Содержание к диссертации
Введение
1 Стали аустенитного класса 8
1.1 Особенности легирования коррозионностойких аустенитных сталей 8
1.2 Механизмы упрочнения аустенитных сталей 16
1.3 Коррозионностойкие стали аустенитного класса 18
1.3.1 Стабильные аустенитные стали 19
1.3.2 Нестабильные аустенитные стали 21
1.4 Аустенитные стали, содержащие азот 25
1.5 Аустенитные стали с карбидным и интерметаллидным упрочнением 29
1.6 Постановка задачи исследования 35
2 Материал и методы исследования 38
3 Структура, фазовый состав и свойства безуглеродистой аустенитнои стали 03Х13Н10К5М2ЮТ ..49
3.1 Выбор температурных режимов закалки 50
3.2 Влияние пластической деформации на структуру и свойства стали .64
3.3 Влияние нагружения на изменение механических свойств исследуемой стали 80
3.4 Влияние последеформационного старения на структуру и свойства..85
4 Влияние лазерной обработки на фазовый состав и механические свойства исследуемой стали 95
5 Изготовление опытной партии проволоки и медицинского инструмента из аустенитнои стали 03X1ЗН10К5М2ЮТ 98
5.1 Коррозионная стойкость исследуемой аустенитной стали 03Х13Н10К5М2ЮТ 99
Заключение 104
Библиографический список 106
Приложение
- Механизмы упрочнения аустенитных сталей
- Аустенитные стали с карбидным и интерметаллидным упрочнением
- Влияние пластической деформации на структуру и свойства стали
- Влияние лазерной обработки на фазовый состав и механические свойства исследуемой стали
Введение к работе
Создание новой техники и передовой технологии непосредственно связано с развитием и качественным улучшением свойств и служебных характеристик материалов. Среди них особое место занимают стали и сплавы для пружин, упругих элементов и медицинского инструмента. Специфические условия работы большинства упругих элементов, а также стержневого медицинского инструмента требуют применения сталей и сплавов с высоким уровнем прочностных и упругих свойств, достаточной пластичностью и повышенной коррозионной стойкостью.
Основой при разработке коррозионностойких сталей является система Fe-Cr, которую для обеспечения требуемого комплекса свойств дополнительно легируют такими элементами, как Ni, N, Mo, Ті и др.
Для изготовления упругих элементов, пружин и стержневого медицинского инструмента, обладающих рядом специальных свойств (теплостойкость, сопротивление коррозии) широкое применение получили стали аустенитного класса. Особенность этих сталей состоит в том, что они сочетают высокую прочность и повышенную релаксационную стойкость в различном диапазоне температур. Большое значение имеет достаточно хорошая технологичность указанных сталей, позволяющая использовать для их упрочнения термомеханическую обработку с большими суммарными степенями обжатия. В качестве материала для упругих элементов и мединструмента используют коррозионностойкие хромоникелевые аустенитные стали типа 18-8, а также стали мартенситного класса 30X13, 40X13. Однако, несмотря на известные достоинства, указанные стали уже не могут в полной мере соответствовать растущим требованиям, предъявляемым к медицинскому инструменту. Они имеют недостаточно высокий уровень механических свойств и коррозионной стойкости, а также имеют недостаточную технологичность, особенно при изготовлении проволоки тонких и тончайших сечений. В связи с этим представляется актуальным решение задачи по разработке составов и технологии термомеханической обработки высокопрочной коррозионностойкой безуглеродистой алюминийсодержащей метастабильной аустенитной стали на Fe-Cr-Ni основе, обладающей высокой пластичностью и технологичностью, что позволило бы сократить число технологических переделов и получить в структуре деформированной стали мартенсит деформации. Дополнительное повышение прочностных свойств может быть достигнуто в результате последующего старения. Актуальной задачей исследования является также разработка поверхностного упрочнения, значительно повышающего твердость и износостойкость инструмента закаленной стали.
Целью настоящей работы является изучение влияния термомеханической обработки на фазовый состав, структуру и физико-механические свойства коррозионностойкой высокопрочной аустенитной стали 03Х13Ш0К5М2ЮТ, а также разработка технологических режимов обработки данной стали, применительно к стержневому медицинскому инструменту и упругим элементам.
