Формирование структуры, фазового состава и свойств при термическом и деформационном воздействии аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т для упругих элементов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Левина Анна Владимировна

• Левина Анна Владимировна
• кандидат наук
• 2015

Оглавление диссертации кандидат наук Левина Анна Владимировна

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1 ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И

СВОЙСТВ В АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНЫХ СТАЛЯХ

(аналитический обзор)

1.1 Краткая характеристика аустенитно-ферритных сталей

1.2 Принципы легирования

1.3 Выделение вторичного аустенита

1.4 Выделение упрочняющих и охрупчивающих фаз

в аустенитно-ферритных сталях

1.5 Влияние горячей и холодной пластической деформации

на структуру и свойства аустенитно-ферритных сталей

1.6 Термическая обработка ДКС

1.7 Хладностойкость сталей

1.8 Релаксационная стойкость

1.9. Постановка задачи

ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Термическая обработка

2.2 Холодная пластическая деформация

2.3 Физико-механические свойства исследуемых сталей

ГЛАВА 3 СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНОЙ СТАЛИ ПРИ НАГРЕВЕ И ОХЛАЖДЕНИИ

ВЫВОДЫ по главе

ГЛАВА 4 ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СТАЛИ 03Х14Н10К5М2Ю2Т

4.1 Деформация растяжением исследуемой стали в магнито-измерительном комплексе

4.2 Физико-механические свойства и фазовый состав деформируемой волочением стали

4.3 Эволюция структурообразования в аустенитно-ферритной стали при

деформации волочением

4.3 Структура, фазовый состав и физико-механические свойства аустенитно-ферритной стали при охлаждении до криогенных температур

4.5 Изменения структуры, фазового состава и физико-механических свойств при деформации сжатием аустенитно-ферритной стали от комнатных до отрицательных климатических и криогенных температур

4.6 Схематичная иллюстрация субструктурной эволюции при холодной

пластической деформации волочением или давлением

ВЫВОДЫ по главе

ГЛАВА 5 ИЗУЧЕНИЕ ЭВОЛЮЦИИ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ДАВЛЕНИЯХ СО СДВИГОМ В АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНОЙ СТАЛИ С РАЗЛИЧНЫМ ИСХОДНЫМ СОСТОЯНИЕМ

5.1 Формирование структуры и свойств аустенитно-ферритной стали при деформации сдвигом под высоким давлением

5.2 Последеформационное старение аустенитно-ферритной стали

5.3 Схема эволюции структурообразования при высоких давлениях со сдвигом

ВЫВОДЫ по главе

ГЛАВА 6 МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И РЕЛАКСАЦИОННАЯ СТОЙКОСТЬ АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНОЙ СТАЛИ

6.1 Механические свойства ленты из исследуемой стали после термопластических обработок

6.2 Релаксационная стойкость

ВЫВОДЫ по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ

Исследование свойств и разработка технологии изготовления тончайшей проволоки из аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т

ПРИЛОЖЕНИЕ II

Перспективность применения проволоки из аустенитно-ферритных сталей в качестве упрочнителей для композиционных материалов с матрицей из

алюминиевых сплавов

ПРИЛОЖЕНИЕ III Патенты

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование структуры, фазового состава и свойств при термическом и деформационном воздействии аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т для упругих элементов»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования. В связи с тенденцией миниатюризации изделий в промышленности, в том числе в приборостроении, точном машиностроении и медицине возникает необходимость в создании новых современных инструментов и микроинструментов, упругих элементов, пружин и игл, изготовленных из проволоки и ленты тонких сечений. Используемые в настоящее время для изготовления упругих элементов и пружин стали аустенитного класса типа 12Х18Н8Т и мартенситного 30Х13, 40Х13 не в полной мере удовлетворяют требованиям, предъявляемым к материалам, используемым для этих целей. Они имеют недостаточно высокий уровень механических свойств, коррозионной стойкости и теплостойкости, а также не обладают хорошей технологичностью, необходимой для получения проволоки тонких и тончайших сечений.

Аустенитно-ферритные стали, условно называемые дуплексные коррозионно-стойкие стали - ДКС, среди современных высокопрочных металлических материалов занимают заметное место. Они имеют ряд преимуществ перед аустенитными коррозионно-стойкими сталями, основными из которых являются более высокие прочностные свойства в термообработанном (закаленном) состоянии, отсутствие склонности к росту зерна при сохранении двухфазной структуры и меньшая склонность к межкристаллитной коррозии [1...4]. Сфера применения аустенитно-ферритных сталей чрезвычайно обширна. Вследствие уникального сочетания прочностных и пластических свойств, вязкости и коррозионной стойкости ДКС успешно используются в различных отраслях промышленности, в химической, нефтехимической, нефтегазовой (особенно для изделий, которые эксплуатируются в хлоридсодержащих средах), целлюлозно-бумажной, пищевой, фармацевтической, текстильной, в атомной энергетике и т.д. [5.8]. Возможность замены сталей аустенитного 12Х18Н10 и мартенситного 30Х13 классов на сталь аустенитно-ферритного класса является весьма перспективной.

Однако промышленные дуплекс стали имеют ряд недостатков, такие как образование а-фазы и 475-градусная хрупкость. Эти недостатки накладывают существенные ограничения на режимы и технологию производства изделий из этих сталей [9...15]. В связи с этим, регулярно проводятся международные конференции по проблемам аустенитно-ферритных сталей, им посвящено большое количество исследований, написан ряд книг и обзоров [1,2, 12.17]. Исследовательские организации и фирмы ведущих стран мира продолжают совершенствовать составы и технологии производства ДКС. В связи с этим представляется актуальным решение задачи по изучению формирования структуры, фазового состава и свойств, при термическом и деформационном воздействии, алюминийсодержащей аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т [18,19], которая в связи с особенностями её легирования лишена вышеуказанных недостатков. Для выяснения некоторых структурных особенностей были разработаны и изучены отдельно стали аустенитного и ферритного классов [20,21] на Бе-Сг-М основе.

Степень разработанности темы исследования. В предлагаемой для исследования аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т [18,19] частичная замена хрома на другой ферритообразующий элемент - алюминий - не только позволила сохранить необходимое для аустенитно-ферритных сталей соотношение фаз (50:50), но и привела к подавлению процесса образования а-фазы [13]. Как показали некоторые предварительные исследования [22,23,81,82,120], изучаемая сталь обладает необходимой прочностью, твердостью в сочетании с повышенной технологичностью и высокой коррозионной стойкостью и, в связи с вышеизложенным, могла бы быть использована для изготовления упругих элементов и пружин. Однако для пружинных материалов важное значение имеют такие специфические свойства как сопротивление малым пластическим деформациям, повышенная релаксационная стойкость и ряд других вопросов, связанных со структурообразованием, которые для данной стали не были изучены. В связи с тем, что области применения пружин и упругих элементов из коррозионно-стойких сталей достаточно широки и простираются от криогенных до

повышенных температур, особый интерес могут представлять эффекты, обусловленные протеканием фазовых превращений в ходе нагружения, как при комнатных, так и отрицательных температурах.

Целью данной работы является исследование структурообразования, фазового состава и свойств аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т на основных технологических этапах термической и деформационных обработок (при различных схемах нагружения) в широком интервале температур для расширения областей применения пружин и упругих элементов.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Установить температурно-временные условия выделения вторичного аустенита при закалке и охлаждении с изотермической выдержкой в интервале температур 1100.700 °С перегретой стали, а также её повторном нагреве для выдачи рекомендаций по температурам проведения горячей пластической деформации стали.

2. Проанализировать влияние деформации на структуру и свойства аустенитно-ферритной стали после деформационных обработок по различным схемам нагружения.

3. Исследовать поведение аустенитно-ферритной стали под нагрузкой от комнатных до отрицательных климатических и криогенных температур.

4. Определить режим температурно-деформационной обработки, обеспечивающий наиболее высокие упругие свойства исследуемой стали и повышенную релаксационную стойкость при рабочих температурах до 400 °С в условиях нагружения.

Научная новизна и теоретическая ценность работы заключается в том, что впервые в результате комплексных экспериментальных исследований методами электронно-микроструктурного, рентгеноструктурного анализов, терморентгенографии, а также изучения физико-механических свойств, получены новые научные результаты на исследуемой аустенитно-ферритной стали:

1. На основе изучения структуры и фазовых превращений при различных схемах нагружения (растяжение, волочение, сжатие, сдвиг под давлением),

показано, что при любых схемах нагружения по мере увеличения степени обжатия деформация, начавшаяся в аустенитной фазе, приводит к образованию микродвойникования, дислокационно-ячеистой структуры, а затем фрагментированной структуры и мартенсита деформации.

2. Установлено, что видимого пластического течения 5-феррита при низких и умеренных степенях деформации (до 40%) не происходит, дальнейшее увеличение степени деформации (выше 80%) приводит к искривлению межфазных границ аустенит/5-феррит, увеличению плотности дислокаций 5-феррита и его фрагментации.

3. Установлено, что деформация под высоким давлением со сдвигом приводит к замене в 5-феррите частиц интерметаллидной фазы ^е,М)А1 сферической формы на кубоидную и ромбическую.

