, подвергнутых лазерной обработке с оплавлением и без оплавления поверхности, с последующим старением или без него. При этом определяли возможность получения упрочненного поверхностного слоя без снижения свойств сердцевины изделия.

Микроструктура после лазерной обработки с оплавлением всех исследуемых сталей приведена на рис. 12. При лазерной обработке с оплавлением на всех исследуемых сталях аустенитного, аустенитно-ферритного и ферритного классов на поверхности обнаружен слой д-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 д-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

а б в г

Рис. 12. Микроструктура исследуемых сталей после лазерной обработки с оплавлением: а - мартенситностареющая 03Х13Н8М2Т; б - аустенитная 03Х14Н11К5М2ЮТ; в - аустенитно-ферритная 03Х14Н10К5М2Ю2Т; г - ферритная 03Х13Н10К5М2Ю6Т

по различным режимам. Резкого изменения микротвердости от поверхности к центру не наблюдается. Лазерная обработка с последующим старением приводит к закономерному увеличению микротвердости, что связано с измельчением пакетов мартенсита. Причем значения микротвердости в зоне термического влияния при лазерной обработке близки к значениям микротвердости, полученным на образцах, обработанных по режимам «закалка+деформация» и «закалка+деформация+старение». Это указывает на влияние термического и фазового наклепа на упрочнение мартенситностареющих сталей. После лазерной закалки возникают термические и структурные напряжения, которые и стимулируют процесс старения. Лазерная обработка создает большую плотность дислокаций, являющихся в дальнейшем местами предпочтительного зарождения упрочняющей фазы. При старении упрочняющая фаза измельчается, расстояние между частицами уменьшаются, что существенно влияет на упрочняющий эффект.

Таким образом, лазерная обработка для мартенситностареющих сталей является неэффективной, в отличие от аустенитной 03Х14Н11К5М2ЮТ, аустенитно-ферритной 03Х14Н10К5М2Ю2Т и ферритной 03Х13Н10К5М2Ю6Т сталей, микроструктура которых после лазерной обработки с оплавлением приведена на рис.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 -феррита. Зона д-феррита имеет разное строение. На поверхности образцов имеется очень узкая полоска -феррита, имеющего мелкозернистое строение. Эта зона, по-видимому, образовалась в результате рекристаллизации термически упрочненного -феррита. Далее идет зона крупнозернистого -феррита, имеющая характерное столбчатое вытянутое строение, при этом зерна направлены от поверхности вглубь образца. Такое строение зерен феррита обусловлено влиянием градиента температур. Следующая зона - зона с различно ориентированными зернами, представляющая собой двухфазную аустенитно-ферритную структуру, образовавшуюся вследствие малого времени нахождения сплава при этой температуре и интенсивной теплоотдачи (незаконченный процесс образования аустенита). Затем зона основного металла со стабильной структурой, представляющей собой зерна аустенита с двойниками отжига. В ней воздействие лазерной обработки на структуру металла визуально не обнаруживается.

Микротвердость в зоне воздействия лазерного излучения измеряли на образцах, обработанных по всем режимам. Распределение микротвердости в зоне лазерного излучения для аустенитной, аустенитно-ферритной и ферритной сталей приведено на рис. 13 а, б, в. Особенностью микроструктуры расплавленной зоны (зоны -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 HV до 300 HV, первое значение соответствует микротвердости -феррита аустенитно-ферритной стали (в наружном оплавленном слое), второе - микротвердости аустенита аустенитной стали (сердцевине). Изменение микротвердости после лазерной закалки ферритной стали 03Х13Н10К5М2Ю6Т приведено на рис. 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 -феррита были проведены электронно-микроскопические исследования трех зон воздействия лазерного излучения (рис. 14). Структура центральной зоны сформирована зернами -феррита с дисперсными ( 6,0 нм) частицами 2-фазы (упорядоченной ОЦК фазы на основе интерметаллида FeNiAl).