Научная новизна работы заключается в том, что в ней исследованы фазовые превращения и структурообразование разработанной стали в широком интервале температур. Показано, что достижение высокопрочного состояния в данной стали осуществляется за счет различных механизмов:
• собственно пластической деформации, как скольжением, так и микродвойникованием;
• влияние ТРИП эффекта, позволяющего применять высокие суммарные
степени деформации и, как следствие этого, получать измельченную кристаллическую структуру мартенсита деформации до нанокристаллического уровня;
• после деформационного старения с выделением интерметаллидных фаз из ОЦК-фазы. Определено, что фазой ответственной за упрочнение при старении является NiAl.
Установлено, что лазерная обработка с оплавлением приводит к существенному увеличению твердости поверхностного слоя вследствие образования 8-феррита, с имеющейся в нем упорядоченной интерметаллидной фазой NiAl.
Практическая значимость настоящей работы связана с разработкой технологии получения высокопрочной проволоки из безуглеродистой метастабильной аустенитной стали, которая позволила существенно сократить число технологических переделов, а также повысить служебные характеристики упругих элементов, работающих в широком интервале температур и качество стержневого медицинского инструмента для микрохирургии. Полученный из исследуемой стали медицинский микроинструмент позволит избавиться от импортных поставок и перейти на более дешевый отечественный инструмент, имеющий не только меньшую стоимость, но и более высокие технологические и функциональные свойства.
Апробация работы. Основные положения диссертационной работы доложены на 14 международных, 5 всероссийских научно-технических конференциях, семинарах и школах, в их числе:
• 4-я международная научная конференция «Прочность и разрушение материалов и конструкций (Москва, 2005);
• X международный семинар «Нанотехнология и физика функциональных нанокристаллических материалов. ДСМСМС-2005 (Екатеринбург, 2005);
• III международная научно-техническая конференция «Новые материалы, неразрушающий контроль и наукоемкие технологии в машиностроении» (Тюмень, 2005);
• II международная школа «Физическое материаловедение». XVIII Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Тольятти, 2006); • XVI международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2006);
• Четвертая международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов» посвященной памяти академика Г.В. Курдюмова» (Черноголовка, 2006);
• Международная молодежная научная конференция «XIV Туполевские чтения» (Казань, 2006);
• VII и VIII международная научно-техническая конференция «Уральская школа-семинар металловедов - молодых ученых» (Екатеринбург, 2006,2007);
• XVII Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 90-летию со дня рождения профессора А.Н. Орлова (Санкт-Петербург, 2007);
• III международная школа «Физическое материаловедение». «Наноматериалы технического и медицинского назначения» (Тольятти, 2007);
• XIX Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», посвященная 100-летию со дня рождения академика В.Д. Садовского (Екатеринбург, 2008);
• XVII Российская научно-техническая конференция с международным участием «Неразрушающий контроль и диагностика» (Екатеринбург, 2005);
• Всероссийская научная конференция молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации» (Новосибирск, 2006);
• Ш-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (Москва: МИСиС, 2006);
• Всероссийская научно-техническая конференция «Наука - производство -технологии - экология» (Киров, 2006);
• IV Российская научно-техническая конференция «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2007). Публикации. По теме диссертационной работы опубликована 31 научная работа, из них: 3 - статьи в ведущих рецензируемых журналах по перечню ВАК; 13 — статьи в сборниках научных трудов; 15 - работы, опубликованные в сборниках докладов и тезисов международных и всероссийских конференций.
Объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и приложения. Работа изложена на 117 страницах, содержит 46 рисунков, 6 таблиц и библиографический список из 109 источников.
Механизмы упрочнения аустенитных сталей
В аустенитных сталях требуемые свойства могут быть обеспечены термической обработкой (закалкой и старением) либо термомеханическим упрочнением, включающим деформацию закаленной стали и последующее старение. В первом случае положительный эффект достигается использованием стареющих сплавов, склонных к эффективному дисперсионному твердению за счет выделения избыточных фаз: карбидных, интерметаллидных или карбидно-интерметаллидных [20,21]. Поскольку интенсивность упрочнения при старении зависит от объемной доли выделяющихся фаз, то такие стали должны иметь либо повышенное содержание углерода, либо достаточную концентрацию легирующих элементов.