4. Выявлены высокие потенциальные технологические возможности поведения исследуемой аустенитно-ферритной стали в условиях чрезвычайно высоких деформаций.

5. Определен режим температурно-деформационной обработки (закалка + деформация ~75% + старение 500 °С), обеспечивающий максимально высокие упругие свойства исследуемой стали и повышенную релаксационную стойкость при рабочих температурах до 400 °С в течение 50 ч в условиях нагружения.

6. Выявлено, что аустенит исследуемой стали обладает термической стабильностью в широком интервале температур от криогенных до 500 °С.

Практическая значимость работы. На основании проведенных исследований были разработаны и выданы практические рекомендации, которые использованы при разработке технологии получения высокопрочной тонкой проволоки из исследуемой аустенитно-ферритной стали, предназначенной для упругих элементов, а также для упрочнителей для композиционных материалов с матрицей из алюминиевого сплава. Следует отметить, что в случае низкой металлоемкости изделия увеличение легированности стали не приводит к существенному удорожанию высокопрочной проволоки, предназначенной для производства упругих элементов или пружин. Разработанная технология

позволила сократить число (технологических переделов) промежуточных смягчающих отжигов, что позволит снизить себестоимость продукции. Изготовлена проволока и различный медицинский стержневой инструмент, проведены полупромышленные испытания, которые показали высокий уровень физико-механических свойств и коррозионной стойкости медицинского инструмента из стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т по сравнению с мединструментом из сталей 30Х13, 12Х18Н8Т.

Методология и методы исследования. Методологической основой послужили труды ведущих отечественных и зарубежных ученых в области разработки составов и технологий аустенитно-ферритных сталей, научные положения теории термической обработки, механизмов деформационного упрочнения и распада пересыщенных твердых растворов. Большая роль при этом отводится многочисленным экспериментам по достижению высокопрочного состояния на проволочных и ленточных образцах.

Для решения поставленных задач в диссертационной работе использованы следующие методы: металлография, просвечивающая электронная микроскопия, дифференциальная сканирующая калориметрия, испытания на одноосное растяжение, сжатие и сдвиг под высоким давлением, испытания на ударную вязкость, световой и электронный фрактографический анализ, а также магнитный и рентгеноструктурный.

На защиту выносятся основные положения и результаты:

1. Особенности формирования структуры, фазового состава при закалке от разных температур в воде и повторном нагреве в интервал температур 300.700 °С, а также при изотермической выдержке предварительно перегретой стали в интервале температур 1100...700 °С.

2. Данные по влиянию холодной пластической деформации растяжением, волочением, сжатием (давлением) при комнатной и отрицательных климатических температурах на протекание деформационно-индуцированных фазовых превращений в исследуемой стали.

3. Эволюция структуры в результате деформации сдвигом при высоком давлении исходно закаленной, исходно состаренной и перестаренной стали, а также влияние последеформационного старения на структуру, фазовый состав и свойства.

4. Анализ влияния степени стабильности структуры на упругие свойства и релаксационную стойкость аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т.

Достоверность результатов исследования обеспечивается воспроизводимостью результатов опытов, согласованием их с известными литературными данными, применением комплекса современных методов исследования и использованием современных приборов анализа фазового состава, структуры и свойств.

Апробация диссертационной работы. Основные положения работы доложены на 24-х международных конференциях: «Высокие давления - 2008», г. Судак, сентябрь 2008 г.; Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых (2008; 2009; 2010; 2012; 2013; 2014 гг.); «Физика прочности и пластичности материалов», г. Самара, июнь 2009 г.; International conference "Hot Forming of Steels & Product Properties". Grado, Italy. 13-16 September 2009 г.; The 6th International Conference on Advanced Materials and Processing. ICAMP6, 19-23 July 2010, China, Lijiang; Современные металлические материалы и технологии (СММТ'2011), Санкт-Петербург, июнь 2011 г.; «Euromat 2011» 12-15 September 2011, Montpellier, France 2011; 7 the European stainless steel Conference. Como, Italy. 21-23 September 2011; The World Congress on Advanced in Civil, Environmental, and Materials Research (ACEM'12), Seoul, Korea, 26-30 August 2012; VII Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (г. Черноголовка, ноябрь, 2012); XIV International scientific conference, Czestochowa, 2013; Intermetallic 2013, Germany, 30 September - 4 October, 2013; Современные металлические материалы и технологии (СММТ'2013) Санкт-Петербург, июнь 2013 г.; Интерактивная научно-практической конференции «Инновации в материаловедении и металлургии» (г. Екатеринбург, 2012; 2013; 2014 г.); Junior Euromat 2014, Lausanne, Switzerland, 21-25 July 2014; International

advances in applied physics and materials, Science congress and exhibition, Fethiye, Turkey, 24-27 April 2014.

На 4-х региональных: XIX Петербургские чтения по проблемам прочности, Санкт-Петербург: СПбГУ, 2010; научно-техническая конференция «Молодежь и наука», Нижний Тагил, май 2011 г; XXI Уральская школа металловедов-термистов: Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов, Магнитогорск, 2012; Уральской школы металловедов термистов: Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов, Орск, 2014.

Публикации. Основное содержание диссертационной работы опубликовано в 22 печатных изданиях, в том числе 7 статей опубликовано в рецензируемых изданиях, рекомендованных ВАК РФ.

ГЛАВА 1 ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СВОЙСТВ В АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНЫХ СТАЛЯХ (аналитический обзор)

1.1 Краткая характеристика аустенитно-ферритных сталей

В отечественных (ГОСТ 5632-72) и зарубежных стандартах аустенитно-ферритные стали объединены в самостоятельный структурный класс [24]. Аустенитно-ферритные (дуплекс) стали состоят из двух основных фаз - аустенита и феррита, примерно в равных количествах. Обе эти фазы вследствие высокого содержания в них хрома являются коррозионно-стойкими. Аустенитно-ферритные стали отличаются от однофазных аустенитных сталей повышенным пределом текучести, лучшей свариваемостью и меньшим содержанием дефицитного никеля, что делает их весьма перспективным конструкционным материалом [1, 25, 26].

Наличие двухфазной структуры придает сталям аустенитно-ферритного класса свойства, которые определяют самостоятельные области их применения.

Они могут применяться в средах, где аустенитные стали имеют недостаточную стойкость, например в хлоридсодержащих растворах. Дуплекс стали имеют высокую прочность, поэтому из них можно изготавливать изделия с меньшей массой, чем из аустенитных сталей. В результате снижается их металлоемкость и экономятся дорогие и дефицитные материалы [25, 26].

Интерес к двухфазным аустенитно-ферритным сталям растет с каждым годом. Начиная с 1980 годов, с периодичностью от 2-х до 5 лет, по проблемам аустенитно-ферритных сталей проводятся международные конференции, а также проводится много исследований и работ, посвященных изучению сталей этого структурного класса.

Выделяют три поколения аустенитно-ферритных сталей: к первому поколению относятся стали, содержащие < 0,12 %С и стабилизированные титаном; ко второму поколению - стали, содержащие < 0,03 % С без

стабилизирующих элементов; к третьему поколению - стали с < 0,03 % С -нестабилизированные стали, но дополнительно легированные азотом (до 0,35 %) [25].

Стали первого поколения 08Х22Н6 (ЭП53) и 08Х21Н6М2Т (ЭП54), практически не уступают по коррозионной стойкости сталям аустенитного класса типа 12Х18Н10Т. Ко второму поколению относятся низкоуглеродистые стали типа 03Х23Н6 (ЗИ68) и 03Х22Н6М2 (ЗИ67), разработанные в ЦНИИЧЕРМЕТ им. И.П. Бардина, которые имеют значительное преимущество по сравнению со сталью 08Х18Н10Т в азотно-фторидных растворах.

Наилучшим комплексом свойств обладают низкоуглеродистые азотсодержащие стали третьего поколения, например, сталь 03Х25Н6АМ3 (ЗИ130). Эти стали (супер дуплексные коррозионно-стойкие стали - ДКС) содержат около 25 % хрома, до 4,0 % молибдена и до 0,3 % азота и имеют очень высокую коррозионную стойкость, выражаемую так называемым эквивалентом сопротивления питтингу: ЭСП = (%Сг+ 3,3%Мо+ 16%К) > 40 %, что соответствует критической температуре питтингообразования > 60 °С [25].

Сегодня ведущими металлургическими фирмами разных стран предлагается четыре основные группы низкоуглеродистых азотсодержащих сталей. В порядке увеличения сопротивления коррозии и уровня прочностных свойств эти стали располагаются в следующей последовательности [24]:

1. Ее-23Сг-4М-0,Ш (марки ЗАР 2304, Ш. 35N и др.);

2. Бе-22Сг-5,5М-3Мо-0,^ (марки ЗАР 2205, А903, Ра1с223 и

др.);

3. Бе-25Сг-5М-2,5Мо-0,17К-Си (марки 7МоРЬШ, БеггаНиш 255, БР-3 и

др.);

4 Бе-25Сг-7М-3,5Мо-0,25К-Си^ (марки Ба1с 100, 8ЛР2507,иК 52№). Уровень механических свойств сталей 1-й группы равен: ав >600 МПа, а0,2 > 400 МПа при 5 > 25 %. Питтинговый индекс ЭСП (Р1) равен 25. Стали 4-й группы ("супер") имеют: ав > 800 МПа, ав > 550 МПа при 5 >15 %; Р1 = 40.