а б

в г

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

( ) - после лазерной закалки; ( ) - после лазерной закалки с последующим старением при 500° С

Соседние зерна -феррита обычно имеют существенно различную кристаллографическую ориентировку (рис. 14 а, б). Структура переходной зоны сформирована зернами двух фаз -феррита и аустенита. Для зерен -феррита характерно наличие слабо ориентированных субзерен, а также присутствие дисперсных включений 2-фазы. Других вторичных фаз в феррите не обнаружено. Размеры и распределение 2-частиц аналогичны наблюдаемым в
- феррите расплавленной зоны, что свидетельствует как о нагреве данной зоны при лазерной закалке до температур, превышающих температуру существования 2-фазы, так и о достаточно высокой скорости охлаждения металла переходной зоны в температурном интервале ее возникновения. Для аустенита характерно отсутствие выделений дисперсных внутризеренных фаз и наличие достаточно высокой плотности дислокаций.

а б в

г д е

ж з и

к л

Рис. 14. Микроструктура стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т после лазерной закалки с оплавлением: а-в - структура центральной зоны; г-ж - структура переходной зоны; з-л - структура наружной зоны; а, б, г, д, з, к - светлопольное изображение; в - темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (001)NiAl; е, и - микродифракция; ж, л - схема индицирования

Рис. 14 иллюстрирует некоторые структурные особенности перехода от ферритной к ферритно-аустенитной структуре. В данном случае на периферии зерна -феррита из зоны расплава (несколько слабо ориентированных субзерен) располагаются фрагменты аустенита идентичной кристаллографической ориентации. При этом относительная ориентация решеток и близка к ориентационному соотношению Курдюмова-Закса, а протяженные плоские участки межфазной границы соответствуют следу плоскостей {111} {110}. На светлопольном изображении -зерна отчетливо видно присутствие дисперсной 2-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 -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 2-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 -феррит с упорядоченной 2-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: 40Х13, 12Х18Н10Т, 03Х12Н8К5М2ЮТ (ЗИ90-ВИ), 03Х13Н8М2Т, 03Х14Н11К5М2ЮТ, 03Х14Н10К5М2Ю2Т. Для проведения ускоренных испытаний в качестве коррозионной среды был выбран агрессивный раствор 3 % NaCl. Склонность сталей к локальным видам коррозии оценивали при осмотре на бинокулярном микроскопе при увеличении в 8..30 раз по наличию очагов коррозии: пятен, питтингов, язв. Из испытанных сталей наиболее низкую коррозионную стойкость имеет сталь 40Х13. Испытания на общую коррозию всех исследуемых сталей показали, что на всех этапах переработки (закалка, деформация, закалка+старение, закалка +деформация+старение) все исследуемые стали не склонны к общей коррозии (средняя скорость коррозии не превышала 0,004 г/м2ч). Испытания на коррозию под напряжением и межкристаллитную коррозию также показали, что все исследуемые стали, кроме 40Х13, не проявляют склонности к МКК и имеют высокую устойчивость против коррозионного разрушения.

Проведенные коррозионные исследования аустенитной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ электрохимическим методом в 20-% водном растворе Н2SO4 позволили выявить на поляризационных кривых наиболее положительный стационарный потенциал, наименьший ток начала пассивации и полной пассивации после формирования высокопрочного состояния.

На основании проведенных коррозионных исследований новых высокопрочных алюминийсодержащих сталей на Fe-Cr-Ni основе можно заключить, что все исследуемые стали обладают высокой коррозионной стойкостью, не уступающей стойкости промышленной коррозионностойкой стали 12Х18Н10Т и имеют более высокую коррозионную стойкость по сравнению со сталью 40Х13.