В аустенитных сталях, упрочняемых термомеханической обработкой, требуемые значения прочности могут быть получены деформационным наклепом (стали типа 18-8, 13Х18Н10ГЗС2М2). Необходимым условием при этом является хорошая технологическая пластичность сталей, позволяющая использовать большие суммарные деформации. Дополнительное повышение прочностных свойств может быть достигнуто в результате последующего старения [22,23].
В настоящее время относительно механизма деформационного упрочнения нестабильных аустенитных сталей существуют различные мнения. Однако большинство исследователей единодушны в том, что при обсуждении причин этого явления необходимо учитывать совокупное и сложное воздействие различных факторов. Среди них в первую очередь выделяют деформационный наклеп [24-27], причем не только исходной фазы (аустенита), но и вновь образующейся (мартенсита) [28-29]. Особенно важна роль полиморфного превращения [22,30-35]. Оно протекает по бездиффузионному механизму и приводит к формированию гетерофазной структуры в результате появления в аустенитной матрице высокодисперсных кристаллов мартенсита (а или є, либо обеих фаз одновременно), способных «наследовать» дефекты аустенита [36,37]. При этом отмечается тесная зависимость между уровнем упрочненного состояния нестабильных аустенитных сталей и объемной долей возникающего мартенсита деформации [15].
Повышение прочности нестабильных аустенитных сталей, прежде всего, вызывается усилением дефектности структуры у-твердого раствора. Это происходит при развитии пластического деформирования путем скольжения и механического двойникования. Определенный вклад в изменение свойств деформированных сталей вносит динамическое деформационное старение, сопровождающееся частичным распадом неравновесных твердых растворов (у- и а-фаз). Несомненно, благоприятное влияние на эффективность упрочнения при волочении оказывает и развивающееся мартенситное превращение. Причем его роль может заключаться не только в облегчении протекания пластической деформации (и вследствие этого устранении локальных пиковых напряжений), но и в непосредственном участии в структурном . упрочнении благодаря образованию дисперсных кристаллов мартенсита [31].
При обсуждении причин упрочнения нестабильных аустенитных сталей в условиях последеформационного старения необходимо считаться с реальной возможностью развития различных структурных превращений, способных воздействовать на изменение их свойств. Структурные процессы усложняются наличием двух неравновесных и высокодефектных твердых растворов - аустенита и мартенсита. Существенное влияние мартенсита на упрочнение при отпуске обусловлено тем, что эта фаза является менее термодинамически устойчивой. В ней активнее протекают диффузионные процессы, приводящие к образованию сегрегации и последующему выделению карбидных и интерметаллидных частиц. Кроме того, на стадии предвыделения определенный вклад в упрочнение может вносить концентрационное расслоение по хрому а-твердого раствора.
Таким образом, имеющиеся данные позволяют сделать следующий вывод [15]. Наличие мартенсита оказывается эффективным для получения в нестабильных аустенитных сталях высокопрочного состояния не только за счет использования пластического деформирования, но и, главным образом, вследствие осуществления последующей термообработки — старения. Вместе с тем следует указать и на возможность негативного воздействия мартенсита деформации. Это проявляется в снижении пластических свойств и развитии особого вида хрупкого разрушения некоторых сталей путем механического расслоения при испытании на скручивание [38].
При анализе причин термомеханического упрочнения важно также учитывать влияние структурного состояния аустенита, поскольку деформационный наклеп и деформационное старение последнего могут вносить существенный вклад в общее изменение свойств аустенитных сталей.