Отечественная сталь 03Х25Н6АМЗ по уровню механических и коррозионных свойств соответствует лучшим зарубежным сталям этой группы [6, 25.27].

В таблицах 1.1 и 1.2 представлены марки отечественных и зарубежных аустенитно-ферритных сталей, используемых в промышленности, а также их механические свойства [24].

Таблица 1.1 - Механические свойства некоторых промышленных марок

аустенитно-ферритных сталей [24].

Марка стали о0,2, МПа ов, МПа 5, % Ударная вязкость, Дж/см2

03Х23Н6 580 20

03Х22Н6М2 350 60

08Х22Н6Т 550 18

12Х21Н5Т 380 600 50

08Х21Н6М2Т 350 20

08Х18Г8Н2Т 660 60

03Х24Н6АМ3 390 690

DMV 18.5 350 600

DMV 22.5 450 700 100

SAF 2304 400 600 25 120

SAF 2205 450 680

SAF 2507 550 800

DMV 25^ 530 730 100

SAF 2906 650 800

Таблица 1.2 - Химический состав аустенитно-ферритных сталей (мас.%)

Марка стали С Si Mn Cr Ni Mo Ti S P прочих элементов

03Х23Н6 < 0,030 < 0,04 1,0...2,0 22,0...24,0 5,3...6,3 - - < 0,020 < 0,035 не регламентируется

03Х22Н6М2 < 0,08 < 0,8 21,0...23,0 5,5...6,5 1,8.2,5

08Х22Н6Т (ЭП 53) < 0,08 5,3...6,3 - 5,6...0,65 < 0,025

12Х21Н5Т (ЭИ811) 0,09...0,14 20,0...22,0 4,8...5,8 0,28...0,50

08Х21Н6М2Т (ЭП 54) < 0,08 5,5...6,5 1,8...2,5 0,20...0,40

08Х18Г8Н2Т (КО-3) 7,0...9,0 17,0...19,0 1,8...2,8 - 0,20...0,50

03Х24Н6АМ3 (ЗИ 130) < 0,030 < 0,4 < 2,0 23,5...25,0 5,8...6,8 2,5...3,5 не регламентируется < 0,020 0,05...0,15N

DMV 18.5 (UNS S31500) 1,4...2,0 1,2...2,0 18,0...19,0 4,25...5,25 2,5...3,0 < 0,030 < 0,030 0,05...0,10N

DMV 22.5 (UNS S31803) < 1,0 < 2,0 21,0...23,0 4,50...6,50 2,5...3,5 < 0,020 0,06...0,20 N

SAF 2304 (UNS S32304) < 2,5 21,5...24,5 3,0...5,5 - < 0,040 < 0,040 0,05...0,20N

SAF 2205 (UNS S31803) < 2,0 4,5...6,5 3,0...3,5 < 0,015 < 0,035 0,14...0,20N

SAF 2507 (UNS S32750) < 0,5 < 1,2 24,0...26,0 6,0...8,0 3,0...5,0 < 0,030 0,24...0,32N

DMV 25.7N (UNS S32760) < 1,0 < 1,0 3,0...4,0 < 0,010 0,20...0,30N, 0,50...1,0W

SAF 2906 (UNS S32906) 28...30 5...7 1,8...2,5 0,40N

1.2 Принципы легирования

Система Ев-Сг. Для придания коррозионной стойкости в сталь вводят хром. Начиная с содержания не менее 12 мас.% обеспечивается коррозионная стойкость сталей, как в атмосферной, так и во многих промышленных средах. Влияние хрома на резкое увеличение коррозионной стойкости обусловлено скачкообразным повышением электродного потенциала сплавов Бе-Сг при 12... 14 мас.% хрома и связано с его способностью образовывать на поверхности металла самозалечивающийся защитный слой окиси стойкой к воздействию коррозионных сред [6].

Хром стабилизирует модификации железа с ОЦК-решеткой и образует непрерывные ряды твердых растворов. Область твердых растворов хрома в у-Бе сравнительно низкая и простирается до 13,3 ат.% Сг. Хром снижает температуру полиморфного а ^ у - превращения железа с 910 до 830 °С при содержании ~ 7,5 ат.%. При дальнейшем увеличении содержания хрома эта температура резко возрастает. При содержании в сплавах ~ 50 ат.% Сг и температуре ~ 815 °С происходит фазовая перекристаллизация а - твердого раствора с образованием а-фазы. Реакция а ^ а протекает крайне медленно, и необходимы продолжительные выдержки для ее завершения. Фаза а имеет сложную тетрагональную решетку с 30 атомами в элементарной ячейке, и обычно образуется в системах на основе переходных металлов и, как правило, обладает широкой областью гомогенности. В системе железо-хром эта область при 600 °С простирается от 13 до 49 ат.% Сг. В работах [28.32] уточнены положения формы у-петли в сплавах системы Бе-Сг (Рисунок 1.1). Существующая в этот системе область расслоения, показывает, что при повышении температуры а-твердый раствор и а-фаза становятся неустойчивыми и распадаются на твердые растворы с меньшим и большим содержание хрома (Рисунок 1.2) [32].

Сг, массе) 5 1015 2025303540 455055$05}7075300530®

1 г г М11 1 II 1 Г 1 1 1 1 1Т~П^

ж £ и <_> 1 / / г /

тз°с \ 23(22) Ш'С >

"1? Сг

т°с( 30'С -815°С

N / \ \

ч % ь Л

! 1 1 1 \

О 20 40 60 60 ЯЮ

Ре Сг,% (ат.) Сг

Рисунок 1.1 - Диаграмма состояния системы железо - хром ^е-Сг) [31 ]

Содержание Сг, вес. % 10 20 30 40 47

0 10 20 30 40 50

Содержание Сг, ат. %

Рисунок 1.2 - Часть фазовой диаграммы Fe-Cr. Штрихпунктирные линии 1 и 2 - линии фазового перехода упорядочение-расслоение. Область существования а-фазы обозначена как а-твердый раствор в объеме сплавов (аоб) и слой а-фазы на

поверхности (апов) [32]

Система Ее-Сг-С(Ы) [33.36]. Углерод и азот, являются атомами внедрения, определяющие уровень свойств коррозионно-стойких сталей. Эти элементы при высоких температурах стабилизируют у-решетку и обеспечивают тем самым возможность получения при закалке мартенситной структуры. Однако, содержание углерода и азота в сплаве должно быть минимально необходимым, чтобы не снизить сопротивление хрупким разрушениям и коррозионным воздействиям и не ухудшить технологические параметры стали. Для этого резко ограничивают суммарное содержание углерода и азота, применяя специальные методы выплавки (чаще всего вакуумные), позволяющие сократить массовую долю этих элементов. Легирование азотом системы Fe-Cr приводит к расширению у-области и образованию в супер ДКС в интервале 700... 900 °С нитридов хрома типа &2М В изотермических условиях выделения являются межзеренными, которые не менее опасны, чем пограничные выделения [1]. Следует отметить, что количество вводимого азота должно обеспечить его сохранение в твердом растворе и только в этом случае обеспечивается высокая коррозионная стойкость в стали [33, 36, 41].

Система Ее-Ыг изучалась в большом количестве исследований [37.39]. Никель является одним из основных легирующих элементов высокопрочных коррозионно-стойких сталей. Необходимость легирования никелем высокопрочных коррозионно-стойких сталей определяется, во-первых, тем, что он является аустенитообразующим элементом и позволяет при высокотемпературном нагреве под закалку получить аустенитную структуру, способную при охлаждении претерпевать мартенситное превращение. Во-вторых, никель повышает пластичность мартенситной матрицы вследствие уменьшения степени закрепления дислокаций атомами внедрения и снижения сопротивления кристаллической решетки движению дислокаций [28, 38,39]. В-третьих, никель, образуя интерметаллидные фазы с такими элементами, как Al и др., обеспечивает при старении необходимый уровень упрочнения [38].

Система ¥е-Ст-Ш и Ее-Сг-Ы1-С(Ы). Основой высокопрочных коррозионно-стойких сталей являются системы Fe-Cr-Ni и Fe-Cr-Ni-C(N). Таким образом,

фазовый состав системы Fe-Cr-Ni определяется аустенитообразующим воздействием М и феррито- и сигмаобразующим воздействием хрома. Никель в хромистых сталях влияет на области стабильности а-фазы, смещая ее в сторону более низких содержаний хрома и более высоких температур. Углерод и азот в системе Fe-Cr-Ni-C(N), как и в системе Fe-Cr-C(N), приводят к расширению у-области и образованию карбидов (нитридов) хрома [28]. Базовая система Fe-Cr-М^^) может дополнительно легироваться как аустенитообразующими элементами (Mn, Cu), так и ферритообразующими (Mo, Ti, Al и др.).