Изготовление различного медицинского инструмента и его испытания проводились в НПО «Мединструмент», ПТО «Медтехника» (Казань) и в АОЗТ « Ассоциация « Медицинские технологии»» (Екатеринбург). Были изготовлены и опробованы микроиглы для офтальмологии, атравматические микроиглы, хирургические иглы различного диаметра, иглы для рефлексотерапии, электроаккупунктуры, микротросы для эндоскопии и урологии, корневые иглы, дрильборы и другие виды медицинского инструмента. Проведение полупромышленных, стендовых и клинических испытаний показало высокие качество и функциональные свойства инструмента из новых сталей, во многих случаях превосходящие свойства медицинского инструмента, изготовленного из типовых коррозионностойких сталей 40Х13, 12Х18Н10Т и др.

На основании полученных результатов была внедрена и широко используется для медицинского инструмента мартенситностареющая сталь ЗИ90-ВИ, рекомендованы и переданы заказчику новая экономнолегированная мартенситностареющая сталь 03Х13Н8М2Т, двухфазная аустенитно-ферритная сталь 03Х14Н10К5М3Ю2Т, аустенитная сталь 03Х14Н11К5М3ЮТ, ферритная сталь 03Х13Н10К5М3Ю6Т, которые прошли промышленное опробование. Результаты промышленных опробований подтверждены актами внедрения. Сталь 03Х13Н8М2Т включена в ТУ на изготовление проволоки для медицинского инструмента. На составы сталей аустенитного, аустенитно-ферритного и ферритного классов получены патенты РФ.

Таким образом, на основании проведенных комплексных исследований можно сделать заключение, что общим для всех исследуемых сталей является следующее.

1. Единая база легирования, представляющая собой Fe-Cr-Ni основу с дополнительным легированием кобальтом, молибденом, титаном и изменяющимся содержанием алюминия. Все исследуемые стали являются практически безуглеродистыми, содержание в них углерода не превышает 0,02 %. Такая база легирования является одной из предпосылок высокой пластичности всех исследуемых сталей в закаленном состоянии. В то же время низкое содержание углерода обеспечивает образование аустенита при охлаждении непосредственно из расплава в последовательности: расплав -феррит аустенит, при этом безуглеродистая Fe-Cr-Ni основа стали исключает возможность образования аустенита по нонвариантным реакциям + - или - + , что подтверждается отсутствуем во всех исследуемых сталях -фазы. Все исследуемые стали дополнительно легированы алюминием в количестве 0,25..6,5 %, при этом роль алюминия в сталях различных структурных классов неодинакова: в мартенситностареющих сталях алюминий не образует самостоятельных упрочняющих фаз, а входит в состав интерметаллидной фазы (Ni,Fe)3(Тi,Al). Образование самостоятельных фаз NiAl или Ni3Al не обнаружено. При некотором повышении содержания никеля и хрома и одновременном увеличении количества алюминия до 0,8 % получили сталь другого структурного класса - аустенитного, при формировании которого алюминий непосредственного участия не принимает, однако играет роль основного упрочнителя за счет образования интерметаллидной фазы типа NiAl из ОЦК-твердого раствора (мартенсита деформации). При больших содержаниях алюминия влияние его как сильного ферритообразующего элемента приводит к получению сталей аустенитно-ферритного класса с различным соотношением аустенита и -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 NiAl только в ОЦК-фазе: мартенсите охлаждения, -феррите и мартенсите деформации. При этом интерметаллид NiAl обеспечивает значительное упрочнение сталей и может иметь различное происхождение, выделяясь как непосредственно при кристаллизации, так и при распаде мартенсита деформации при старении.

В выполненной работе впервые обнаружен -феррит с аномально высокой твердостью ( до 500HV) в большой степени влияющий на конечное упрочнение после обработки деформация + старение.