Аустенитные стали с карбидным и интерметаллидным упрочнением
Процессы деформационно-термического упрочнения аустенитных сталей, включающие сочетание предварительного деформирования и старения, обеспечивают дополнительное повышение прочностных свойств за счет увеличения объемной доли и изменения характера распределения выделений в связи с соответствующим изменением дислокационной структуры деформированной стали [54]. Для Cr-Ni аустенитных сталей предварительное деформирование при 20 С способствует выделению карбидов (Cr, Fe)23C6 и ТІС при более низких температурах старения. Дополнительное легирование ниобием, титаном, ванадием, алюминием, молибденом, кобальтом и другими элементами, способствующими понижению энергии дефектов упаковки, изменяет фазовый состав выделений в сталях за счет образования интерметаллидных фаз типа Fe2Nb, Ni3Ti, NiAl, Ni3Al и др.
Стали с карбидным упрочнением Стали с карбидным упрочнением предназначены для работы при температурах 650..750 С и довольно высоких уровнях напряжений. Карбидообразующие элементы V, Nb, W, Mo связывают часть углерода в специальные карбиды, а также упрочняют аустенитную матрицу. Упрочняющими карбидными фазами в аустенитных сталях в основном являются карбиды ванадия и ниобия (VC, NbC), а также карбиды хрома (типа Ме2зСб и Ме7Сз). Последние обычно растворяют в себе другие элементы (Fe, W, Mo и др.), поэтому состав этих карбидов изменяется в зависимости от легирования стали и режима термической обработки [5,75].
Карбиды ванадия выделяются при старении в высокодисперсном состоянии и обеспечивают значительную долю упрочнения аустенитных сталей. Специальные карбиды типа МеС в процессах старения практически не участвуют, так как имеют высокие температуры растворения при аустенитизации, карбиды и карбонитриды ниобия начинают растворяться только после нагрева свыше 1250 С, а в основном присутствуют в сталях в виде первичных выделений. Положительная роль этих фаз заключается в том, что они препятствуют росту аустенитного зерна при нагреве и, в частности, образованию разнозернистости.
Чем сложнее карбидные фазы по составу, чем легированнее аустенит стали, тем больше эффект упрочнения при старении и медленнее развиваются процессы разупрочнения. При низкотемпературном старении легированного аустенита с выделением дисперсных фаз возникает состояние очень сильного упрочнения и одновременно падает пластичность, увеличивается чувствительность к хрупкому разрушению. Например, сталь 40Х12Н8Г8МФБ после низкотемпературного старения приобретает высокую твердость, но чувствительна к надрезу, поэтому для этой стали применяется двойное старение: 660 С (16 ч) и 800 С (16 ч). Старение при повышенной температуре способствует снятию части напряжений, возникающих при низкотемпературном старении, частичной коагуляции карбидных фаз [3].
Стали с интерметаллидным упрочнением Легирование хромоникелевых сталей преследует цель создания высоколегированного железоникелевого аустенита, обладающего склонностью к распаду при старении, и образования фаз-упрочнителей -интерметаллидных фаз типа у - (Ni, Fe)3(Ti, А1) и фаз Лавеса (Fe2Mo, Fe2W, Fe(Mo, \У))идр. [5].
Соединения типа АзВ представляют собой выделения упорядоченных г.ц.к. (у ), о.ц.т. (у") и г.п.у. (л) фаз из аустенитных матриц. Выделение этих фаз представляет собой одно из наиболее благоприятных явлений, так как оно позволяет достигать значительного упрочнения, стабильного при высоких температурах без заметного охрупчивания сплавов. Обычно в никелевых жаропрочных сплавах основная упрочняющая у -фаза представляет собой соединение на основе Ni3Al. В этой фазе могут растворяться в значительных количествах различные легирующие элементы, у -фаза является упорядоченной, причем дальний порядок сохраняется почти до температуры плавления (1385 С). Уникальным свойством у -фазы является увеличение прочности с повышением температуры в широком интервале температур: для нелегированной фазы до 800 С, а для легированной - еще выше. Благоприятное влияние АзВ фаз на свойства сталей и сплавов связывают с их высокой пластичностью, когерентной связью с основным твердым раствором и высокой стабильностью при повышенных температурах [5].