Легирование марганцем. Легирование марганцем проводится на аустенитных высокоазотистых сталях с целью повышения концентрации усвояемого азота [36] и обеспечивает возможность снижения содержания дорогостоящего М (при сохранении требуемой структуры и свойств) в сталях аустенитного и мартенситного классов. В сплавах, легированных марганцем, при охлаждении с температуры закалки может образовываться, наряду с а-мартенситом, также е-мартенситная фаза с ГПУ-решеткой типа Mg, имеющая меньшую пластичность, чем а-мартенсит. Однако легирование марганцем не повышает, в отличие от легирования никелем, пластичность и вязкость мартенситной матрицы. Марганец в значительно большей степени, чем никель, расширяет область существования а-фазы, сдвигая границу а-области в сторону более низких содержаний & и более высоких температур. Поэтому замена никеля марганцем в высокопрочных сталях, как правило, является экономически-вынужденной мерой и носит ограничительный характер [42,43].

Легирование кобальтом. Кобальт как аустенитообразующий элемент, подавляющий 5-феррит, в 1,5.2 раза менее эффективен, чем М, однако имеет перед ним ряд преимуществ. Одно из них состоит в том, что, подавляя 5-феррит, кобальт очень слабо снижает мартенситную точку. Поэтому стали, легированные кобальтом можно дополнительно легировать такими элементами как Mo и др., повышая тем самым сопротивление коррозионным поражениям и сохраняя мартенситную структуру стали.

Кроме того, кобальт, в отличие от М, не снижает, а несколько повышает температуру начала а^-у перехода при нагреве мартенситной матрицы, обеспечивая тем самым потенциальную возможность повышения температуры эксплуатации жаропрочных сталей.

В безуглеродистых мартенситностареющих сталях кобальт уменьшает растворимость Mo в мартенсите и обеспечивает дисперсионное упрочнение Fe-Cг-Ni-Co-Mo сталей при сохранении достаточно высокого сопротивления хрупким разрушениям [43, 28, 38].

Легирование молибденом. Необходимыми компонентами высокопрочных коррозионно-стойких сталей, помимо хрома, является молибден и титан, элементы, которые также являются ферритообразующими. Роль молибдена многогранна. Во-первых, молибден увеличивает пассивацию и химическую стойкость коррозионно-стойких сталей, в частности, в восстановительных средах и в присутствии О-ионов, когда пассивация за счет хрома недостаточна [6]. Во-вторых, молибден замедляет диффузию атомов внедрения и примесей, особенно по границам зерен, предотвращая тем самым выделение зернограничних фаз при термической обработке или при сварочных нагревах. В-третьих, Mo замедляет разупрочнение мартенситной матрицы при температурах нагрева выше 500 ^ что позволяет получить после отпусков при 500.550 ^ при высокой прочности повышенные значения вязкости и коррозионной стойкости. Кроме того, высокое содержание Mo в ряде композиций мартенситностареющих сталей обеспечивает дисперсионное упрочнение при нагревах в интервалах температур 350.550 ^ и высокий комплекс служебных характеристик [28, 38].

Легирование высокопрочных коррозионно-стойких сталей другими ферритообразующими элементами [28, 37,38] решает следующие задачи:

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Левина Анна Владимировна, 2015 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

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

2. J.K.L. Lai // Material Science and Engineering R. - 2009. - No. 65. - Р. 39104.

3. Hong, Chen. A new economical sigma-free duplex stainless steel 19Cr-6Mn-1. 0Mo-0. 5Ni-0. 5W-0. 5Cu-0. 2N / Chen Hong, Ding Tie-suo, Li Jun, Xiao Xue-shan, Zhao Jun-liang, Jiang Lai-zhu // Journal of iron and steel research, Internationa. - 2011. - No.18 (4). - Р. 52-57.

4. Dupoiron, F. Duplex stainless steels: a high mechanical properties stainless steel./ Dupoiron, F., Audouard J.P Scand J // Metal. - 1996. - No. 5. - Р.95-102.

5. Sandvik expand product range // Corrosion journal. - 1992. - V. 27. - No. 1. - P. 14

6. Ульянин, Е.А. Коррозионно-стойкие стали и сплавы: Справочник. / Ульянин Е.А - М.: Металлургия, 1991. - 256 с.

7. Leffler, B. Duplex stainless steels in chemical tankers / Leffler B // Technol. Mare-autom. nav. - 1992. - V. 23, No. 23. - P. 22-23.

8. Wang, Y.Q. Localized Corrosion of Thermally Aged Cast Duplex Stainless Steel for Primary Coolant Pipes of Nuclear Power Plant. / Y.Q. Wang, B. Yang, J. Dong, Y. L. Wang. // Procedia Engineerling. - 2012. - No. 36. - Р.88-95.

9. Michalska, J. Qualitative and quantitative analysis of a and x phases in 2205 duplex stainless steel / J. Michalska, M. Sozanska // Materials Characterizstion. -2006. - No. 56. - Р. 355-362.

10. Тарасенко Л.В. Влияние легирующих элементов на процесс образования фазы Лавеса, a-фазы, R-фазы при старении многокомпанентных сплавов на основе ОЦК-Fe / Л.В. Тарасенко // Металлы. -1996. - № 2. - С. 46-55.

11. Vogt, J.-B. Role of the microstructure on fatigue properties of 475 °C aged duplex stainless steels / J.-B. Vogt, K. Massol, J. Foct. // International journal of fatigue. - 2002. - No. 24. - Р. 627-633.

12. Сокол, И. Я. Двухфазные стали. / И. Я. Сокол. - М.: Металлургия, 1974. - 216 с.

13. Гуляев, А.П. Новые низколегированные нержавеющие стали. / А.П. Гуляев, Т.А. Жадан. - М.: Машиностроение, 1972. - 101с.

14. Wan, J. A new resources-saving, low chromium and low nickel duplex stainless steels 15Cr-xAl-2Ni-yMn / J. Wan, O. Ran, J. Li, Y. Xu, X. Xiao, H. Yu, L. Jiang. // Materials and design. - 2014. - N. 53. - P. 43-50.

15. Borvik, T. Pipe fittings in duplex stainless steel with deviation in quality caused by sigma phase precipitation. / T.Borvik, H. Lange, L.A. Marken, M. Langseth, O.S. Hopperstad, M. Aursand, G.Rorvik. // Materials Science and Engineering A. -2010. - No. - 527. - Р. 6945-6955.

16. Nilsson, J.O. Super duplex stainless steel. / J.O. Nilsson. // Materials Science Technol. - 1992. - No. - 8. - Р. 685-700.

17. Charles, J. Superduplex stainless steel: structure and properties / J. Charles, S. Bernhargsson // Duplex Stainless Steels'91. Les Edition de Physique. Les Ulis -France. - 1991. - P. 3-48.

18. Патент № 2116373 Российская Федерация, МПК С22С 38/52. Двухфазная аустенитно-ферритная сталь [Текст] / Грачев С.В, Мальцева Л.А., Мальцева Т.В; Заявитель и патентообладатель Грачев Сергей Владимирович, Мальцева Людмила Алексеевна, Мальцева Татьяна Викторовна (RU). -№ 97105900; заявл. 10.04.1994; опубл. 27.07.1998. Бюл. № 27 от 27.02.1998.

19. Патент № 2522914 Российская Федерация, МПК С22С 38/52(50). Аустенитно-ферритная сталь с высокой прочностью [Текст] / Мальцева Л.А., Мальцева Т.В., Левина А.В., Шарапова В.А., Третникова М.П.; Заявитель и патентообладатель федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» (RU). - № 2013108764/02; заявл. 27.02.2013; опубл. 20.07.2014. Бюл. № 20. - 6 с.

20. Патент № 2430187 Российская Федерация, МПК С22С 38/52. Коррозионно-стойкая аустенитная сталь [Текст] / Мальцева Л.А., Шарапова В.А.,

Мальцева Т.В., Озерец Н.Н., Левина А.В., Цаплина Е.М.; Заявитель и патентообладатель федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» (RU). - № 2010134120/02; заявл. 13.08.2010; опубл. 27.09.2011. Бюл. № 27. - 6 с.

21. Патент № 2323998 Российская Федерация, МПК С22С 38/52 Высокопрочная коррозионно-стойкая ферритная сталь [Текст] / Мальцева Л.А., Грачев С.В., Мальцева Т.В., Озерец Н.Н., Завьялова О.Я.; Заявитель и патентообладатель ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет - УПИ» (RU). - № 2006122146/02; заявл. 06.09.2006; опубл. 10.05.2008. Бюл. №13. - 5 с.

22. Grachev, S.V. Austenite-ferrite corrosion-resistant steel for high-strength wire. / S.V. Grachev, L.A. Mal'tseva, T.V. Mal'tseva // Metal Science and Heat Treatment. - 2000. - V. 42. - Issue 11-1. - P. 419-422.

23. Мальцева Л.А. Коррозионная стойкость высокопрочных алюминийсодержащих сталей для мединструмента /Л.А. Мальцева, Н.Н. Озерец, Н.Г.Россина, Т.В. Мальцева, В.А. Шарапова// Материаловедение. - 2009. -№ 7 (670). - С. 19-23.

24. ГОСТ 5632-72 Стали высоколегированные и сплавы коррозионностойкие, жаростойкие, жаропрочные. Марки. - М.: Госстандарт, 1994.- 60 с.