4. Многофакторные механизмы упрочнения, получаемые в результате обработки: закалка + деформация + старение. К ним относится: твердорастворное упрочнение матрицы (тип матрицы изменяется от ОЦК к ГЦК или смешанный); сдвиговой механизм превращения; механизм деформационного упрочнения за счет полиморфных или превращений, протекающих по бездиффузионному механизму; механизм деформационного упрочнения гетерофазной структуры (как мартенсита деформации, так и аустенита, а в некоторых случаях -феррита) за счет «наследования» дефектов аустенита высокодисперсными кристаллами мартенсита, и распада пересыщенного твердого раствора при старении с образованием упорядоченной, изоморфной по отношению к ОЦК фазе алюминида NiAl. Образовавшиеся выделения интерметаллидной фазы типа NiAl имеют нанокристаллические размеры (6..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 ДИССЕРТАЦИИ

1. Разработаны теоретические основы получения новых практически безуглеродистых коррозионностойких алюминийсодержащих сталей, выполнен поиск их рациональных составов, выплавлены стали новых составов на железо-хромоникелевой основе, дополнительно легированные кобальтом, молибденом, титаном и алюминием. Варьирование содержанием хрома, никеля и увеличение алюминия от 0,25 до 6,0% обеспечило возможность перевода сталей в разные структурные классы в последовательности: мартенситностареющий аустенитный аустенитно-ферритный ферритный.

2. Изучены фазовые превращения в алюминийсодержащих коррозионностойких сталях и отработаны режимы формирования необходимого комплекса физико-механических свойств проволоки применительно к мединструменту, в том числе к микроинструменту различного функционального назначения.

3. Установлены общие закономерности структурных и фазовых превращений, происходящих при термической и термомеханической обработках исследуемых алюминийсодержащих сталей.

4. Обнаружена чрезвычайно высокая пластичность исследуемой метастабильной безулеродистой аустенитной стали, которая обусловлена совместным действием равномерного скольжения, микродвойникования и мартенситных превращений (, ) с оптимальной интенсивностью.

5. Показано, что фазой, ответственной за упрочнение деформированных исследуемых метастабильных алюминийсодержащих сталей, является интерметаллидная фаза NiAl, в то время как в мартенситностареющих сталях - i3Ti.

6. Установлена аномально высокая твердость -феррита в аустенитной, аустенитно-ферритной и ферритных сталях, которая обусловлена выделением упорядоченной фазы типа NiAl.

7. Показано, что применение лазерной обработки алюминийсодержащих сталей позволяет получить существенное упрочнение поверхностного слоя за счет образования -феррита с упорядоченной интерметаллидной фазой типа NiAl. При этом твердость поверхностного слоя составляет 600..650 HV при сохранении вязкой сердцевины.

8. Показано, что формирование высокопрочного состояния в исследуемых алюминийсодержащих безуглеродистых сталях достигается реализацией всех возможных механизмов упрочнения, это позволило отработать технологию получения высокопрочной проволоки тонких сечений.

9. Изготовлена проволока и различный медицинский стержневой инструмент, проведены промышленные и клинические испытания, которые показали высокий уровень физико-механических свойств и коррозионной стойкости медицинского инструмента из сталей 03Х13Н8М2Т, 03Х14Н10К5М2ЮТ, 03Х14Н10К5М2ЮТ, 03Х14Н10К5М2Ю2Т, по сравнению с мединструментом из сталей 12Х18Н10Т и 40Х13.

10. Решена важная научно-техническая задача по созданию новых материалов, способов их упрочнения и технологических разработок по получению высокопрочной проволоки медицинского назначения и их внедрению.

СПИСОК ОСНОВНЫХ ПУБЛИКАЦИЙ

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

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

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

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

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

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

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

8. Мальцева Л.А. Термопластическая обработка безуглеродистой высокопрочной коррозионностойкой стали 03Х13Н8К5М2ЮТ /Л.А. Мальцева, С.В. Грачев, Т.В. Мальцева и др. //Вестник УГТУ-УПИ. - Екатеринбург, 2005, №13 (65). С. 183-184.