Фазы Лавеса (Fe2Al, Zr2Al, Fe2Mo, Co2Ti, Ni2Ta, (Fe,Si)2Mo, Fe2(Ni,Nb) и др.) обычно имеют кубическую или гексагональную структуру. Они могут образовываться компонентами, расположенными в любом месте периодической системы. Исследование большого числа фаз Лавеса показало, что основным фактором, определяющим их образование, является соотношение атомных размеров компонентов. Их присутствие часто сопровождается охрупчиванием при комнатной температуре, но менее опасно при повышенных температурах. Более того, во многих теплостойких и жаропрочных сплавах удается использовать фазы Лавеса для упрочнения без существенного снижения вязкости и хрупкой прочности [5].
Фаза Лавеса А,і в жаропрочных сталях мартенситного класса является тем интерметаллидом, образование которого планируется при выборе химического состава. Стали специально легируют на пределе растворимости твердого раствора по молибдену и вольфраму, чтобы выделение частиц фазы Лавеса при температурах эксплуатации компенсировало разупрочнение мартенсита, обусловленное эволюцией дислокационной структуры в процессе ползучести. В хромоникелевых сталях дисперсные частицы фазы Лавеса выделяются при длительном старении в интервале температур 500-600 С. Располагаясь в объеме зерна, они незначительно снижают ударную вязкость, в то же время, повышая уровень прочности [76].
Электронные соединения или фазы Юм-Розери имеют характерные для металлических элементов структуры типа о.ц.к., г.ц.к., г.п.у. В этих соединениях структура образующихся фаз в основном определяется электронной концентрацией, т.е. отношением числа валентных электронов к числу атомов в элементарной ячейке. При образовании этих соединений металлы переходных групп обнаруживают переменную валентность, что обусловлено перекрытием d- и s-уровней. При отношении числа валентных электронов к числу атомов в решетке, равном 3/2, интерметаллидные соединения образуют (3-фазы с о.ц.к. структурой или со сложной кубической решеткой. К ним относятся, например, алюминиды переходных металлов - FeAl, CoAl и NiAl и сплавы на их основе. Свойства интерметаллидов этого типа можно проиллюстрировать на примере моноалюминида никеля и твердых растворов на его основе. Моноалюминид никеля NiAl характеризуется высокой температурой плавления (1638 С), большой теплотой образования, высокой энергией упорядочения. Кристаллы обладают сильной анизотропией свойств и весьма хрупки. Никельалюминиевые Р-сплавы обладают высокими характеристиками прочности при повышенных температурах (до 900-1000 С), высокой стойкостью против окисления и газовой коррозии, малой диффузионной подвижностью атомов в решетке, обеспечивающей стабильность структуры до высоких температур. Эти свойства позволяют использовать данные соединения в качестве жаропрочных и жаростойких материалов и покрытий.
Увеличение степени легированности сталей с целью улучшения комплекса механических свойств не всегда приводит к положительным результатам, так в сталях легированных повышенным содержанием таких элементов как Мо и Сг в зависимости от температуры нагрева под закалку в структуре может появиться %-фаза или R-фаза, а при старении - ст-фаза. По данным работ [5,77] образование в сложнолегированных сталях системы Fe-Cr-Ni интерметаллидов %-фазы и R-фазы отрицательно сказывается на свойствах сплавов, поэтому при разработке новых сплавов проводят исследования, чтобы исключить или ограничить возможность их образования в процессе производства.
Влияние пластической деформации на структуру и свойства стали
В данной главе систематизируются результаты структурных исследований метастабильной аустенитной стали 03Х13Н10К5М2ЮТ, выполненных в комплексе с изучением механических свойств и фазового состава. Рассматриваются возможные механизмы упрочнения и пластической деформации. Обсуждаются механизмы структурных превращений, ответственных за высокую пластичность исследуемой стали с метастабильным аустенитом.
Основную партию металла протянули со степенью обжатия е = 2,32, на которой определяли основные механические свойства проволоки после деформации. Кроме того, определяли механические свойства проволоки деформированной с различными степенями обжатия и состаренной при 500 С в течение 1 ч. Увеличение степени холодной пластической деформации до е = 2,32 позволило получить высокие значения прочности (ав= 1500 МПа), при этом прирост прочности составил 960 МПа (рисунок 3.16, а, б), а также твердости (425 HV), при этом прирост твердости составил 280 HV (рисунок 3.17).