25. Шлямнев, А.П. Коррозионно-стойкие, жаростойкие и высокопрочные стали и сплавы: справочник / А.П. Шлямнев, Т.В. Свистунова, Н.А. Сорокина и др. - М.: Проммет-СПЛАВ. 2008. - 332 с.

26. Свистунова, Т.В. Развитие и применение коррозионно-стойких сталей и сплавов. / Т.В. Свистунова, А.П. Шлямнев. // МиТОМ. - 2010. - № 7 (661). - С. 918.

27. Туфанов, Д.Г. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей, сплавов и чистых металлов / Д.Г. Туфанов. - М.: Металлургия, 1990. - 319 с.

28. Братухин, А.Г. Высокопрочные коррозионно-стойкие стали современной авиации / А.Г. Братухин, О.Ф. Демченко, Н.Н. Долженков, Г.С. Кривоногов; науч. ред. А.Г. Братухин. - М.: МАИ. 2006. - 656 с.

29. Гольдштейн, М.И. Специальные стали: учебник для вузов / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. - 2-ое изд., перераб. и доп. - М.: МИСИС, 1999. - 408 с.

30. Kichner, G. The distribution of chromium between ferrite and austenite and the thermodynamics of the a/y equilibrium in the Fe-Cr and Fe-Mn systems. / G. Kichner, T. Nishizawa, B. Uhrenius // Met. Trans. - 1973. - V. 4. - No. 1. - P. 167-174.

31. Лякишев, Н.П. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Т.2./ Под общ. ред. Н.П. Лякишева. - М.: Машиностроение, 1997.-1024с.

32. Установщиков, Ю.Н. /Упорядочение, расслоение и фазовые превращения в сплавах Fe-M/ Ю.Н. Установщиков, Б.Е. Пушкарев//Успехи физических наук.2006.-Т.176.-№6 -С.611-621.

33. Poyet, P. Determination du domaine y dans les alliages fer-chrome a tres faible teneur en carbone et en azote. Influence de ces elements sur la forme de la boucle y. / P. Poyet, P. Guiraldeng, I. Hochmann. // Met. sci. Rev. met. - 1972. - V. 69. - No. 1. - P. 775-783.

34. Фильдгандлер, Э.Г. Азот в коррозионно-стойких сталях / Э.Г. Фильдгандлер, Савкина Л.Я. // Черная металлургия. 1990. - № 11. - С. 24-32.

35. Weisbrodt-Reisch, A. Influence of temperature, cold deformation and a constant mechanical load on the microstructural stability of a nitrogen alloyed duplex stainless steel. /A. Weisbrodt-Reisch, M. Brummer, B.Hadler, B. Wolbank, E.A. Werner. // Materials Science and Engineering A. - 2006. - No. 416. - Р. 1-10.

36. Костина, М.В. Особенности сталей, легированных азотом. / М.В. Костина, О.А. Банных, В.М. Блинов. // МиТОМ. - 2000. - № 12. - С. 3-6.

37. Потак, Я.М. Высокопрочные стали. / Я.М. Потак. - М.: Металлургия, 1972. - 208 с.

38. Перкас, М.Д. Высокопрочные мартенситно-стареющие стали. / М.Д. Перкас, В.М. Кардонский. - М.: Металлургия, 1970. - 224 с.

39. . Ryoo, D.-V. Effect of Ni content on tensile properties and strain-induced martensite transformation for 304 stainless steel. / D.-V. Ryoo, N. Kang, C.-H. Kang. // Materials Science and Engineering: A. - 2011. - V. 529. - P. 2277-2281.

40. Potgieter, J.H. Influence of nickel additions on the corrosion behaviour of low 22% Cr series duplex stainless steels. / J.H. Potgieter, P.A.Olubambi, L. Cornish, C.N.Machio, El-Sayef M. Sherif. // Corrosion Science. - 2008. - No. 50. - Р. 25722579.

41. Блинов, В.М. О влиянии легирования на предельную растворимость азота в коррозионностойких низкоуглеродистых сплавах Fe-Cr-Mn-Ni-Mo. / В.М. Блинов, О.А. Банных, М.В. Костина. // Металлы. - 2004. - № 4. - С. 42-49.

42. Банных, О.А. Экономичные нержавеющие азотистые стали как перспективный заменитель легких сплавов. / О.А. Банных. // МиТОМ. - 2005. - № 1. - С. 9-13.

43. Филиппов, М.А. Износостойкие стали для отливок: монография / М.А. Филиппов, А.А. Филиппенков, Г.Н. Плотников - Екатеринбург, изд УГТУ-УПИ, 2009. - 358с.

44. Guimaras, J.R.C. Work-hardening and martensitic transformation in Fe-27% Ni-0.23%C at 263 K / J.R.C. Guimaras, Sergo F.F. De Oliveira // Scripta Metallurgica - 1979. - Vol 13. - Issue 7. - P. 537-542.

45. Чарикова (Носкова), Н.И. Влияние энергии дефектов упаковки на дислокационный механизм деформации металлов и сплавов: дис. д-ра техн. наук / Чарикова (Носкова) Нина Ивановна. Свердловск. Институт физики металлов. УрО РАН. 1988.

46. Schaeffler, A.L. Constitution diagram for stainless steel weld metal. / A.L. Schaeffler // Metal Progress. - 1949. - V. 56. - No. 5. - P. 680-686.

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

48. Апаев, Б.А. Изучение кинетики фазовых превращений в аустенитно-ферритных сталях/ Б.А. Апаев, Б.И.Вороненко// Изв. вузов. Черная металлургия. -1974.- №8.-С.24-34.

49. Southwick, P.D. The lattice-imaging technique for a duplex stainless steel. / P.D. Southwick, W.M. Stobbs. // Scripta Metallurgica - 1979. - V. 13. - P. 211-215.

50. Данилина, О.Б. Причина охрупчивания феррито-аустенитных нержавеющих сталей. / О.Б. Данилина. // МиТОМ. - 1970.-№ 4.- С.11-15.

51. Гуляев, А.П. Охрупчивание феррито-аустенитных и ферритных нержавеющих сталей. // А.П. Гуляев, Э.Г. Фельдгандлер, Савкина Л.Я. // МиТОМ. - 1965. - № 3. - С. 41-44.

52. Borvik, T. Pipe fittings in duplex stainless steel with deviation in quality caused by sigma phase precipitation. / T.Borvik, H. Lange, L.A. Marken, M. Langseth, O.S. Hopperstad, M. Aursand, G.Rorvik. // Materials Science and Engineering A. -2010. - No. 527. - Р. 6945-6955.

53. Josefsson,B. Phase transformation in the duplex steels and the relation between continuous cooling and isothermal heat treatment // B.Josefsson, J.O. Nilsson, A.Wilson // Duplex Stainless Steels'91. Les Edition de Physique. Les Ulis - France. -1991. - P. 67-78.

54. Zhilyaev, A.P. Using high-pressure torsion for metal processing: fundamentals and applications. / A.P. Zhilyaev, T.G. Langdon. // progress in Materials Science. - 2008. - No. 53. - P. 893-979.

55. Kolmorgen, R. Thermo-mechanical behavior of a duplex stainless steel. / R. Kolmorgen, H. Biermann// International Journal of Fatigue. - 2012.-No. 37.-Р.86-91.

56. Johansson, R.E. Corrosion fatigue and fatigue data for duplex stainless steels/ R.E. Johansson, H.L. Groth // Duplex Stainless Steels'91. Les Edition de Physique. Les Ulis - France. - 1991. - P. 283-293.

57. Escriba, D.M. Chi-phase precipitation in a duplex stainless steel / D.M. Escriba, E. Materna-Morris, R.L. Plaut, A.F. Padilha. //Materials Characterization. -2009. - No. 60. - Р.1214-1219

58. . Zhang, L. Effect of adding on the corrosion resistance of 2101 lean duplex stainless steel. / L. Zhang, Y. Jiang, B. Deng, W. Zhang, J. Xu, J. Li. // Materials Characterization. - 2009.-V. 60. - Р.1522-1528.

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

60. Martins, M. Effect of stress relief at 350 and 550 °C on the impact properties of duplex stainless steels. / M. Martins, S.M. Rossitti, M. Ritoni, L.C. Casteletti. // Materials Characterization. - 2007. - V. 58. - P. 909-916.

61. Fel'dgandler, E. G. Structural transformations in steel of the Kh21N5 type during aging. E. G. Fel'dgandler, L. Ya. Savkina, T. V. Egorshina // Metal Science and Heat Treatment. - 1968. - V. 10. - Issue 5. - Р. 354-356

62. Ustinovshikov, Y. Fe-rich portion of the Fe-Cr phase diagram: Electron microscopy study (Article) /Y. Ustinovschikov, B.Pushkarev // Journal of Materials Science. May 2002.- Issue 10.- V. 37.- P. 2031-2042.

63. Silva, M.R. The use of thermomagnetic analysis for detection and quantisation of 475°C embrittlement of duplex stainless steels/ M.R. da Silva, S.S.M. Tavares, D. Fruchart, S. Miraglia, J.M. Neto// Journal of Magnetism and Magnetic Materials.2001. V. 226-230.- P. 1103-1105.

