Новые материалы в машиностроении

Естественно, что к МК-сплавам предъявляются высокие требования по чистоте от вредных примесей. Содержание кислорода и азота должно быть не выше предела их растворимости в никеле (< 0,0001 %) во избежание образования неметаллических включений, снижающих циклические характеристики сплавов. Сера, образующая сульфиды титана и тантала, должна быть в пределах (5...7). 10-4 %.

МК-отливки (лопатки) получают методом направленной кристаллизации по двум основным вариантам: методом селекторов (кристалловодов), при котором из множества растущих столбчатых кристаллов выбирается для дальнейшего роста только один, и методом затравок, когда искусственная затравка с нужной кристаллической ориентацией устанавливается в нижней части литейной формы. Каждый из этих методов имеет много технологических вариантов, но в основе каждого из них лежит принцип метода Бриджмена -- охлаждение нижней части формы и подогрев ее выше линии фронта кристаллизации металла. При этом установки для получения НК- и МК-сплавов принципиально не отличаются.

Большим шагом в совершенствовании процессов получения НК- и МК-отливок была высокоградиентная технология (температурный градиент на фронте кристаллизации на установках типа УВСН-4 составляет > 200 град/см против 20 град/см на зарубежных установках) с погружением литейных форм в жидкометаллический охладитель (Sn, А1). Рабочие скорости кристаллизации составляют при этом 4...10 мм/мин. Сплавы, получаемые по высокоградиентной технологии, имеют малую (в 8-10 раз меньшую) микропористость (до 0,1 %) и мелкодисперсную однородную структуру (междендритное расстояние 100...150 мкм), что обеспечивает им повышение прочностных свойств на 10...15% и усталостных свойств на 20...25 % по сравнению с МК-сплавами, полученными при обычных градиентах температуры (20...30 град/см). Наилучшие результаты получаются, если расплав предварительно подвергают высокотемпературной обработке (ВТОР), а полученные заготовки -термовакуумной обработке (ТВО). Это обеспечивает минимальные значения дисперсии служебных свойств и максимальную надежность лопаток.

Специально для лопаток со структурой НК и МК <111> разработаны интерметаллидные сплавы серии ВКНА: ВКНА-4У и ВКНА-1В с более низким (до 0,02 %) содержанием углерода, чем у сплава ВКНА-4 (РК). Сплавы ВКНА-4У и ВКНА-1В имеют соответственно s 1100 = 110 и 100 МПа, а s 1200 =50 МПа.

5.2 Направленные эвтектики (эвтектические композиты) -- НЭ

Это перспективные материалы для лопаток, работающих при 1100°С. В отличие от обычных эвтектик здесь та фаза, которой меньше, формируется в процессе кристаллизации в виде упорядочение расположенных вдоль оси теплоотвода непрерывных стержней или полос. При доле этой фазы < 32 % образуются стержни, а > 32 % -- полосы (пластины). Такая армирующая фаза сохраняется вплоть до температуры ее солидуса.

Первое поколение никелевых НЭ представлено сплавами типа -МеС, где матрицей являлись либо -раствор, либо -фаза, либо -раствор, упрочненный - фазой. Армирующими фазами были карбид МеС(NbС, ТаС) или интерметаллид Ni3Nb (?-фаза). НЭ отличаются высокой стабильностью при высоких температурах и сохраняют свою прочность вплоть до температур 0,8...0,9 Тпл. Для рабочих температур газов порядка 2000 К перспективными являются НЭ на основе тугоплавких оксидов.

Второе поколение НЭ -- это композиции -МеС и, где - тугоплавкий металл (Мо, W). Доля карбидов (NbС, ТаС) в них 5...16 %, а -металла - 20...32%.

В ВИАМ разработаны сплавы семейства ВКЛС (-NbC), в то числе и сплавы с рением (ВКЛС-20Rе).

НЭ получают тем же способом направленной кристаллизации с высоким температурным градиентом, что и НК- и МК-сплавы, но со значительно меньшими скоростями кристаллизации -- 6...10 мм/ч. увеличением скорости в этих пределах растет надежность сплава.

Сплавы ВКЛС превосходят сплавы НК и МК по служебным свойствам, ресурсу и надежности как при умеренных, так и при высока температурах, но при литье охлаждаемых пустотелых лопаток возникают трудности получения НЭ-структур в переходной зоне от пера лопатки к замку.

Для сплавов ВКЛС характерно явление «эффекта памяти длины», когда образец с накопленной деформацией ползучести до 1,5...1,8 % результате термообработки возвращается к своей исходной длине. Эффект имеет практическое значение при ремонте лопаток.

5.3 Проницаемые жаропрочные материалы

В последнее время полые монокристаллические лопатки получают микроканалами и отверстиями в теле пера прямо в процессе кристаллизации. Такие материалы позволяют сократить расход воздуха на охлаждение лопаток на 20...30 % по сравнению с пленочным охлаждением, обеспечив более глубокое охлаждение. Они перспективны для ГТД XXI в. с температурой газа до 2400 К.

5.4 Коррозионностойкие сплавы

Эти сплавы предназначены для лопаток, стационарных энергетических газотурбинных установок (ГТУ), в которых температура газа на входе в турбину (750...950 °С) значительно ниже, чем в авиационных газотурбинных двигателях (ГТД), а ресурс должен быть выше (20...50 тыс. ч) в условиях коррозионно-активных сред, т.е. солевой и газовой коррозии. В этих сплавах хром увеличен до 12...16% при соотношении [Ti]/[Al] = 0,7... 1,0 и сумме (W + Мо + Та) = 6,5...11,0%. Кислорода в них должно быть не более (8...10) * 10-4 %, серы -- до (6...7).10-4 %. Лопатки из этих сплавов получают во всех трех структурных вариантах: РК, НК и МК. В зарубежных сплавах обычно присутствует Та (1,5...5,0 %).

Последняя разработка -- сплав ЖСКС-2(МК) -- содержит до 1,5 % Rе, что повышает служебные свойства сплава до значений

s 900 = 390 МПа и

s 1000 = 200 МПа.

Поскольку лопатки ГТУ значительно крупнее лопаток ГТД, получение МК-лопаток из этих сплавов является технологически более трудной задачей, чем получение лопаток ГТД паратах, атомных реакторах, нефтехимическом оборудовании и т. п.

В основном, суперсплавы применяются как жаропрочные материалы, но около 15...20 % этих сплавов применяются в качестве коррозионно-стойких материалов в химической, нефтехимической промышленности, тепловой и ядерной энергетике, при производстве стекла, бумажной пульпы и средств борьбы с загрязнением окружающей среды.