Как показали данные рентгеноструктурного анализа (рисунок 3.16, в) аустенит при холодной пластической деформации претерпевает мартенситное превращение и при деформации е = 2,32 количество мартенсита составляет « 90 %.
Интенсивность мартенситообразования в исследуемой стали изучали как методами рентгеноструктурного анализа, так и магнитометрическим методом. Появление мартенсита деформации наблюдали при достаточно большой деформации «41%. При дальнейшем волочении количество мартенсита неуклонно возрастает.
Для выяснения влияния величины деформации на структуру исследуемой стали были проведены микроструктурные исследования деформированных проволочных образцов. Микроструктура имеет вид типичный для большинства аустенитных коррозионностойких сталей, подвергнутых деформации волочением. При умеренных обжатиях (15..30 %) в отдельных зернах появляются полосы скольжения, а при большей деформации происходит изменение формы зерен - из равноосных они все более становятся волокнистыми, вытянутыми вдоль оси волочения (рисунок 3.18).
В процессе холодного волочения исследуемой стали формируется аксиальная текстура. В аустенитнои матрице возникает основная ориентировка по направлению 111 , которая дополняется второй компонентой типа 100 , параллельной оси проволоки. Подобная ориентировка является типичной для металлов и сплавов с ГЦК решеткой, имеющей пониженную энергию дефектов упаковки [92]. При значительной деформации (когда объемная доля мартенсита в структуре становится заметной) удается, кроме того, зафиксировать преимущественную ориентировку кристаллов а-твердого раствора по направлению 110 [93]. Кроме того, волочение исследуемой стали сопровождается заметным возрастанием микроискажений в у-фазе.
Известно [15,94-99], что в хромоникелевых аустенитных сталях типа 18-8 мартенситное превращение в ходе деформации может идти путем формирования промежуточной є-фазьі и образование а-мартенсита способно осуществляться по схеме у— в— а. Однако, рентгеноструктурный анализ деформированных до указанной степени обжатия образцов исследуемой стали не выявил присутствие гексагонального є-мартенсита.
Электронно-микроструктурные наблюдения структуры исследуемой метастабильной аустенитной стали позволили установить следующее: при малых степенях обжатия и 30 % (е = 0,39) на фоне однородно распределенных дислокаций появляются многочисленные дефекты упаковки и двойники. Они располагаются сначала по одной системе сдвига {111} 112 , а затем, с увеличением степени деформации - по двум и более системам (рисунок 3.19..3.21). Деформационные микродвойники становятся достаточно протяженными, приобретая искривленную форму вследствие значительной пластической деформации окружающей матрицы. Согласно дислокационной теории механического двоиникования рост двойника происходит вследствие движения частичной двойникующейся дислокации. Появление двойникующейся частичной дислокации в ГЦК решетке связано с протеканием двух реакций расщепления полной дислокации 1/2 110 : на две частичные дислокации Шокли — 1/6 211 или две частичные дислокации Франка 1/3 111 . Возникновение частичной дислокации Шокли соответствует образованию двух двойниковых границ, разделенных атомным слоем (в случае возникновения деформационного дефекта). Движение дислокации 1/6 211 на одной плоскости в другую и подход следующих дислокаций такого же типа вызывает рост микродвойника. В случае реализации второй реакции расщепления может осуществляться иной, полюсный, дислокационный механизм двойникования. При этом частичная дислокация с вектором Бюргерса 1/3 111 будет являться полюсом двойникования, а частичная дислокация с вектором Бюргерса 1/6 211 совершать движение вокруг этого полюса. Это приведет к росту микродвойника [100]. При расшифровке электронограммы (рисунок 3.19, д) наблюдается появление дополнительных рефлексов в направлении 111 на расстоянии 1/3 и, следовательно, можно предположительно считать, что образование и рост микродвойника связано в том числе и с присутствием дислокаций Франка. Возможно, кроме микродвойников, в структуре деформированной проволоки (є « 30 %) присутствует наравне с у-фазой и є-мартенсит (см. рисунок 3.19, в, г). Чаще всего образование є-мартенсита наблюдают при малых степенях деформации [15], однако, как установлено в работе [71] при содержании 15 % Со в стали Х13Г17АФ образование а-мартенсита полностью подавляется и вместе с тем кобальт усиливает процесс формирования є-мартенсита. Подобное влияние кобальта на мартенситное превращение позволяет предположить, что в исследуемой метастабильной стали 03Х13Н10К5М2ЮТ при деформации « 30 % возможно присутствие s-мартенсита, на существование которого указывают данные электронограммы (рисунок 3.19, д, ё) и темнопольные изображения в рефлексе е-фазы (12.4)є (рисунок 3.19, б, г).