64. Сагарадзе, В.В. Упрочнение и свойства аустенитных сталей: монография / В.В. Сагарадзе, А.И.Уваров - Екатеринбург: РИО УрО РАН. 2013. -720 с.

65. Уваров, А.И. Фазовые превращения и изменения механических свойств в аустнитных сталях на Fe-Mn основе, содержащих азот. / А.И. Уваров, Н.А. Терещенко, В.А. Шабашов, Т.М. Лапина // ФММ. - 1992. - № 7. - С. 108-119.

66. Bowen, J.R. Analysis of the billet deformation behavior in egual channel angular extrusion. / J.R.Bowen, A. Gholinia, S.M. Roberts, P.B. Prangnell. // Materials Science and Engineering A. - 2000. - No. 287. - Р. 87-99.

67. Zaera, R. A constitutive model for analyzing martensite formation in austenitic steels deforming al high strain rates. / R. Zaera, J.A. Rodriguez-Martinez, A.Casado, J. Fernandez-Saez, A. Rusinek, R.Pesci. // International Journal of Plasticity. - 2012. - No. 29. - Р.77-101.

68. Correa, E.C.S. Substructural evolution during cyclic torsion of drawn low carbon steel bars. / E.C.S.Correa, M.T.P.Aguilar, W.A. Monteiro,P.R. Cetlin. // Materials Science and Engineering A. - 2006. - No. 420. - Р. 286-290.

69. Bartali, A. El. Strain heterogeneities phases in a 2205 duplex stainless steel. Comparison between measures and Simulation. / A. El Bartali, P. Evrard, V. Aubin, S. Herenu,I. Alvarez-Armas, A.F. Armas and S. Degallaix-Moreuil // Procedia Engineering. - 2010. - No. 2. - Р. 2229-2237.

70. Фархутдинов, К.Г. Механические свойства и коррозионное поведение аустенитно-ферритной нержавеющей стали с субмикрокристаллической структурой / К.Г. Фархутдинов, Р.Г. Зарипова // Металлофизика. - 1993. - Т.15. -№ 2. - С. 23-30.

71. Fukaura, K. Tensile properties of microduplex stainless steel at low temperature / K. Fukaura, H. Izumi, H. Kawabe // Strength and fracture of materials. -1986. - V. 20. - No. 4. - P. 135-144.

72. Сокол, И.Я. Структура и коррозия металлов и сплавов: атлас / И.Я. Сокол, Е.А. Ульянин, Э.Г. Фельдгандлер и др. - М.: Металлургия, 1989. - 236 с.

73. Ларичева, Л.П. Пластичность, кинетика и сопротивление деформации нержавеющих сталей :автореф. дис. д-ра техн. наук / Ларичева Л. П. Новокузнецк. Сибирский металлургический институт. 1985. 22с.

74. Zhang, W. Effect of annealing temperature on transformation induced plasticity effect of lean duplex stainless steel. / W. Zhang, J. Hu // Materials Characterization. - 2013. - No. 79. - Р. 37-42.

75. Jiang, Z.L. Grain refinement of Cr25Ni5Mo1.5 duplex stainless steel by heat treatment. / Z.L. Jiang, X.Y. Chen, H. Huang, X.Y. Liu // Materials Science and Engineering A. - 2003. - No. 363. - Р. 263-267.

76. Meszaros, I. Complex magnetic and microstructural investigation of duplex stainless steel / I. Meszaros, P.J. Szabo. // NDT and E. International. - 2005. - No. 38. -Р. 517-521.

77. Sha, G. Strength, grain refinement and solute nanostructures of an Al-Mg-Si alloy (AA6060) processed by high-pressure torsion. / G. Sha, K. Tugcu, X.Z. Liao, P.W. Trimby, M.Y. Murashkin, R.Z. Valiev, S.P. Ringer. // Acta Materialia. - 2014. -No. 63.- Р. 169-179.

78. Ivanisenko, Yu. The mechanism of formation of nanostructure and dissolution of cementite in a pearlitic steel during high pressure torsion. / Yu. Ivanisenko, W. Lojkowski, R.Z. Valiev, H.-J. Fecht. //Acta Materialia. - 2003.- No. 51. - Р. 5555-5570.

79. Солнцев, Ю.П. Материаловедение: учебник для вузов / Ю.П. Солнцев, Е.И. Пряхин. - 4-е изд., перераб. и доп. - СПб: Химиздат, 2007. 784 с.

80. Солнцев Ю.П. Современные и перспективные стали для криогенной техники/ Ю.П. Солнцев// Перспективные материалы. 1998. -№3 - С.68-81.

81. Nemirovskii, Y.R. Structure of 03Kh14Ni10K5M2Yu2T steel after laser treatment / YR. Nemirovskii, M.S. Khadyev, LA Mal'tseva, T.V. Mal'tseva, A.L. Osintseva // Metal Science and Heat Treatment. - 2009. - V.51. - Issue: 5-6. - P. 297300. DOI: 10.1007/s 11041 -009-9158-0

82. Mal'tseva, L.A. Special Features of Hardening of Austenitic-ferritic steel after thermoplastic Treatment / L.A. Mal'tseva, A.A. Arkhangel'skaya, N.V. Kataeva, T.V. Mal'tseva, N.N. Ozerets // Metal Science and Heat Treatment. - 2010. - V.52. -Issue: 1-2. - P. 39-45. DOI: 10.1007/s11041-009-9158-0

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

84. Ботвина, Л.Р. Разрушение: кинетика, механизмы, общие закономерности / Л.Р. Ботвина - М.: Наука, 2008.-334 с.

85. Зубов, В.Я. Структура и свойства пружинной ленты / В.Я. Зубов, С.В. Грачев. - М. : Металлургия, 1964. - 224 с.

86. Тушинский, Л.И. Методы исследований материалов: структура, свойства и процессы нанесения неорганических покрытий / Л.И. Тушинский, А.В. Плохов, А.О. Токарев, В.И. Синдеев. - М.: Мир, 2004. - 384 с.

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

88. Горелик, С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ / С.С. Горелик, Ю.А. Скаков, Л.Н. Расторгуев. - 4-е изд. - М.: МИСИС, 2002. - 360 с.

89. Shelekhov, E.V. Programs for X-ray Analysis of Polycrystals / E.V. Shelekhov, T.A. Sviridova // Metal Science and Heat Treatment. - 2001. - V.42. - No.7.

- Р.309-313.

90. Уэндландт, Э. Методы термического анализа. / Э. Уэндландт.- М.: Мир. 1978. -540 с.

91. Lacoude, M. Comptes rendus hebdomadaires des Stances de rAcademie des sciences / M. Lacoude, C. Goux // 1964. - V. 259. - No. 5. - P. 1117-1120.

92. Банных, О.А. Прямое и обратное упругое последействие пружинной ленты из азотсодержащей стали Х21Г10Н7МБФ / О.А. Банных, С.В. Грачев, Л.А. Мальцева, В.М. Блинов, М.В. Костина, Н.Н. Озерец // МиТОМ. - 2006. № 1. - С. 8-11.

93. Грачев С.В. О структурном механизме релаксации напряжений в метастабильных сплавах // МиТОМ. - 2005. - №7. - С. 38-44.

94. Банных О.А. О влиянии режимов термопластической обработки на развитие микропластической деформации азотсодержащей стали Х21Г10Н7МБФ/ О.А. Банных, В.М. Блинов, М.В. Костина, С.В. Грачев, Л.А. Мальцева // МиТОМ.

- 2005. - № 2. - С. 3-6.

95. Горкунов, Э.С. Изменение магнитных свойств метастабильной аустенитной стали при упруго-пластическом деформировании/ Э.С. Горкунов, С.М. Задворкин, С.Ю.Митропольская// МиТОМ.-2009.-№9.- С.15-21.

96. Maltseva, L.A. Effect of the state of stress on the strain-induced martensite formation in 03Kh14N11K5M2YuT steel. / L.A. Mal'tseva, Y.N. Loginov, T.V. Maltseva, V.A. Sharapova, // Russian Metallurgy (Metally). - 2013. - V. 2013. - Issue 9.

- P. 706-711. DOI: 10.1134/S0036029513090097.

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

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

99. Конева, H.A. Физическая природа стадийности пластической деформации /Н.А. Конева, Э.В. Козлов // Известия вузов. Физика. -1990.- №2. -С.89-106.

100. Хоникомб, Р. Пластическая деформация металлов. Мир. Москва. 1972. 408 с.

101. Мальцева, Л.А. Роль кобальта в формировании структуры и физико-механических свойств метастабильных аустенитных сталей после различных упругопластическихдеформаций / Л.А. Мальцева, С.М. Задворкин, В.А. Шарапова, Н.Н. Озерец,Т.В. Мальцева, Л.С. Горулева // Деформация и разрушение материалов. - 2012. - № 5. - С. 23-31.

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

103. Козлов, Э.В., Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картины скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением/ Э.В.Козлов, Н.А. Попова, Н.Г. Григорьев, JI.H. Игнатенко и др. // Известия вузов. Физика. -1991. №3. - С. 112-128.