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

10. Грачев С.В. Структурные превращения в высокопрочных безуглеродистых коррозионностойких сталях, деформированных под высоким давлением /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, С.В. Юрин //Вестник УГТУ-УПИ. Спецвыпуск.- Екатеринбург, ч. 1. С. 82.

11. Грачев С.В. Аустенитно-ферритная коррозионностойкая сталь для высокопрочной проволоки /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //МиТОМ, 2000, № 11. С. 6-9.

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

13. Grachev S.V. The Investigation of Carbonless Martensite Ageing Using the Method of Differential Thermal Analyses /S.V.Grachev, L.A. Maltseva, T.V Maltseva //Kurdyumov Memorial Internatinal Conference оn Martensite. KUMICOM'99. Moskow. Russia, 1999. P. 1083.

14. Грачев С.В. Влияние старения на физико-механические свойства экономнолегированной мартенситностареющей проволоки /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //Известия ВУЗов, 1998, № 11. С. 38-40.

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

16. Грачев С.В. Релаксация напряжений при мартенситном превращении ревертированного аустенита в мартенситностареющей стали /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева //ФММ, 1997, т. 4, вып. 4. С. 117-122.

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

18. Грачев С.В. Механические свойства и релаксационная стойкость мартенситностареющей проволоки /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, Т.В. Мальцева //Сталь, 1996, № 6. С. 65-69.

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

20. Грачев С.В. Новые высокопрочные и коррозионностойкие стали для медицинского инструмента /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, В.Д. Щербаков //Медицинская техника, 1995, № 2. С. 24-27.

21. Grachev S.V. New Corrosion-Resistant High-Strength Steels for Rod-Type Medical Instrument. Advanced Materials and Processes /S.V. Grachev ,V.R. Baras, L.A. Maltseva //Third Russian-Chinese Symposium. Kaluga, 1995. Р. 157.

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

23. Грачев С.В. Влияние температуры аустенитизации на процессы старения мартенситностареющей стали /С.В. Грачев, Л.А. Мальцева //Известия РАН. Металлы, 1992, № 3. С. 84-87.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

42. Червинский В.Ф. Влияние температуры закалки на механические свойства проволоки из мартенситностареющих сталей /В.Ф. Червинский, В.Я. Зубов, Л.А. Мальцева //В сб.: Современные металлы и сплавы в приборостроении, МДНТП, 1972. С. 32-.34.

43. А.с. № 1407091. Грачев С.В., Мальцева Л.А. Мартенситностареющая сталь. 01.03.1988.

44. Патент РФ № 2116373. Двухфазная аустенитно-ферритная сталь. Авт.: Грачев С.В, Мальцева Л.А., Мальцева Т.В. БИ № 21 от 27.02.1998. Кл. С 22 С 38/52.

45. Патент РФ № 2252977. Высокопрочная коррозионностойкая аустенитная сталь. Авт.: Грачев С.В, Мальцева Л.А., Мальцева Т.В., Юрин С.В. БИ № 15 от 27.05.2005. Кл. С 22 С 38/52.

46. Патент РФ № 2323998. Высокопрочная коррозионностойкая ферритная сталь. Авт.: Мальцева Л.А., Грачев С.В., Озерец Н.Н., Завьялова О.Я. БИ. № 22 от 20.09.2006. Кл. С 22 С 38/52.

47. Патент РФ № 2157859. Способ и состав борохромирования стальных изделий в псевдоожиженном слое. Авт.: Грачев С.В., Мальцева Л.А., Мальцева Т.В., Дмитриев М.Ю., Колпаков А.С. БИ. № 29, 2000. Кл. С 390.

Подписано в печать Формат 60Ч84 1/16

Бумага писчая Плоская печать Усл. печ. л.

Уч.-изд. л. Тираж 100 Заказ Цена «С»

Издательство ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ»

620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

Ризография НИЧ ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ»

620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

Размещено на Allbest.ru