Влияние лазерной обработки на фазовый состав и механические свойства исследуемой стали
В данной работе была проведена лазерная обработка безуглеродистой аустенитной стали 03Х13Н10К5М2ЮТ на лазере непрерывного действия ЛТ1-2, режим работы которого характеризовался мощностью излучения 1500 Вт для лазерной обработки с оплавлением, скорость движения образца под пучком составляла 100 мм/мин. Размер сфокусированного пучка составлял 5,5x1,5 мм. В результате лазерного облучения на поверхности стали 03Х13Н10К5М2ЮТ возникала дорожка быстро нагретого до расплавления и затем быстро закристаллизованного металла. Около переплавленной зоны находилась зона лазерной закалки из твердого состояния, где температура нагрева была несколько ниже температуры плавления. Ближе к исходной структуре находилась зона, где температура не превышала точки фазового превращения. На рисунке 4.1 приведена структура поверхностного слоя стали 03Х13Н10К5М2ЮТ после лазерной обработки с оплавлением. Особенностью микроструктуры зоны термического влияния является наличие четко выраженной области однофазного 8-феррита (« 700 мкм), в то время как при нагреве аустенитной стали до температуры нагрева под закалку 1300 С наблюдалось незначительное («20 %) количество 8-феррита (по данным рентгено-структурного анализа). В начале зоны термического влияния наблюдаются мелкие зерна 8-феррита, образование которых можно объяснить развитием процессов вторичной рекристаллизации вследствие значительных термических напряжений и протеканием локальной пластической деформации. Затем наблюдаются крупные зерна 8-феррита, вытянутые в направлении температурного градиента от поверхности вглубь объема образца. Зона однофазного 8-феррита переходит в зону, состоящую из 8-феррита и аустенита (« 300 мкм), и однородного аустенита. Особенностью 5-феррита является чрезвычайно высокая твердость (вследствие наличия в нем высокодисперсных интерметаллидных фаз). На рисунке 4.2 показано изменение твердости структурных составляющих исследуемой стали в зоне термического влияния (5-феррит) и в зоне несколько удаленной от зоны термического влияния к центру.
Были изготовлены опытные партии проволоки различного диаметра из исследуемой безуглеродистой аустенитной стали с метастабильным аустенитом. Выплавку производили на опытном заводе ЦНИИМа, г. Екатеринбург. Промежуточную термическую обработку и волочение проволоки на конечный диаметр проводили на Белорецком металлургическом комбинате и в условиях лаборатории кафедры «Обработка металлов давлением» ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», г. Екатеринбург.
Особое внимание было уделено изготовлению микропроволоки диаметром 0,5-0,15 мм. Были изготовлены партии проволоки на конечном диаметре весом 3-5 кг.
Изготовление различного медицинского инструмента и его испытание проводили в ПТО «Медтехника» г. Казань (приложение). Были изготовлены и опробованы микроиглы для офтальмологии, атравматические иглы, микротросики для эндоскопии и другие виды медицинского инструмента. Проведение технологического цикла по изготовлению проволоки конечного диаметра (0,15 мм) из исследуемой аустенитной стали 03Х13Н10К5М2ЮТ позволили существенно сократить число смягчающих термических обработок и тем самым сократить затраты на переработку проволоки.
Коррозии металла в человеческом организме способствуют кроме хлоридов, наличие растворенных кислорода и углекислого газа, неравномерная аэрация тканей и другие факторы, что предопределяет возможность развития различных видов коррозии: сплошной, местной, щелевой и т.д. Наличие в металле растягивающих напряжений может привести к развитию коррозионного растрескивания.