104. Конева, H.A. Перспективные материалы: Дислокационная структура и физические механизмы упрочнения./ Н.А. Конева, Э.В. Козлов// Учебное пособие. Под ред. Д. Л. Мерсона. ТГУ, МИСиС, 2006- 536 с.

105. Панин, В.Е. Структурные уровни деформации твердых тел/ В.Е. Панин, В.А. Лихачев, Ю.В. Гриняев. Новосибирск, Наука, 1985.-163 с.

106. Пикеринг, Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей; Пер. с англ. - М. : Металлургия, 1982. 183 с.

107. Бирман,С.Р. Экономнолегированные мартенситностареющие стали. -М. : Металлургия, 1974. 208 с.

108. Гольдштейн, М.И. Специальные стали./М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. Изд.2-е.перераб. и доп. М.:МИСИС.1999.-408с.

109. Effect of the state of stress on the strain-induced martensite formation in 03Kh14N11K5M2YuT steel / L.A. Maltseva, Y.N Loginov, T.V Maltseva, V.A..Sharapova, // Russian Metallurgy (Metally).2013. V.2013, Issue 9. P. 706-711 DOI: 10.1134/S0036029513090097.

110. Byun T.S. Temperature dependence of strain hardening and plastic instability behaviors in austenitic stainless steels./ T.S. Byun , N. Hashimoto, K. Farrell. // Acta Materialia V.52. 2004. P. 3889-3899. doi:10.1016/j.actamat.2004.05.003.

111. Noskova N.I. Plasticity and fracture of nanostructured materials / N.I. Noskova, A.V. Korznikov// Physics of Metals and Metallography. V.94, 2002.Р. S24-S29.

112. Stringfellow R.G. A constitutive model for transformation plasticity accompanying strain-induced martensitic transformations in metastable austenitic steels/. R.G.Stringfellow, D.M., Parks, G.B Olson.// Acta Metallurgica et Materialia. 1992. V. 40, Issue 7. P. 1703-1716.

113. Allison M. Beese. Effect of stress triaxiality and Lode angle on the kinetics of strain-induced austenite-to-martensite transformation./ Allison M. Beese, Dirk Mohr// Acta Materialia. 2011. V. 59. P. 2589-2600.

114. Симс , Ч. Жаропрочные сплавы: перевод с англ. / Ч. Симс, В. Хегель. М.: Металлургия, 1976. С. 568.

115. Валиев, Р.З./ Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией// Р.З. Валиев, И.В. Александров// М.: Логос.2000. -271 с.

116. Батаев А.А., Батаев В.А. Композиционные материалы: строение, получение, применение Новосибирск: изд.-во НГТУ, 2002. С.384

117. Пат. 3753694 A (USA). Production of composite metallic / F. Ansuini, F.Badia, Donald D Mac, 1973

118. Патент № 2542221 Российская Федерация, МПК С22С 47/08(02). Способ получения цилиндрической заготовки в виде прутка из металлического

армированного композиционного материала [Текст] / Левина А.В., Мальцева Л.А., Логинов Ю.Н., Мальцева Т.В., Тюшляева Д.С.; Заявитель и патентообладатель федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» (КЦ). - № 2013129193/02; заявл. 25.06.2013; опубл. 20.02.2015.Бюл. №5. - 6 с.

119. Мальцева, Л.А. Проволока из высокопрочных сталей для композиционных материалов с матрицей из алюминиевых сплавов /Л.А. Мальцева, А.В. Левина, Д.С. Тюшляева, М.П. Третникова, В.А. Мальцев // Известия ВУЗов. Цветная Металлургия. Спецвыпуск. 2015. С.

120. Мальцева, Л.А. Структура и прочностные свойства коррозионностойкой аустенитно-ферритной стали медицинского назначения /Л.А. Мальцева // Деформация и разрушение материалов. №1. 2010. С. 1-7.

ПРИЛОЖЕНИЕ I ИССЛЕДОВАНИЕ СВОЙСТВ И РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ТОНЧАЙШЕЙ ПРОВОЛОКИ ИЗ АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНОЙ СТАЛИ 03Х14Н10К5М2Ю2Т

Целью настоящей работы является разработка технологии получения высокопрочной проволоки тонких и наитончайших сечений из стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т, предназначенной для изготовления медицинского инструмента.

В рамках проведенного исследования были отработаны режимы термопластической обработки метастабильной аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т, проведена оценка технологической пластичности исследуемой стали и определена оптимальная суммарная деформация волочением равная е = 3,2, позволяющая получить высокий комплекс физико-механических свойств при сохранении достаточно высокого уровня пластических свойств. На исследованной аустенитно-ферритной стали была опробована технология получения высокопрочной проволоки (ав > 2500 МПа, диам. 0,10 мм) с применением высокой суммарной пластической деформации волочением (е = 2,99), которая позволила существенно сократить число промежуточных отжигов.

Для изготовления проволоки диаметром 0,15 мм с заданным уровнем свойств было опробовано несколько технологических схем.

Ниже приведена технологическая схема выбранного варианта, по которому была изготовлена опытная партия высокопрочной проволоки для медицинского инструмента, которая успешно прошла опробование в ООО «Медтехника» г. Казань.

ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОСТЬ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ОПЕРАЦИЙ

1. Термообработка катанки диам. 6,0 мм в проходных печах по режиму:

Температура нагрева =1050 С, скорость ~ 2 м/мин., охлаждение в воде. Механические свойства после термической обработки: ав не более 950 МПа, 5 не менее 15%.

2. Щелочно-кислотное травление катанки ( по ТИ 173.МР. ПР -90 -81 для сталей 11 группы).

3. Подготовка поверхности проволоки к волочению.

4. Волочение проволоки на диам. 2,20 мм.

5. Термообработка в проходных печах по режиму: Т нагрева =1050° С, скорость ~ 5 м/мин., охлаждение в воде.

6. Подготовка поверхности проволоки к волочению.

Волочение на окончательный диаметр проволоки. Механические свойства проволоки на диам. 0,15 мм составляют не менее 2300 МПа, а на диам.0,10мм не менее 2500 МПа при разрыве с узлом Рузл > 50%. (Разрыв с узлом - отношение разрывного усилия при испытании проволоки с узлом к разрывному усилию при испытании этой же проволоки без узла - служит мерой пластичности проволоки тонких сечений (< 0,7мм).

7. Оценка технологической пластичности аустенитно-ферритной стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т при изготовлении проволоки определила максимально возможную суммарную деформацию волочением без потери пластических свойств, равную е = 3,2.

Для изготовления из стали 03Х14Н10К5М2Ю2Т проволоки диаметром 3,0 мм с заданным уровнем свойств, предназначенной для изготовления пружин была разработана и опробована следующая технология:

1. Термообработка катанки диам. 8,0 мм в проходных печах по режиму: Температура нагрева =1050 °С, скорость ~ 2 м/мин., охлаждение в воде. Механические свойства после термической обработки: ав не более 950 МПа, 5 не менее 15%.

2. Щелочно-кислотное травление катанки ( по ТИ 173.МР. ПР -90 -81 для сталей 11 группы).

3. Подготовка поверхности проволоки к волочению.

4. Волочение проволоки на диам.3,0 мм.

5. Термообработка в проходных печах по режиму: Т нагрева =1050° С, скорость ~ 5 м/мин., охлаждение в воде.

6. Подготовка поверхности проволоки к волочению.

7. Волочение на окончательный диаметр проволоки. Механические свойства проволоки на диам. 2,2 мм составляют порядка 1750 МПа.

8. Холодная навивка пружины на автоматах.

9. Заточка концов.

10. Старение готового изделия при температуре 480..500° С, в течение

получаса.

Генеральный директор к.т.н.

Щербаков В.Д,

ПРИЛОЖЕНИЕ II

ПЕРСПЕКТИВНОСТЬ ПРИМЕНЕНИЯ ПРОВОЛОКИ ИЗ АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ В КАЧЕСТВЕ УПРОЧНИТЕЛЕЙ ДЛЯ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ С МАТРИЦЕЙ ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Исследован комплекс механических свойств проволоки из аустенитно-ферритной стали при пластической деформации и старении с пределом прочности ~ 2500 МПа, сохраняющимся после кратковременного (несколько минут) нагрева до 550 °С с целью изучения поведения проволоки из указанных сталей в качестве волокон для композиционных материалов.

Значительный интерес к армированию волокнами металлов и сплавов объясняется их потенциально высокой конструктивной эффективностью, большой величиной удельной прочности и жесткости, а также сопротивлением усталостному разрушению. Одним из наиболее экономичных типов упрочняющих волокон в композиционных материалах является металлическая проволока. По сравнению с другими волокнами металлическая проволока более технологична. Производство металлической проволоки представляет собой хорошо отлаженный технологический процесс и достаточно подробно описан в главе 4. Получают ее методом волочения. С помощью текстильных методов проволока тонких сечений может быть переработана в сетки, используемые для упрочнения композиционных материалов [116]. Проволока может быть также переработана на дискретные волокна (сечку), предназначенные для получения литых композиционных материалов. Один из оригинальных способов введения дискретных волокон в тигель с расплавленным металлом, находящимся в печи приведен в работе [117]. Положительной особенностью высокопрочных материалов, вводимых в композит методами жидкофазных технологий (наряду с другими особенностями) является их теплостойкость. Использование жидкофазных технологий для получения подобных композиций предполагает

кратковременный нагрев проволоки из данной стали до температур 550-580°С. Поэтому для упрочнения композиционных материалов часто используется проволока из теплостойких коррозионно-стойких сталей. В проведенном нами исследовании была выбрана исследуемая марка практически безуглеродистой коррозионно-стойкой стали аустенитно-ферритного класса, обладающая высокой технологичностью, пластичностью и сохраняющая высокие прочностные свойства при кратковременной нагреве до 550- 600°С .