Жаропрочные суперсплавы в 90-е годы XX в. составляли 40...50% от массы конструкций газовых турбин: газотурбинных установок (ГТУ) и газотурбинных двигателей (ГТД). По прогнозам, к 2010г. эта доля упадет до 30%, так как около 15% придется на новые классы материалов -- интерметаллиды (алюминиды) никеля и титана. В расчете на 1 кВт мощности газовой турбины в ней имеется примерно 100 г суперсплавов. При подъеме температуры на входе турбины рост КПД составляет примерно 3,3...3,8 % (абс.) на каждые 100 градусов. В связи с этим температура рабочих газов на входе в турбину непрерывно повышается. Если на промышленных газотурбинных установках ГТУ-2,5П на основе авиадвигателя Д-30 (год сертификации двигателя -- 1967г.) эта температура была 648...753°С, то на установках ГТУ-16П и ГТУ-25П на основе двигателя ПС-90А (год сертификации двигателя -- 1992г.) она возросла до 1167...1172°С, а в самом двигателе ПС-90А - до 1367 °С.

Основными служебными характеристиками жаропрочных сплавов являются: длительная прочность, длительная ползучесть, длительная пластичность, надежность (вероятность неразрушения).

Длительная прочность. Под этим термином понимается либо долговечность (Р), т. е. время до разрушения в условиях ползучести при данной температуре (Т) и данной нагрузке (), либо предел длительной прочности -- напряжение разрушения при данной температуре и данном времени (100ч).

-- предел длительной прочности при 650 °С за

Долговечность (в часах) связана с температурой и нагрузкой :

lgP = - n. lg + m. lgT + b/T - c/T. (7.1)

Для суперсплавов m =0...2; n = 3; b = (25...35) * 103 К; с = 5...9 К/МПа. В среднем для никелевых суперсплавов b = 31 000 К и с = 7 К/МПа, величина а для традиционных дисковых сплавов лежит в пределах (-23...-22,5), а для лопаточных и современных дисковых сплавов в пределах (-20,5...-20).

Длительная ползучесть. Ее характеризуют либо временем (??) накопления заданной величины деформации (%) при данной температуре и данной нагрузке, либо пределом ползучести - напряжением, при котором при данной температуре за данное время достигается заданная деформация (s 650 - предел длительной ползучести при 650 °С и деформация 0,2 % за 100ч).

Зависимость от Т и о так же, как и для р описывается выражением (7.1), имея те же значения коэффициентов А и с. Величина коэффициента для меньше, чем для р. Так, при = 0,5 % величина для 0,5 примерно на 0,3...1,0 меньше, чем для р.

Длительная пластичность. Она характеризует деформацию разрушения (р, %) при заданных температуре и нагрузке. Связь этих величин описывается выражением

Lg р = + n. lg + m. lgT + b/T - c/T. (7.2)

Интересно, что при Т=сопst кривая зависимости ?р от ?р проходит через минимум.

Надежность. Надежность, или вероятность неразрушения (l, %) показывает, какой процент неразрушенных образцов данного материала останется к данному моменту времени при данной температуре и данной нагрузке образцов.

Надежность материала наряду с так называемым «человеческим фактором» и рядом других факторов определяет надежность работы ГТУ и ГТД, которая в отечественных ГТД отстает от мирового уровня. Так, надежность вылетов самолетов ИЛ-96-300 с двигателем ПС-90А составила в 1997 и 1998 гг. соответственно 98,22 и 98,85 %, в то время как 6 1997г. надежность вылетов самолетов с двигателями СFМ-56 (кооперация фирм «Snесmа» - Франция и «СЕ» - США) составила 99,97 %.

Надежность материала логнормально зависит от его долговечности и при среднем значении логарифма долговечности (lgt p) составляет всего 50%. Значения l>50% обеспечиваются при lg p< lg p, когда надежность оценивается из выражения

/= 50. [l + Ф(/S)], (7.3)

где Ф - интеграл Гаусса; = lgp- lgp; S= S(lgp) - среднее квадратичное отклонение.

Чем меньше величина S(lgp), тем при данном значении надежнее материал. A величина S, в свою очередь, определяется физической и химической неоднородностью материала. Отсюда одной из важнейших задач металлургии суперсплавов является повышение их физической и химической однородности.

Для каждого материала дисперсия логарифма долговечности S2(lg?p) имеет минимум при определенной температуре и определенной долговечности, т. е. каждый материал имеет рациональный с точки зрения надежности режим работы.

Наряду с указанными характеристиками для суперсплавов имеют важное значение и такие свойства, как кратковременный предел прочности (временное сопротивление) -- B, физический и условный предел текучести -- T, 0,2, предел выносливости при симметричном повторном изгибе при вращении образца - -1. Уровень всех этих свойств за время развития металлургии суперсплавов непрерывно увеличивается.

Наряду с совершенствованием состава сплавов шел и быстрый прогресс в технологии их получения. Очень быстро (с начала 50-х годов XX в.) на смену открытой плавке для большинства сплавов пришли процессы спецэлектрометаллургии: выплавка в вакуумных индукционных печах (ВИП) или в плазменных печах с керамическим тиглем (ППКТ с последующими рафинирующими переплавами - ВДП, ЭЛП, ЭШП ПДП. В 1981г. в США был разработан процесс вакуумного дуговой двухэлектродного переплава (УАВЕК-процесс), позволивший получать металлы с высокой степенью химической и физической однородности мелким равноосным зерном и высокой степенью технологической пластичности. Ко второй половине 60-х годов XX в. технологическая пластичность стала лимитирующим звеном разработки новых сплавов. Легирование сплавов с целью повышения их эксплуатационных характеристик достигло такой степени, что из-за очень низкой пластичности и узкого диапазона температур деформации слитков, включая слитки ВДП ЭЛП, ЭШП и ПДП, их уже практически невозможно было деформировать. Кроме того, в этих слитках новых высоколегированных сплавов с грубой столбчатой структурой наблюдалась сильная дендритная ликвация и большой разброс в механических свойствах.

5.5 Основные системы суперсплавов и природа их упрочнения

Из пяти основных механизмов упрочнения суперсплавов -- твердорастворного, дисперсного (дисперсионного), зернограничного, деформационного и текстурного -- от природы сплава зависят первые три. В двух первых случаях упрочнение объясняется действием внутренних напряжений, возникающих в результате внедрения в упругую матрицу либо растворенных атомов (твердорастворное упрочнение), либо частиц второй фазы. Если частицы второй фазы выделяются из твердого раствора при старении, то они называются «преципитатами», а упрочнение - дисперсионным. Если же дисперсные частицы искусственно вводятся в сплав, то они называются «дисперсоидами», а упрочнение -- дисперсным. В этом втором случае речь идет об искусственных композиционных материалов типа ТД-никеля, упрочненных частицами оксидов ThO2, Y2O, Al2O3 и т.п. В первом случае речь идет о классических суперсплавах.

5.5.1 Никелевые сплавы

В настоящее время никелевые сплавы составляют основную массу суперсплавов для лопаток и дисков. Именно они должны обеспечивать работоспособность и надежность авиационных двигателей с ресурсом 20...50 тыс. ч и промышленных турбин с ресурсом 100 тыс. ч.

Упрочнение этих сплавов идет, главным образом, по дисперсионному механизму за счет выделения частиц ?-фазы состава Ni3А1 (в сплавах с А1 без Тi) и Ni3(А1, Тi) в сплавах с А1 и Тi. В сложнолегированных сплавах в нее могут входить и другие элементы. С повышением концентраций А1 и Тi и при соответствующем росте объемной доли -фазы и прочности сплава снижается температура солидуса и растет температура сольвуса (растворения -фазы в -матрице), т. е. сужается температурный интервал существования чистого -раствора, пригодный для горячей деформации металла. В зависимости от величины этого интервала никелевые сплавы делятся на деформируемые, труднодеформируемые и недеформируемые.

По способу получения заготовок и изделий они делятся на деформируемые, литые и порошковые (гранульные).

Легирующие элементы в этих сплавах можно разбить на три группы:

- Со, Fе, Сг, Мо, W по преимуществу образуют с Ni ?-матрицу с решеткой ГЦ К;

- А1, Тi, Nb, Та, Нf входят в состав преципитата ?-фазы;

- В, С, Zг - зернограничные элементы.

Кроме того, выделяют две подгруппы элементов: карбидообразующие (Сг, Мо, W, Nb, Та, Тi, Zг, Нf) и оксидообразующие (Сг, Аl). Именно поверхностные пленки оксидов Сг и Аl защищают металл от газовой коррозии.

Никелевые сплавы на базе ?-матрицы допускают широкие пределы легирования без нарушения фазовой стабильности, что очень важно, так как большинство легирующих относятся к ?-образующим элементам. Общее содержание этих легирующих элементов должно находиться в определенных пределах порядка 24...26 %.

Поэтому при упрочнении сплавов за счет дисперсионного механизма с увеличением доли -фазы при росте содержания А1 и Тi следует уменьшать сумму Сг+Мо+W+Nb.

Чтобы при этом сохранить и даже усилить механизм твердорастворного упрочнения за счет увеличения содержания Мо и W, приходится снижать содержание хрома, к новейших сплавах хром снижен до 8...12%, а в лопаточных сплавах типа RSR (фирма «Ргаtt аnd Whitney Аircraft», Канада) даже до нуля при сумме Мо+Аl, Мо+Та+Аl,

Мо+W+Аl =2б...27% и А1 = 6...8%.

В связи с этим последнее время активно разрабатываются сплавы с высоким рением (до 10 %), так как рений, будучи элементом с гексагональной решеткой типа АЗ, легко переходящей в решетку ГЦК, упрочняет твердый раствор -матрицы без опасности появления ?-фазы и замедляет диффузию легирующих в матрице.

В твердом растворе -матрицы обычно присутствуют Со, Fе, Сг, Мо, W, Тi, А1, Nb). При этом наивысшую упрочняющую способность имеют Мо, W и Аl, однако роль Аl невелика, так как основная его масса связана в ?-фазу.

Еще одной особенностью -фазы, кроме указанных выше, является ее пластичность, что не дает ей стать источников разрушения в отличие от таких хрупких фаз, как -фаза.

Форма частиц -фазы зависит от степени несоответствия ее параметров параметру матрицы. При несоответствии порядка 0...0,2 % образуются сферические частицы, при несоответствии порядка 0,5...1,0% -- кубические, при несоответствии больше 1,25% -- пластинчатые. В свою очередь, несоответствие является функцией состава матрицы и преципитата.

Некоторую роль в упрочнении никелевых сплавов играют и карбиды топа МС (ТiС, НfС и т.д.).

В общем виде основные требования при создании никелевых сплавов сводятся к следующему.

1. Для низкотемпературной прочности растворимые добавки должны обеспечивать большое размерное несоответствие, преципитаты должны быть крупными, когерентными матрице, с большим несоответствием решетке матрицы, зерно должно быть мелким.

2. Для высокотемпературной прочности растворимые добавки должны обеспечивать большое размерное несоответствие, преципитаты должны быть когерентны матрице, но быть мелко- и сверхмелкодисперсными (< 0,1 мкм), зерно при температурах выше 0,5 Tпл должно быть мелким.

3. Для сопротивления ползучести кристаллическая структура должна быть плотноупакованной и устойчивой до Тпл, растворимые добавки Должны обеспечивать высокий модуль упругости и низкий коэффициент диффузии в матрице; преципитаты должны быть некогерентными матрице, мелкими и сверхмелкими, с низким размерным несоответствием, иметь высокую объемную долю; дисперсоиды (и волокна в композитах) должны быть термодинамически устойчивы в матрице, иметь высокую объемную долю и быть (дисперсоиды) мелко- и сверхмелкодисперсными; зерно должно быть крупным, в ряде случаев вплоть до монокристаллической структуры.

Кроме того, к этим сплавам предъявляются высокие требования по чистоте от вредных примесей. В США установлены следующие верхние границы, % (масс.): Вi -



5*10-6; Те, Sе, Тi, Cd - 5*10-4; Аg, Рb - 1*10-3; Sb, Аs - 2. 10-3; Сu - 1*10-2; S, Р - 2,5.10-3.

В последнее время ужесточаются требования к чистоте металла по сере. В ряде случаев (лопаточные сплавы) ее требуется до 1.10-3 %, так как в процессе эксплуатации изделий она переходит в металл из топлива.

Общий недостаток никелевых сплавов - их высокая стоимость, связанная с высокими ценами на их составляющие, в том числе и на никель. В последние годы эти цены были в следующих пределах (тыс. долл./т): никель (электролит.) - 4,5...7,5; никель (карбонильн.) - 14,5...15,0; железо (губка) - 0,7...0,75; железо (карбонильн.) - 10,0...11,0; железо (электролит.) - 6,5...7,0; кобальт - 30,0; хром - 8,0; титан -- 2,4...2,5; алюминий - 1,3... 1,7; цирконий - 22,0; гафний - 240; вольфрам - 10,0; молибден - 12,0; ниобий - 20,0; тантал - 400...600; рений - 1300...1450.

5.5.2 Железоникелевые сплавы

Достоинством этих сплавов является более низкая стоимость по сравнению с никелевыми из-за меньшего содержания никеля и дорогих легирующих. Никеля в них обычно 25...60%, железа - 15...60%. Недостатком же является более низкая температура службы из-за меньшего содержания упрочняющих фаз и более низкой температуры их растворения (сольвуса) в матрице. Механизмы их упрочнения аналогичны таковым в никелевых сплавах, а по типу упрочняющей фазы их можно разделить на три группы:

-- сплавы с карбидным, нитридным или карбонитридным упрочнением, работающие до 815°С;

-- сплавы с упрочнением -фазой (типа ХН45Ю, Х-750) для низконагруженных изделий, работающих до 1250...1350 °С;

-- сплавы, упрочняемые '-фазой (типа IN-718), имеющие высокие свойства от криогенных температур до 650 °С.

Фаза -- Ni3(Тi, А1) стабильна в этих сплавах, если отношение Тi/Al (в ат. долях) более 2. При Ti/Аl < 2 фаза становится метастабильной при выдержке при температурах выше 800 °С переходит в стабильно гексагональную -фазу типа Ni3Ti в виде пластин (ламелей), что снижает свойства сплавов.

Интересна '-фаза, являющаяся метастабильной формой интерметаллида Ni3Nb, имеющего стабильную форму гексагональной хрупкой ?-фазы. В свою очередь, '-фаза имеет объемноцентрированную тетрагональную (ОЦТ) решетку, т. е. упаковку из двух кубов, близких по типу к ГЦК ?-фазе.

Для получения в сплавах '-фазы в них вводят 3...5% N5. Так как в этих сплавах содержатся также А1 и Тi, то в них выделяется также ?-фаза, и упрочнение является комплексным. Соотношение между ?-?'-фазами зависит от конкретного состава.

Выделения фазы имеют форму дисков диаметром 60 нм и толщиной 5...9нм.

Для слитков рафинирующих переплавов сплавов с ?'-фазой (типа IN-718) характерен дефект «пятнистой ликвации» - скоплений дисков ?'-фазы и игл -фазы.

В интервале 650...700°С превращение дисков ?'?? требует сотен даже тысяч часов, но резко убыстряется выше 700 °С. Поэтому сплавы с ?'-фазой рассчитаны для работы при температурах до 650 °С и благодаря своей относительной дешевизне остаются перспективными для работы при этих температурах, тем более что в последние годы разработан процесс передела сплавов с - и '-фазами, обеспечивающий уровень их

прочности, сравнимый с прочностью никелевых сплавов. Это процесс «diгесt-аge ргосеssing» («ковка-закалка-старение»), при котором горячая деформация идет при температуре сольвуса (или ниже) ?- или ?-фаз и заканчивается закалкой под ковочной нагрузкой с немедленным старением (без гомогенизирующего отжига), что сохраняет ковочную деформацию.



5.5.3 Кобальтовые сплавы

Кобальтовые сплавы используются значительно реже, чем никелевые и железоникелевые (главным образом, по причине высокой стоимости кобальта, которая в 5-6 раз выше стоимости никеля), хотя они и имеют определенные достоинства:

- пологую, без резкого падения как у никелевых сплавов, зависимость длительной прочности от температуры, что обеспечивает их лучшую работоспособность при температурах выше 800...900°С;

-- лучшую стойкость против горячей коррозии в газах ГТД и ГТУ, особенно содержащих серу;

-- лучшую свариваемость и сопротивление термической усталости.

Используются эти сплавы как в деформированном, так и в литом виде. За рубежом (США) их используют для рабочих и сопловых лопаток, работающих при 1100...1150 °С, лопаток турбокомпрессоров, изделий из листов, работающих при 700...980°С.

Упрочнение сплавов достигается комбинацией твердорастворного и дисперсионного (карбидного) механизмов.

Интерметаллидное упрочнение здесь не используется, так как в системе Со-А1 отсутствуют интерметаллиды с ГЦК решеткой, а ?-фаза, устойчивая до 760 °С, получается только в виде сложного интерметаллида (Ni, Со)3Аl при введении в него не менее 28 % Ni. При нагреве выше 760 °С она превращается либо в -фазу, либо в фазу Лавеса типа А2В в виде пластинок, снижающих прочность сплава. Упрочнение до 900 °С возможно за счет гексагональной фазы -Со3Та при введении в сплав 15% Та и 20% Ni, но дороговизна тантала делает такие сплавы неконкурентоспособными.

Существенной проблемой в кобальтовых сплавах является фазовый переход от аустенитной -структуры к гексагональной (ГП) -структуре (417 °С при охлаждении, 430 °С при нагреве для чистого кобальта). Сг, Мо, W и Si повышают температуру этого перехода (до 918 °С при 40% Сг), а Fе, Ni, Мn, V, Тi, Zг, Ni), Та и С - снижают, т. е. стабилизируют ГЦК структуру. У ГП -Со коэффициент деформационного упрочнения в 4 раза выше, чем у ГЦК ?-Со, но скорость ползучести с температурой растет быстрее. Сплавы кобальта (стеллиты), не содержавшие добавок, стабилизирующих ?-Со, и имевшие ?-структуру, успешно применялись в деталях, работающих на износ.

Для стабилизации ГЦК структуры в сплавы вводят никель, который при 12...15% увеличивает твердость и прочность сплавов, а при 20 % -длительную прочность.

Твердорастворное упрочнение достигается введением вольфрама (до 15%) и молибдена (до 5...6%). Хром (20...25 %) придает сплавам коррозионную стойкость и участвует в карбидном упрочнении. Кроме того, для карбидного упрочнения вводят Ti, Zг, Nb, Та и, естественно, углерод. Диапазон концентраций углерода очень широк: от 0,07 до 0,85 %, но для большинства сплавов лежит в пределах 0,15...0,40 %.

Карбиды в сплавах присутствуют в виде соединений типа М3С2, М7Сз, М23С6, где М - в основном Сг, частично замещенный Со, W, Мо, а также соединений типа М6С, где М - Со, Сг, W, Та, Nb, и МC, где М - Та, Nb, Zг, Тi. Нf.

Распад карбидов М7Сз по реакции 2Сг7Сз + 9[Сг] = Сг23С6 повышает прочность сплавов, но снижает низкотемпературную пластичность. Главным фактором упрочнения является комбинация карбидов МС и М23С6.

Поскольку в кобальтовых сплавах отсутствуют, как правило, Тi и Al технология их производства не требует сложных вакуумных процессе Их плавят либо в аргоне, либо вообще на воздухе.

5.5.4 Современные продвинутые никелевые сплавы для лопаток ГТД и ГТУ

Сплавы для лопаток ГТД должны работать при температур до 1200 °С с деформацией ползучести не выше 0,2...0,5 % при ресурсе 8...10 тыс. ч. В связи с этим создаются не только новые композиты сплавов, но и новые технологии получения литых сплавов -- методы направленной кристаллизации.

Методами направленной кристаллизации получают поликристаллические лопатки со столбчатыми зернами, вытянутыми вдоль оси отливки (НК-отливки), монокристаллические (МК) лопатки, состоящие из одного большого зерна, и так называемые «направленные эвтектики» (НЭ) естественные композиты, армированные волокнами, возникающими в процессе кристаллизации.

Материал таких отливок превосходит материалы отливок с равноосной кристаллизацией (РК) по целому ряду свойств: условному пределу ползучести, мало- и многоцикловой усталости и эксплуатационному ресурсу. Вместе с тем разрабатываются и новые РК-сплавы с высокими свойствами, в частности для двигателей малого ресурса, и высокой рабочей температурой (сплав ЖС16).

Принципиально новым классом РК-материалов являются сейчас сплавы на основе интерметаллида Ni3А1(Тi): сплавы типа ВКНА-1ЛК и ВКНА-4.

Сплав ВКНА-1ЛК, легированный небольшим количеством Сг и W, на 96% состоит из гомогенной ?-матрицы, упрочненной 1,5...2,0 % карбидов МС. При t 1200 °С его длительная прочность выше, чем у традиционного сплава ЖС6У, а длительная пластичность (?р) при 900... 1200 °С в несколько раз выше, чем у ЖС6У.

Сплав ВКНА-4 (9 % А1) -- гетерофазная матрица (?-фаза + ?-твердый раствор), легированная Мо, Со, Zг с микродобавками В и Y. Упрочняющая фаза - карбиды Zr - расположена по границам зерен (С =0,15...0,20 %). В сплаве 90% -фазы, 8% -твердого раствора и 1,5...2,0 % карбидов, измельченных добавками В и Y. Введение -фазы повышает пластичность сплава при комнатной температуре по сравнению со сплавом ВКНА-1ЛК (с 2 до 8...10%). При t> 1100 °С долговечность сплава ВКНА-4 превышает долговечность сплава ЖС6У, а длительная прочность у него в 1,7-2,0 раза выше, чем у сплава ВКНА-1ЛК.

При этом следует отметить, что при более низких температурах сплавы ВКНА уступают по свойствам традиционным сплавам.

Большим достоинством сплавов ВКНА является их меньшая стоимость по сравнению с традиционными сплавами за счет более высокого содержания дешевого алюминия и меньшего содержания дорогих легирующих элементов и более низкая (на 8...10%) плотность, что дополнительно повышает их удельные свойства.

Направленная многозеренная структура (сплавы НК) впервые была получена в 1960г. Отсутствие границ зерен, перпендикулярных оси внешней нагрузки, повысило прочность материала по сравнению с РК-сплавами. Наряду с традиционными сплавами, в которых можно создавать структуру НК, в России (ВИАМ) применительно к условиям НК разработаны специальные сплавы: ЖС26-НК, ЖС26-ВНК, ЖС32-ВНК. В сплавах ЖС26 по сравнению с традиционными сплавами снижены Сг, Zг и Нf, что сузило интервал кристаллизации и уровень дендритной ликвации, а также повысило температуру растворения ?-фазы. Лопатки из сплава ЖС26-ВНК получают при более высокой скорости кристаллизации (до 20 мм/мин). При t= 900...1000 °С его свойства выше, чем у сплава ЖС26-НК, а при t = 1100°С - ниже.

В сплав ЖС32-ВНК (скорость кристаллизации 10 мм/мин) введены Та и Rе (по 4 % каждого). По длительной прочности этот сплав в 1,25-2,0 раза превосходит сплавы ЖС26 и существенно превосходит по ней зарубежные сплавы типа МАК, используемые для рабочих лопаток первой ступени турбин высокого давления.

5.6 Монокристаллические сплавы

Это материал для рабочих лопаток ГТД. В монокристаллических отливках границы зерен, т. е. места зарождения разрушений, вообще отсутствуют. Это позволяет за счет гомогенизирующей термообработки измельчить частицы ?-фазы, улучшить их распределение и тем самым повысить прочность сплавов. Кроме того, создание низкомодульной структуры <001>, параллельной направлению кристаллизации, повышает сопротивление термической усталости, и хотя по комплексу характеристик жаропрочности это направление уступает направлению <111>, оно часто является предпочтительным.

Поскольку при МК-структуре отливок отсутствует зернограничное упрочнение, то в сплавах, специально разработанных для таких отливок, как правило, отсутствуют карбидообразующие элементы (Нf, Zг), углерод сведен к технологически возможному минимуму (0,002...0,004 %). Небольшие добавки Hf или Y могут вводиться для создания защитных пленок НfO2 и Y2O3 для компенсации снижения жаростойкости из-за пониженного (до 4...6 %) хрома, что, в свою очередь, связано с высоким суммарным содержанием -фазы.

МК-сплавы I поколения (ЖСЗОМ, ЖС40, RЕNЕ-4, РWА-1480 и т.п.), не содержавшие рения, имели около 60 % ?-фазы (об.) и более высокие по сравнению с НК- сплавами значения температур солидуса и сольвус ?-фазы. В сплавы II поколения был введен Rе в количестве до 3 %, объемная доля ?-фазы повысилась до 65...74% (ЖС36, RЕNЕ-N5 РWА-1484 и т.п.). В 90-х годах XX в. за рубежом были разработаны сплавы III поколения (RENЕ-6, СМSХ-10) с рением до 6%, в которых однако, возникли проблемы в связи с образованием нежелательных ТПУ фаз, содержащих Rе, W, Мо, Сг. Выпадение этих фаз обедняет твердый раствор легирующими элементами и снижает эффект твердофазного упрочнения.

Однако с выпадением ТПУ фаз можно успешно бороться, если создать при кристаллизации условия для подавления процессов ликвации. Созданная в России (ВИАМ) уникальная высокоградиентная технология получения МК-сплавов позволила разработать сплавы для двигателей самолетов V поколения с рением до 10% типа ЖС50 (6% Rе) и ЖС55 (9 % Rе). При соответствующем охлаждении лопатки из такого сплава способны работать при стехиометрической температуре газов до 2200 К. Существенно (в 5 раз) растет ресурс двигателя, что окупает затраты на дорогой рений в сплаве. Сплав 180...190, что выше, чем у лучших зарубежных сплавов, на 30...40 МПа.

Естественно, что к МК-сплавам предъявляются высокие требования по чистоте от вредных примесей. Содержание кислорода и азота должно быть не выше предела их растворимости в никеле (< 0,0001 %) во избежание образования неметаллических включений, снижающих циклические характеристики сплавов. Сера, образующая сульфиды титана и тантала, должна быть в пределах (5...7). 10-4 %.

МК-отливки (лопатки) получают методом направленной кристаллизации по двум основным вариантам: методом селекторов (кристалловодов), при котором из множества растущих столбчатых кристаллов выбирается для дальнейшего роста только один, и методом затравок, когда искусственная затравка с нужной кристаллической ориентацией устанавливается в нижней части литейной формы. Каждый из этих методов имеет много технологических вариантов, но в основе каждого из них лежит принцип метода Бриджмена -- охлаждение нижней части формы и подогрев ее выше линии фронта кристаллизации металла. При этом установки для получения НК- и МК-сплавов принципиально не отличаются.

Большим шагом в совершенствовании процессов получения НК- и МК-отливок была разработанная в ВИАМ под руководством акад. РАН С.Т.Кишкина и чл.-кор. РАН Е.Н.Каблова высокоградиентная технология (температурный градиент на фронте кристаллизации на установках типа УВСН-4 составляет > 200 град/см против 20 град/см на зарубежных установках) с погружением литейных форм в жидкометаллический охладитель (Sn, А1). Рабочие скорости кристаллизации составляют при этом 4...10 мм/мин. Сплавы, получаемые по высокоградиентной технологии, имеют малую (в 8-10 раз меньшую) микропористость (до 0,1 %) и мелкодисперсную однородную структуру (междендритное расстояние 100...150 мкм), что обеспечивает им повышение прочностных свойств на 10...15% и усталостных свойств на 20...25 % по сравнению с МК-сплавами, полученными при обычных градиентах температуры (20...30 град/см). Наилучшие результаты получаются, если расплав предварительно подвергают высокотемпературной обработке (ВТОР), а полученные заготовки -термовакуумной обработке (ТВО). Это обеспечивает минимальные значения дисперсии служебных свойств и максимальную надежность лопаток.

Специально для лопаток со структурой НК и МК <111> разработаны интерметаллидные сплавы серии ВКНА: ВКНА-4У и ВКНА-1В с более низким (до 0,02 %) содержанием углерода, чем у сплава ВКНА-4 (РК). Сплавы ВКНА-4У и ВКНА-1В имеют соответственно s 1100 = 110 и 100 МПа, а s 1200 =50 МПа.

5.7 Эвтектические композиты

Это перспективные материалы для лопаток, работающих при 1100°С. В отличие от обычных эвтектик здесь та фаза, которой меньше, формируется в процессе кристаллизации в виде упорядочение расположенных вдоль оси теплоотвода непрерывных стержней или полос. При доле этой фазы < 32 % образуются стержни, а > 32 % -- полосы (пластины). Такая армирующая фаза сохраняется вплоть до температуры ее солидуса.

Первое поколение никелевых направленных эвтектик представлено сплавами типа -МеС, где матрицей являлись либо раствор, либо -фаза, либо ?- раствор, упрочненный -фазой. Армирующими фазами были карбид МеС(NbС, ТаС) или интерметаллид Ni3Nb (-фаза). Направленные эвтектики отличаются высокой стабильностью при высоких температурах и сохраняют свою прочность вплоть до температур 0,8...0,9 Тпл. Для рабочих температур газов порядка 2000 К перспективными являются НЭ на основе тугоплавких оксидов.

Второе поколение НЭ -- это композиции -МеС и где - тугоплавкий металл (Мо, W). Доля карбидов (NbС, ТаС) в них 5...16 %, а -металла - 20...32%.

Направленные эвтектики получают тем же способом направленной кристаллизации с высоким температурным градиентом, что и НК- и МК-сплавы, но со значительно меньшими скоростями кристаллизации -- 6...10 мм/ч. С увеличением скорости кристаллизации в этих пределах растет надежность сплава.

Сплавы ВКЛС превосходят сплавы НК и МК по служебным свойствам, ресурсу и надежности как при умеренных, так и при высока температурах, но при литье охлаждаемых пустотелых лопаток возникают трудности получения направленных эвтектических структур в переходной зоне от пера лопатки к замку.

Для сплавов ВКЛС характерно явление «эффекта памяти длины», когда образец с накопленной деформацией ползучести до 1,5...1,8 % результате термообработки возвращается к своей исходной длине. Эффект имеет практическое значение при ремонте лопаток.

5.8 Проницаемые жаропрочные материалы

В последнее время полые монокристаллические лопатки получают микроканалами и отверстиями в теле пера прямо в процессе кристаллизации. Такие материалы позволяют сократить расход воздуха на охлаждение лопаток на 20...30 % по сравнению с пленочным охлаждением, обеспечив более глубокое охлаждение. Они перспективны для ГТД XXI в. со стехиометрической температурой газа до 2400 К.

5.9 Коррозионностойкие стали и сплавы

Уже в XVIII в. было известно, что хром практически не растворяется в кислотах и что коррозионная стойкость его обусловлена так называемым пассивирующим слоем, который образуется на поверхности металла при воздействии окислительной среды. Гипотеза, объясняющая пассивность металла, была предложена в 1907г. В. А. Кистяковским, который, изучая степень устойчивости железа в химических реагентах, обнаружил, что на поверхности железа образуется тонкая невидимая стекловидная пленка оксида железа, которая и защищает металл от коррозионного воздействия той или иной среды.

В 1910 г. сотрудники фирмы «Крупп» В. Борхерс и Ф. Моннартц получили обезуглероженные сплавы системы Fе-Сг, обладавшие повышенной коррозионной стойкостью в водо-воздушной среде, которые, в принципе, могли стать основой для создания промышленных нержавеющих сталей ферритного класса. Тогда же Ф. Моннартц установил минимальное содержание в железе хрома (12%), начиная с которого появляется пассивация, т. е. образование на поверхности стали тонкого оксидного слоя, который и защищает металл от воздействия среды. Толщина этого слоя составляет 20...30 Е, т.е. несколько межатомных расстояний.

Датой изобретения широко применяемых коррозионностойких сталей типа 18-8 принято считать 1912 г., когда после многолетних опытов сотрудники фирмы «Крупп» Б. Штраус и Э. Маурер разработали состав стали с оптимальными содержаниями хрома 17...18% и никеля 8...9% в железе. Отметим, что появление нержавеющих сталей произошло почти одновременно в четырех странах: Германии, Англии, США и Франции.

За 90 лет существования нержавеющие стали превратились в основной конструкционный материал для многих отраслей промышленности. Ряд технологий в химическом производстве, в целлюлозно-бумажной промышленности, атомной энергетике, в авиационном моторостроении и в других отраслях промышленности без использования нержавеющей стали просто неосуществим. В настоящее время коррозионностойкой стали в мире производится 17 млн.т. в России -- около 85000 т.

Широкое использование нержавеющих сталей предъявляет к ним множество особых требований. Одни должны быть особо твердыми, другие -- очень пластичными, третьи -- немагнитными. Поэтому потребовалась стандартизация и классификация нержавеющих сталей. В России основным техническим классификатором стал ГОСТ 5632, в зарубежных странах появились свои стандарты: АISI и АSТМ в США, DIN в ФРГ, ВS в Великобритании, АFNOR во Франции, SIS в Швеции, SUS в Японии и т.д. По ГОСТ 5632 коррозионностойкие стали и сплавы классифицируются по восьми классам.

Стали мартенситного класса содержат обычно 13...18 % хрома и 0,2...1,1 % углерода. При охлаждении от высоких температур стали претерпевают фазовое превращение, т. е. стали этого типа могут принимать закалку, и в их структуре формируется мартенситная (плюс карбиды) структура с очень высокой твердостью НRС 40...55, но с весьма низкими значениями пластичности и ударной вязкости. Служебные свойства этих сталей получают закалкой с последующим отпуском. Если мартенситную сталь необходимо разупрочнить для придания ей формы конкретной детали, она подвергается отжигу или высокому отпуску. После придания стальной заготовке формы готовой детали, последняя вновь закаливается и отпускается для получения комплекса служебных свойств.

Механические свойства сталей мартенситного класса после закалки с 1010...1050°С: B=650...2000 Н/мм2, 0,2 = 440...2000 Н/мм2, S=2..16%, = 10...55%.

Таким образом, нержавеющие стали мартенситного класса после закалки и отпуска характеризуются высокой твердостью, низкими значениями пластичности и свариваемости; их нельзя подвергать гибочным операциям в холодном состоянии.

Стали мартенситного класса (Fе-13Сг) используются для изделий, работающих в слабоагрессивных средах, клапанов гидравлических прессов, предметов домашнего обихода и др. Из них изготавливают режущий, мерительный и хирургический инструмент, пружины, карбюраторные иглы, пластины клапанных компрессоров. Из стали системы Fе-18Сг изготавливают шарикоподшипники высокой твердости для нефтяного оборудования, материал для ножей, износостойкие детали машин и т. п.

С целью улучшения комплекса пластических и вязких свойств в сталях этого типа снижают содержание углерода до 0,08...0,12% и добавляют небольшое количество (до 2 %) никеля с одновременным повышением содержания хрома до ? 17 %. При таком соотношении компонентов в стали формируется смешанная мартенсито-ферритная структура. Стали на такой основе 08Х13--12Х13, 14Х17Н2 и другие относят к сталям мартенсито-ферритного класса. По сравнению со сталями мартенситного класса они обладают меньшей твердостью, более пластичны и удовлетворительно свариваются.

В общем случае для сталей системы Fе-13Сг характерна пониженная стойкость к коррозионному растрескиванию и точечной коррозии в средах, содержащих ионы хлора.

Все стали мартенситного и мартенсито-ферритного класса ферромагнитны и сохраняют магнитность после термической обработки.

Хромистые стали ферритного класса. Существенное повышение коррозионной стойкости в хромистых сталях достигается при повышении содержания хрома до 17% и более. Стали на основе Fе-17...28Сг объединены в ферритный класс. Почти все стали ферритного класса являются однофазными при нагреве и охлаждении, т. е. не имеют фазовых превращений, и по этой причине не могут быть упрочнены термической обработкой. Присадка в ферритные стали титана - сильного ферритообразующего элемента, обычно в количестве не менее 5 % Тi, способствует стабилизации в структуре ?-фазы (феррита), снижает склонность к росту зерна при нагреве стали под горячую деформацию, улучшает условия свариваемости за счет того, что титан тормозит рост зерна в околошовной зоне. Стали ферритного класса -- это вторая по объемам производства и использованию группа сталей после аустенитных хромоникелевых. Объемы производства сталей этого класса оцениваются в 25...30 % от общего мирового производства коррозионностойких сталей.

Наиболее распространенными марками ферритных сталей являются: 08Х17Т, 08Х18Т1, 08Х18Т, 15Х25Т, 15Х28. Последние две марки используются и как жаростойкие стали для работы при температурах до 1050...1100 °С. Все стали ферритного класса не содержат в своем составе дорогостоящего никеля, что является их несомненным преимуществом. В то же время главный недостаток ферритных сталей -- повышенная хрупкость при комнатных (+20 °С) и отрицательных температурах -- существенно сдерживает их более широкое применение. По этой причине стали данного класса не рекомендуется использовать в конструкциях, где имеются ударные виды нагружения, хотя современными технологическими приемами в сталях с 17...18 % хрома достигается комплекс механических свойств, позволяющий во многих случаях проводить полноценную замену дорогостоящих, но сохраняющих вязкость при отрицательных температурах хромоникелевых сталей.

Из сталей ферритного класса (Fе-18Сг) изготавливают предметы домашнего обихода и кухонной утвари, оборудование заводов пищевой и легкой промышленности, системы выхлопных газов автомобилей и др. Стали (Fе-25...28 Сг) используются для сварных конструкций, работающих при температурах не ниже -20°С без ударных нагрузок; для деталей печной арматуры с рабочей температурой до 1000 °С: чехлы термопар, трубы пиролизных установок, теплообменников; как коррозионностойкий материал при температурах эксплуатации до 300...350 °С для сред окислительного характера; для оборудования по производству каустической соды и др.

Суперферриты, Примерно в середине прошлого века в металлургии интенсивно внедрялась внепечная обработка металла, в частности, вакуумная, которая позволяла эффективно очищать металл от углерода, кислорода и азота. Эти элементы во многом ответственны за загрязнение стали неметаллическими включениями и за склонность высокохромистых сталей к хладноломкости. По мере внедрения и развития в метал- лургии вакуумных технологий появилась возможность для разработки ферритных сталей с суммарным содержанием углерода и азота < 0,02 %. В этих условиях в сталях не возникает склонность к межкристаллитной коррозии (рис. 6.4). Такие стали получили название суперферритов. В России был разработан и освоен промышленностью ряд марок таких сталей с содержанием 18 и 25 % хрома, 0,1 % углерода, 0,15... 0,35 % Ti. Некоторые марки стали выпускаются с добавками 1,5...2,8% молибдена и 0,1...0,5% ниобия. Эти стали имеют порог хладноломкости не выше -50 °С, следовательно, могут применяться для работы при отрицательных температурах.

Коррозионные свойства суперферритов, особенно стойкость к коррозионному растрескиванию, значительно выше свойств, которые показывают в тех же условиях хромоникелевые аустенитные стали типа 18-10 и железоникелевые сплавы типа 06ХН28МДТ.

Стали аустенитного класса. Выше было отмечено, что все хромистые нержавеющие стали ферромагнитны и склонны к хрупкости при отрииательных температурах. По этой причине в ряде конструкций 0,25 стали этого типа не могут быть использованы. В этих случаях используют стали аустенитного класса которые свободны от недостатков хромистых сталей.

Хромоникелевые стали представляют наиболее распространенный класс коррозионностойких сталей, производство которых в мире составляет около 70...75 % от общего производства нержавеющих сталей. Из этого количества львиная доля приходится на стали, за которыми в мировой практике закрепилось общее наименование стали типа 18-10, содержащие 18% хрома и 10% никеля. Кроме указанных элементов, стали могут содержать молибден, титан, ниобий и другие элементы, придающие сталям специфические и специальные свойства. Все стали аустенитного класса практически немагнитны при комнатной температуре, имеют однофазную структуру, поэтому не могут быть упрочнены закалкой. Для этих сталей операция закалки (нагрев до 1000... 1050 °С с последующим охлаждением на воздухе или в воде) является разупрочняющим видом термообработки.

Хромоникелевые стали аустенитного класса типа 18-10 при определенных температурно-временных условиях могут претерпевать фазовые превращения, в которых происходит:

-- выделение избыточных карбидных фаз и ?-фазы при выдержках в интервале температур 450...900°С;

-- образование в аустенитной основе -феррита при длительном пребывании стали в области температур 1200°С и выше;

-- превращение аустенита в -фазу мартенситного типа при достаточно глубоком (порядка минус 150...200°С) охлаждении или при совместном воздействии низких температур и пластической деформации.

С первым из перечисленных фазовых превращений связывают появление в сталях типа 18-10 склонности к межкристаллитной коррозии (МКК) -- наиболее опасного вида коррозионного разрушения. Температурный интервал 500...800 °С -- тот интервал, пребывания стали в котором следует избегать. Температурно-временные условия появления склонности стали к МКК в первую очередь определяются содержанием углерода, находящимся в твердом растворе. Например, сталь Х18Н12 при содержании 0,084 % С приобретает склонность к МКК уже при выдержке в интервале 750...800°С в течение 1 мин, при содержании 0,054 % С минимальное время для возникновения склонности к МКК составляет 10 мин, а при 0,021 % С -- более 100 мин. При этом, чем меньше в стали содержание углерода, тем при более низкой температуре сталь будет приобретать склонность к ММК. Понятно, что эти рассуждения актуальны прежде всего для случаев, когда сталь подвергается сварочным операциям. Считается, что склонность к МКК в стали не возникает при содержании углерода ? 0,03 %. Тем не менее снижение углерода до содержаний 0,012 и даже до 0,006% не гарантирует полной стойкости стали к МКК. Существует интервал температур 500...550°С, пребывание в котором в течение 104...105 мин вызывает в стали, содержашей всего 0,006 % углерода, склонность к МКК, и поэтому представляет опасность в работе. Чтобы избавиться от возникновения в хромо-никелевой стали склонности к МКК, в нее вводят сильный карбидообразуюший элемент, обычно это титан, реже ниобий. Образуя при высоких температурах карбиды ТiС или NbС, сталь приобретает стойкость к МКК, в том числе после провоцирующих нагревов. При введении в сталь указанных элементов карбид Сг23С6, ответственный за возникновение в стали склонности к МКК, не образуется. В соответствии с этим стали, в составе которых отсутствуют карбидообразующие элементы, например стали 08Х18Н10, 03...05Х18Н10, 17Х18Н9, называются нестабилизированными, стали, содержащие в своем составе карбидообразующие элементы, называют стабилизированными: 08...12Х18Н10Т, 10Х17Н13М2Т и др.

При втором фазовом превращении -- образовании при высоких температурах в аустенитной основе -феррита -- стараются управлять как составом стали, так и технологическими приемами. При наличии в стали 5-феррита в количествах 5...10% улучшается свариваемость стали; при содержаниях ?-феррита более 15... 20% ухудшается обрабатываемость стали давлением при горячей деформации: ковке, прокатке и т.д. Управляют количеством образующегося в стали -феррита с помощью регулирования соотношением ферритообразующих (хрома, титана, молибдена, кремния и др.) и аустенитообразующих (углерода, азота, никеля, марганца, меди и др.) элементов. Для этого используют известную диаграмму Шеффлера.

Количество -феррита в сталях в промышленных условиях контролируют чаще всего на литых пробах с помощью ферритометров различной конструкции и оценивают в баллах. Зависимость баллов и процентов -феррита в стали с достаточной для практики точностью определяется следующими соотношениями:

Балл ?-фазы	0,5	1	1,5	2,0	2,5	3,0	3,5	4,0	4,5	5,0
% ?-фазы	до 2	2-3	4-5	6-7	8-10	11-15	16-20	21-30	31-40	>40

Наконец, третье возможное фазовое превращение в аустенитных хромоникелевых сталях - образование ?-фазы мартенситного типа, наблюдается в очень специфичных условиях раздельного или совместного воздействия холодной деформации и низких температур. Так, в сталях ОЗХ18Н8 и ОЗХ18Н10 ?-мартенсит образуется при охлаждении до -60 и -196 °С, а в стали ОЗХ18Н12 при -250 °С.

Металлопрокат из аустенитных нержавеющих сталей, как было отмечено выше,

-- наиболее распространенный вид металлопродукции из высоколегированных сталей, применяемый практически во всех областях промышленности и строительства. Такая востребованность аустенитных хромоникелевых сталей обусловлена уникальным комплексом физико-механических и коррозионных свойств. Стали этого класса парамагнитны, имеют только им присущее сочетание прочности, пластичности, вязкости вплоть до водородных (-253 °С) и гелиевых (-269 °С) температур, свариваемости, коррозионной стойкости во многих средах окислительного характера. Эти стали широко используются для сварных конструкций различного назначения в химической, пищевой и других отраслях промышленности и машиностроении.

Хромоникельмoлибденовые стали. С целью дальнейшего повышения коррозионной стойкости хромоникелевых сталей для работы в средах повышенной агрессивности, например в производстве фосфорной и уксусной кислот, а также в средах, содержащих ионы хлора, в них стали вводить молибден в количествах от 2 до 6 % при сохранении хрома на уровне 16...18% и увеличении содержания никеля до 13...16%. Повышение содержания никеля в сталях этого типа обусловлено, в основном, необходимостью компенсировать ферритообразующее действие молибдена, чтобы в стали сохранить аустенитную структуру. Появилась группа аустенитных хромоникельмолибденовых сталей, обладающих существенно более высокой коррозионной стойкостью и сохранивших уникальное сочетание физико-механических свойств хромоникелевых сталей. К этому типу сталей относятся стали 09...10Х17Н13М2(3)Т, ОЗХ17Н14МЗ, ОЗХ18Н16МЗ-ВД и др.

...