Это обстоятельство позволило ожидать, что волокна из исследуемых сталей можно будет вводить в матрицу из алюминиевых сплавов без существенной потери прочности. Свойства композиционных материалов в основном зависят от физико-механических свойств компонентов и прочности связи между ними. Данная проволока успешно опробована при изготовлении композиций из сплавов на алюминиевой основе [118]. В работе [119] исследовали процессы, протекающие в исследуемой стали при деформации и старении, изучение механических и физических свойств при холодной пластической деформации и последующем старении.

ПРИЛОЖЕНИЕ III

РОССИЙСКАЯ Ф£ДЕРЛ ЦИЯ

<19]

ки(м) 2 430 187"* С1

аз>

(Л) мл к

С22С 38Я2 (2йОЙ.01)

® ЁДЕРЛЛЬНАЯ СЛУЖБА ло иатвллАКТУАЛЬНОЙ СОБСГГН Ь: ШОСЩ. ПАТЕНТАМ И ТОВАРНЫМ ЗНАКАМ

ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ К ПАТ

(21*21) Змькаг 2ОатЭ4|20«г. IJ.O3.2OI0

(24) Дата нцчма ипсчста срока действия пнтеиха: 13.М.ЗОЮ

Приоритеты:):

(22) Дйтжпщиччэаяий: I3.3S.2CI 10

(45) Слабли кована. 17^.3011 Бил. К} 21

(56) Список документов, цитированных в отчета о Минске: № ЗЗЙ777 С1,27.СНДОМ. Ки 72697 Ш, 27-0*2008 ¿и 114*892 07.04.1SS5.1Р 10140236 А, 26.01,1938.1Р 20М'25С7аз А, ВД-09,2ЙК. 45 2ДИЗ(ИМ6 А1, 11.[2.2003. ЕР 1233130 А1, I7.07.2DD2.

Адрес лп* пррспнсщн:

(ЙООР2, г. Екатеринбург, ул. Мира, 13, УрФУ. Ценгр иыкмпвпуапьййй собственности, Т.Й. Маркс

ЕНТУ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

(72) Аетср(ы);

Мальцем Людмила Алексеевна (НЩ

1И{фа|л>вэ Налснгнна АтгагацЕсниа Мальцена Татьяна Викторивна {НЦ), Оэирец Наталья Николаевна (Ли), Лсадна Анна Владимировнами), Цапли на Елена МнтаЯловла (МЛ

(73> Патентообладатель^):

Федерал е.ши пссуддрствснное автономное образовательное \чрездэсние высшйгй

лрефсссно^льного сбпа-шллшгг "Уральский фвдфиьлыН гнимрситет ннсии первого П^ццкита России Е,Л,

Сич

71 С

ю п сд о

—к он

(54) КОРРОЗИОННО-СТОЙКАЯ ЛУСГЕНИГНАЯ СТАЛЬ

(57] <*>орлула изобретен ей Коррозионно-стойкая ауегенитиая сталь,содержащая углерод, хром, ник-гль, титан и железо, отличающаяся тем, что саадополнительно содержит Молибден, алюминий, кобальт, пахтан или кальций при следующем соотношении компонентой, мае.«:

УГЛЦНШ

хрон 1пл

1НТЧ11

гобольт

.¡лндоиип

1ЛИ-ЯД! в-15 10-]»

30 ЩЗ №,5-1.0

П»ИП<11 мпм К^В^Й ОГС^.. 1.11 ЧеТВПЫюг

РОССИЙСКАЯ ФЕДЕРАЦИЯ

(19;. RU(II,

(51) МПК

С22С ЗЯГ52 <2006.01) С22С МУО <2006.01)

2 522 914 '3 С1

ФЕДЕРАЛЬНАЯ СЛУЖБА ПО ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ СОБСТВЕННОСТИ

'"- ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ К ПАТЕНТУ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

(211(22) Заявка: 2013108764/02. 27.02.2013

(24) Дата начала отсчета срока действия патента: 27.02.2013

Приоритеты):

(22) Дата подачи заявки: 27.02 2013

(45) Опубликовано: 20.07.2014 Бюд.№ 20

(56) Сткок документов. цитированных в отчете о поиске: JP 54-127823 А. 04 10.1979 RU 2352680 CI, 20.04.2009 RU 2270268 С 1,20.022006. RU 2449046 С1, 27.04.2012. ЕР 1061151 В1. 02.05 2003. FR 2567911 Al, 24.01 1986

Адрес для переписки:

620002. г Екатеринбург, уд. Мира. 19, УрФУ, центр интеллектуальной собственности. Маркс Татьяне Владимировне

(72) Лвюр1ы):

Мальцева Людмила Алексеевна (Ки>, Мальцева Татьяна Викторовна Я и). Левина Анна Владимировна (ЯЩ Шарапова Валентина Анатольевна (ЯЬ'), Трстнлкова Мария Павловна (ЯШ

(73) Патентообладателей): Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования 'Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б Н Ельцина" (ИЦ)

73 С

N) (Л Ю К»

со

О

(54) АУСТЕНИТНО-ФЕРРИТНАЯ СТАЛЬ С ВЫСОКОЙ ПРОЧНОСТЬЮ

(57) Формула изобретения Коррозионно-стойкая аустенитно-ферритная сталь, содержащая углерод, хром, никель, титан и железо, отличающаяся тем. что она дополнительно содержи г молибден, алюминий, лантан, иттрий и кобальт при следующем соотношении компонентов, мас.%:

\ f nupti.l S<LD3

Храм К-№

Н)ИС£ЛЬ 6-12

МодиЛдеи 1.0-5Л

Тмтш 4)3

Кобальт 11.«

Алюминий 1.0-5.0

Л-1НГДЛ и нпрнй <«Л5

Железо остальжх

ГООТШИЁКОЖАШ ФВДИРАЩШШ

РОССИЙСКАЯ ФЕДЫ'ЛЦИЯ

(19)

RU

си >

2 542 221 L3} C2

CM

О

CM CM CM

Lf>

CM

(SI) M ПК

C22C 47,m (3006.01) C22C 47Ш (3006.01)

федеральная служьа по интеллектуальной ООЕСТИЕННОСТЙ

( ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ 1С ПАТЕНТУ

{21Н--) 'Заявка: 2013129193/02, 25.06.2013

(34} Дата начала отсчет* срока лействня патента: 25.06.2013

Приоритетны):

(22) Дэтз пода« заявки: 25.06.2013

(43) Дата публикации заявки: 27.12.2011 Екыт.-НЁ 16

(45) Опубликовано: 20.02.2015

(56) Спшок документов, цитирован ни 1 в отчете о поиске: US461T979AU21.10.15W6.de 43002БЗ А1Г 14.07.1994.1/5 634 6132 В1, 12.02.2002. ^О 2012123686 А 1, 20.09.2012. НИ 2115754 С1, 20.07.199В

Адрес,тля переписки:

6ЗОНЕ. г.Еаатеринбург, ул. Мира. 19. УрФУ, центр интеллектуальной собственности, Маркс Татьяне Цладкмирозне

(72) Авгор(ьи:

Логинов Юрнй Я иколасвич у RU). M альпева Л Еоцмнла Алексеевна CRU), Мальцева ТатынаВикторовна iRL-1. Левина Анна Влалзмнровна ;RUi. Твошллеэа Дары Сергеевна (RU)

{73} Патентюоблалатель(н):

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уральский федеральный университет нменн первого Президента России ЬН. Ельцина' (RU)

(54) СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ЦИЛИНДРИЧЕСКОЙ ЗАГОТОВКИ В ВИДЕ ПРУТКА ИЗ МЕТАЛЛИЧЕСКОГО АРМИРОВАННОГО КОМПОЗИЦИОННО ГО МАТЕРИАЛА

(57) Реферат:

И:мн5ретение относится к области металлургии, а именно к методам получении заготовок гнпа прутков н.з композиционных материалов лмгсЯнымм щвчшпин. Способ шппкг размещение е иилиндри'кской емкости проволоки из упрочняющего металлического материала, ржшпалле«*; металла матрицы, заполнение емкости расплавленным металлом матрицы н его кристаллизацию, при этом проволоке лз упрочняющего материала сообщают форму спирали с неприлегающими

7J С

К) Oi и

К) КЗ КЗ

О

M

друт к другу виткам н. емкость выполняют в виде трубки, запазнение емкости расплавленным металлом осуществляют путем его всасывания прн температуре старении упрочняющего металлического материала, а после заполнения емкости обеспечивают выдержку, достаточную для завершения процесса старения. Технический результат заклкасается в достижении упрочнения композиционного материала в тангенциальном направлении. 1 нд.г 3 пр.

э а: