Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

Суперсплавы

СПРАВОЧНИК СУПЕРСПЛАВОВ — Часть 617

Ю

M

А> Й" <и

О

О

О

О

О

О

О

H

О

S

S S

П

CJ

Л ч

Св

U О

0

1

Е S

U О

CS

Е

Со

И о SS

0.

U

JS

?

Са

CQ

CQ

Ю

Irt

Со

Ю

Й

Tf

Со

X

X

X

X

X

X

¦4«

Tf

Tf

Tf

Со

Tf


Оценивать по температуре отпуска (пос­ле окончательной термической обра­ботки на твердость HRC 47—49) про­должительностью 4 ч на твердость HRC 40, то они могут быть располо­жены в следующий ряд: 4Х5МФС — 600 0C; 4Х5МФ1С и 4Х5В2ФС — 630°С; 4ХЗВМФ и ЗХЗМЗФ — 650°С; 4Х 4ВМФС — 660 0C.

Прн твердости HRC 45 ударная вязкость должна быть для большей части штампов не ниже 0,3— 0,35 МДж/м2 при 20 0C и 0,5 МДж/м2 при температуре эксплуатации. Вы­полнение этого требования осложняет­ся отрицательным влиянием масштаб­ного эффекта (усиление карбидной неоднородности). С увеличением диа­метра (стороны) штампа с 20 до 100 мм вязкость снижается в сердцевине более чем на 30—35%. Для повышения х сопротивления хрупкому разруше­нию штампы перед началом работы надо нагревать до 300—3500C. Тем­пература испытаний влияет на свой­ства сталей повышенной теплостойко­сти и вязкости (табл. 74). Область при­менения сталей повышенных тепло­стойкости и вязкости приведена в табл. 75.

Стали высокой теплостойкости (см. табл. 54) относят к заэвтектоидной группе, причем стали 4Х2В5МФ и 5ХЗВЗМФС образуют подгруппу ста­лей с карбидным упрочнением, а стали типа 2Х6В8М2К8 — с карбидоннтер — металлидным.

Стали 4Х2В5МФ и 5ХЗВЗМФС при охлаждении в масле прокаливаются в сечениях 100—150 мм. Уменьшение скорости охлаждения вызывает вы­деление вторичных карбидов по гра­ницам зерен аустенита и образование продуктов промежуточного превра­щения, что снижает вязкость. Сталь 2Х6В8М2К8 приобретает твердость HRC 53— 57 даже при охлаждении на воздухе заготовки диаметром больше 120—150 мм. Замедленное охлаждение вязкость почти не снижает.

Содержание карбидной фазы в ста­лях 4Х2В5МФ и 5ХЗВЗМФС — 10— 13% (M6C и MC), в стали 2Х6В8М2К8 — 6—7% (MefiC), но

В этой стали дополнительно содержится интерметаллид (Fe, Co),WG. Карбидная неоднородность сталей 4Х2В5МФ и

5ХЗВЗМФС в сечениях до 100 мм, а стали 2Х6В8М2К8 в прутках диа­метром до 40—50 мм не превышает 2—3 баллов. При диаметре 100— 120 мм балл карбидной неоднород­ности возрастает до 5—6. Поэтому стали 4Х2В5МФ н 5ХЗВЗМФС исполь­зуют для изготовления инструмента с диаметром (стороной) до 100—150 мм, а сталь 2Х6В8М2К8 — до 70—80 мм.

СПРАВОЧНИК СУПЕРСПЛАВОВ — Часть 138

Ч

OJ

И

CU

В

S

О

VO

О

»я к

Ч

Га

О

U

О к

S

О

О

« о

« о

К СЗ ф

Ч Civo

Га vo

¦ S м «

® -

О а) я S-Sg Hf Я

G I S

® S s S

CS

Ol СЧ

G

Ю О S

ИЗ СО

0I

Ц

U

2 s s

Га а

К

А ^ с?

CU §

0) о

CQ Я J=I щ

О ы

С

I X «и

О. Я 5° а> В =f© ш о х о о Ч S «о cSgo

I-^-V Cr

И- Ь

СГ)

5= X CU 3 га E

Bl

E S

CL

Я S

Л

4

QJ H

5

Я S

О.©.

IO UD

V/V/

OO TP

—"csf

Га га

CQ аз

О о И E

Я °

Оо

Юо

CO 1Л

I I

Га© счсо

Ю ю сою

СЧ со

А а UU tj — U

CC


3. ИЗНОСОСТОЙКИЕ ПОКРЫТИЯ И МОДИФИЦИРОВАННЫЕ СЛОИ

Твердые износостойкие тугоплавкие соединения хрупки. По этой причине, а также из-за технологических труд­ностей и высокой стоимости они, как правило, не могут быть использованы в качестве основных материалов ддя изготовления деталей машин. Удовлет­ворить противоречивые требования к поверхностным (высокая твердость и износостойкость, высокие антифрик­ционные свойства) и объемным (высокие прочность и ударная вязкость) свойст­вам можно путем создания композиций с послойным расположением материа­лов, выполняющих различные функ­ции. В связи с тем, что допускаемый износ деталей машин мал (обычно не более нескольких десятых долей мил­лиметра), толщина поверхностного слоя с заданным комплексом трнботехниче — CKiix свойств может быть небольшой.

Нанесение покрытий на те или иные материалы не просто улучшает их свойства, а приводит к образованию нового композиционного материала с присущим ему комплексом свойств, который должен учитываться при раз­работке конструкций машин и механиз­мов.

Существует много традиционных спо­собов создания поверхностных слоев с повышенной износостойкостью [15, 27, 65, 68]. Наиболее широко применяются методы поверхностной закалкн, поверх­ностного наклепа, различные химико — термические способы обработки (в пер­вую очередь цементация и азотирова­ние) и т. д. Все шире применяются методы, основанные на воздействии на поверхностные слои деталей потоков частиц (ионов, атомов, кластеров) и квантов с высокой энергией. К ним следует отнести в первую очередь вакуумные ионно-плазменные методы [26, 33, 34, 45, 71, 104] и лазерную обработку [16, 23, 38, 104]. Сущест­венно развились также способы осажде­ния покрытий из газовой фазы при атмосферном давлении и в разряженной атмосфере [1, 42, 54, 105]. Мощный импульс получило применение газо­термических методов нанесения покры­тий в связи с развитием плазменных [8, 40, 90] и детонационного [5, 55, 76 90] способов напыления порошкооб­разных материалов различного состава. Значительный интерес представляет возможность создания поверхностных слоев с использованием метода кон­тактного эвтектического плавления [68].

Предшественниками вакуумных ион — но-плазменных методов нанесения по­крытий и модифицирования поверх­ностных слоев являются методы хими­ческого осаждения из газовой фазы [4, 42, 54, 105] и термовакуумные методы. [61].

СПРАВОЧНИК СУПЕРСПЛАВОВ — Часть 301

6. дисперсно-упрочненные композиционные материалы

Материалы данного типа относятся к классу порошковых, в которых ма­трица из металла или сплава упроч­няется искусственно введенными мел­кодисперсными частицами размером менее 0,1 мкм в количестве 0,1—15 %, В качестве упрочняющей фазы исполь­зуют дисперсные частицы оксидов, кар­бидов, нитридов, боридов и других тугоплавких соединений.

Смеси порошков получают механиче­ским или химическим смешиванием, поверхностным или внутренним окис­лением, разложением смеси солей, во­дородным восстановлением илн хими­ческим осаждением из растворов.

После формования и спекания прово­дят горячую пластическую деформа­цию с целью получения плотного, бес­пористого полуфабриката (лент, по­лос, профилей и т. д.).

Дисперсио-упрочненные компози­ционные материалы на основе алюми­ния, Наиболее распространенными


\0 . Cs*

«О

8 г — со _

I I I0—S-

Сп — ч* о iz ™

(N

100—150 100—150 200—280 6—20

HB

МПа

О О OO C — (N (N

I I I N I

§8 — (N

100—120 100—150 75

130—150

О

СЧ

CJoo

Ооеч сЬ-еч

00

S t>

SS О

Сч сч ojoo

Illgll

OO c4O OO OO ь-

Q О

Оо ю ю

—• t^ СО —

IMI

Юююо

QO ^ Ю СЧ

ООО СЧ ю о

К

SS

(N<N о

^iiir I

СЧ сч

О

Об 8 3 —«

Jllf

T-ooo

SNtOO

ООО сч сч с*

Со СЧ СЧ

CQ t>

О ю

СЧ

7700-ю I I сч сч ю о

ОЮ———— —

СЧ Ol

55—77 50—60 40—55 90—95

ООО

О> о сч

L

Ч

30—36 *1

32 13,2 32—34 37,7

12—15

15— 17

16— 18 20—23

H И

* * *

Сч сч СЧ СО СО СО

I I I

ООО СО СО 00

1 d

1,33—1,41

7

СТ>

О

1,35

Полимер

Пол и им ид: ПМ-67 ПМ-69 ДФО

2080 (США) Р13 (США) NR (США)

Полиамиды алифатиче­ские: найлои-6 6, 10 литьевой П-12Л литьевой капролон В

Полиамиды ароматиче­ские:

Фенилон П » Cl 9 С2

Механические свойства ДК. М иа основе алюминия


T, КЗ

Сгв, МПа

Материал

ОT0iJ1 МПа


САП-3

20 250 350 500

400

240 190 130

340

САП-2

20 250 350 500

230

320 190 150 100

САП-1

20 250 350 500

200

290—310 180—190 140—150 100


SAP-1SML-930

SAP-ISML-895

SAP-ISML-865

20

175

250

300

95

110

400

.75

85

500

65

70

20

215

310

300

120

150

400

100

110

500

85

90

20

265

380

300

155

175

400

120

130

500

105

105


430

20 400 20 400 20 400 20 400 20 400

Al-I % G Al-I % G Al—2 % G Al—2 % G Al—3 % G Al—3 % G

Al—4 % G

Al—4 % G А -5 % G А1-~5 % G

260

Низкая

До 0,35

11РЗАМЗФ2

9Х4МЗФЗАГСТ (ЭК41) 9Х4МЗФ2АГСТ (ЭК42) Р12Ф4К5 (ЭП600) Р12М2ФЗКЮ (ЭП682)


Вольфрамомолибденовых быстроре­жущих сталей существуют две восьми­балльные шкалы (соответственно шкалы 1 и 2, ГОСТ 19265—73), определяющие карбидную неоднородность.

Карбидная неоднородность сущест­венно влияет на прочностные свойства деформированной стали после закалки и отпуска. По мере увеличения кар­бидной неоднородности прочностные свойства ухудшаются (табл. 16), что приводит к снижению стойкости ин­струмента в результате выкрашивания режущей кромкн нли его поломки.

Существуют три основных пути уменьшения карбидной неоднородно­сти:

1) увеличение скорости кристалли­зации расплавленной стали; этот путь самый перспективный, поскольку поз­воляет существеиио уменьшить тол­щину эвтектической сетки (например, при электрошлаковом переплаве) илй вообще устранить ее образование, как у сталей, полученных прессованием порошков (гранул) из распыленного жидкого металла;

2) повышение степени деформации и изменение характера деформирова­ния (например, при прессовании ли­той стали);

3) применение высокотемператур­ного гомогенизирующего отжига; при этой обработке у быстрорежущих сталей почти полностью устраняется эвтектическая сетка, но увеличиваются размеры избыточных карбидов.

В зависимости от состава н способа производства размеры наиболее круп­ных (избыточных карбидов) быстро­режущих усталей различаются значи­тельно (от 1 до 25 мкм и более). КРУ ные карбиды менее эффективно задер­живают рост зерна, слабее связаны с матрицей и быстрее выкрашиваются из рабочей кромки инструмента при его эксплуатации. При увеличении размеров карбидов с 8—10 до 15— 20 мкм наблюдается снижение стой­кости инструмента до 2 раз в тех слу­чаях, когда радиус закругления режу­щей кромки соизмерим с размерами крупных карбидов и когда инструмент работает с малыми толщинами среза.

Наиболее эффективный путь умень­шения размеров карбидов — изготов­ление сталей посредством прессова­ния порошков, полученных распыле­нием расплавленного металла. В этом случае размеры карбидов не превышают 1—3 мкм. Быстрорежущие стали, по­лученные этим способом, обладают по­вышенными механическими свойст­вами, стойкостью и шлифуемостью.

Быстрорежущие стали, полученные способом порошковой металлургии, наиболее целесообразно использовать для инструментов, работающих в усло­виях гибких автоматизированных про­изводств, поскольку этот инструмент обладает более высокой стабильностью свойств.

Нагрев под закалку быстрорежущих сталей проводится при температурах и выдержках, обеспечивающих раство­рение специальных карбидов и леги­рование аустенита, для получения оп­тимальной теплостойкости при усло-


16. Связь Р18 [5]

Между распределением карбидов и прочностью быстрорежущей стали


(У,*1, МПа, в направлении

Балл карбид­ной неод­нород­ности

Диаметр прутка, мм

Продольном

Поперечной

Характеристика распределения карбидов по шкале


Тонкая полосчатая структура Полосчатость с большим числом полос

Полосчатость, более сильно вы­раженная

Остатки разорванной карбид­ной сетки

Полосчатость резко выражен­ная

Сетка слабо выраженная, ра­зорванная

Грубая полосчатость Сетка явно выраженная, разор­ванная

Полосчатость грубая, резко вы­раженная и скопления карби­дов

Сетка явно выраженная, разор­ванная, крупные скопления карбидов

10—15 15—25

25-40

25—40

40—60

40—60

60—75 60—75

70—90

70—90

80—100 90—110

1

2

ЗА

ЗБ

5А 5Б

6А 6Б

7

8

Сетка, разорванная в отдельных участках, скопления карбидов CeiKa малодеформированная, • разорванная н скопления кар­бидов 3300—3400 3000—3200

2800—3000

2400—2700

2400—2700

2400—2700

2300—2500 2300—2500

1800—1900

1800—1900

1600—1700 1200—1400 1800—2000 1800—2500

1500—1600

1500—1600


17. Балл зерна для различных быстрорежущих сталей [5]

Балл зерна

Стали

9

Низколегированные, молибденовые и вольфрамо-молибденовые нормальной производительности, из которых изготовляют круп­ный инструмент относительно простой формы

10

Быстрорежущие нормальной производительности, низколеги­рованные быстрорежущие, а также быстрорежущие повышенной производительности, из которых изготовляют инструмент отно­сительно простой формы

С I

‘ см

Те со

О

XX

О_

Со

О"


22 Б. Н. Арзамасов н др.


55. Критические точки (в 0C) штамповых сталей для горячего деформирования [Ю]

Сталь

A Ci

Ac3 (Аст)

Ar,

Ar1

Mk

Mk

5ХНМ

730

780

640

610

230

5ХНВ

730

780

205

— I

5ХНВС

760

800

250

5ХГМ

700

800

215

__

4ХМФС

760

805

710

630

280

100 S

5Х2МНФ

740

815

730

650

210

40

ЗХ2МНФ [15]

780

830

4Х5МФС

840

870

810

735

300

110

4Х5МФ1С

875

935

815

760

305

140

4ХЗВМФ

800

850

760

730

230

ЗХЗМЗФ

815

875

820

760

340

155

4Х4ВМФС

830

910

750

670

255

105

4Х5В2ФС

800

875

840

730

275

90

5ХЗВЗМФС

780

920

725

665

330

70

4Х2В5МФ

820

940

840

690

205

100

2Х6В8М2К8

827

890

180

7X3

760

730

400

— J

8X3

785

830

770

750

370

110 ;

56. Режимы ковки и отжига (отпуска) штамповых сталей дли горячего деформирования [10]


Режимы отжига (отпуска)

Твердость после отжим HB, МПа, не более

Интервал ковочных температур, 0C "

СПРАВОЧНИК СУПЕРСПЛАВОВ — Часть 631

Примечание. Все указанные, бронзы содержат не более: 0,15% Si, Al, 0,005 % Pb, 0,15 % Fe. ‘ — ,

[16]А Составы сплавов указаны в ГОСТ 5017—74, ГОСТ 18175—78 и ГОСТ 492—73.

[17] При применении сплава АЛ22 для литья под давлением допускается

[18]2 300 0C.

350 °С.

[19]2 Режим старения дли сплава, отлитого под давлением, 280±Ю°С, 5—8 ч,

Заварка дефектных мест невозможна без трещнн; склонен к образованию ИкРорыхлот. Коррозионная стойкость в местах заварки неудовлетворительная.

[21]Г Сплав сваривается удовлетворительно, несколько склонен к образованию микрорыхлот при сварке. Коррозионная стойкость в местах заварки удовлетво­рительная.

„ Сплав сваривается хорошо, не склонен к образованию микрорыхлот. ^°Ррозионная стойкость в местах заварки удовлетворительная.

[22]

L ®

-f — а) ООО в

SgS с

НЕгам + • HlM

CU

[24]1 Допускается отжиг листовых деталей при 650—750 °С.

[25]Г Закалка + старение.

*l В числителе дроби приведены результаты испытаний в продольно») знаменателе — в поперечном направлении.

[26] П. Яцёико, С. И. Кишкиной.

[27]3 R — симметричность циклов.

[28]1 По данным И, Н, Фридляндера, К. П. Яценко, С. И. Кишкиной, 3. Г. Семеновой.

[29] !рололжеиие т. Л*2."2>

[30]L Материалы KAC-I имеют плотность 4,8 т/м3, предел прочности при сдвиге 0,065 ГПа и коэффициент Пуассона 0,33.

- *3 Свойства вдоль оси волокон при температуре 315°С.

[32] — 2,7 — 2,9-, 2 — 2,8 — 3,0; 3 — 2,9 —3,O^ температура облучения 40=140 "С [3J

[33]I Сплав циркалой-2: 1,2—1,7% Sn; 0,07—0,2 % Fe; 0,05—0,15% Cr} 0,03—0,08 % Ni; 0,03—0,08 % N; 0,010 % О; сплав Н-2,5: 2,5 % Nb; основа — Цирконий.

[34] Сталь 316 имеет примерный химичеекн® состав 17 % Cr, 13 % N1, 2,5 % <0,10% С. Близка по свойствам оте« ственной стали 08Х17Н13М2Т.

СПРАВОЧНИК СУПЕРСПЛАВОВ — Часть 38

8. Гольдштейи М. И., Грачев С. В. Векслер Ю. Г. Специальные стали. М. Металлургия, 1985. 408 с.

9. Гузовская М. А., Островская Т. В Основные направления развития мар тенситно-стареющих сталей за рубе — жом//Черная металлургия: Бюллетень научно-технической информации. M.: 1982. Вып. 23 (931). С. 17—33.

Ю. Еднерал А. Ф., Жуков О. П., Перкас М. Д. Мартенситно-стареющие стали с прочностью более 200 кг/мм2//

Металловедение и термическая обра­ботка металлов. 1971. № 4. С. 9—14.

11. Журавлев В. H., Николае­ва О. И. Машиностроительные стали: Справочипк. 3-е изд. M.: Машино­строение, 1981. 391 с.

12. Исследование элинвариых и ме­ханических свойств мартенситно-ста­реющих сталей с двухфазной (а + — у)- структурой /М. Д. Перкас, Е. М. Струг,

B. В. Русаненко и др.//Физика метал­лов и металловедение. 1987. Т. 63. Вып. 2. С. 371—380.

13. Контролируемая прокатка — В. И. Погоржельский, Д. А. Литви-

Ненко, Ю. И. Матросов, А. В. Иваниц — кий. M.: Металлургия, 1979. 184 с.

14. Кучерявый В. И., Ульяно­ва Н. В. Нержавеющие мартенситно — стареющие Со—Mo и Со—Mo—Ti ста­ли/Металловедение и термическая об­работка металлов. 1971. №4. С. 14—18.

15. Матросов Ю. И. Комплексное мнкролегнроваиве малоперлитных ста­лей, подвергаемых контролируемой прокатке//Металловедение и термиче­ская обработка металлов. 1986. № 3.

C. 10—17.

16. Металловедение и термическая обработка стали: В 3 т. Справочник: 3-е изд. Т. II. Основы термической обработки/Под ред. М. Л. Бернштейна,- А. Г. Рахштадта. M.: Металлургия, 1983. 368 с.

17. Металловедение и термическая обработка стали: В 3 т. Справочник: 3-е изд. Т. III. Термическая обработка металлопродукции/Под ред. М. Л. Бер­нштейна, А. Г. Рахштадта. M.: Ме­таллургия, 1983. 216 с.

18. Низколегированные строитель­ные стали массового назначения с кар-

‘ бонитридным упрочнением/А. В. Руд — ченко, Л. И. Гладштейн, С. А. Голо — ваненко п др.//Сталь. 1977. № 10. С. 948—952.

19. Новая малоперлитная сталь 09Г2ФБ для магистральных газопро-" водов диаметром 1420 мм/Н. П. Ля — кишев, С. А. Голованеико, Ю. И, Матро­сов и др. А’Сталь. 1980. № 4. С. 327—330.

20. О роли кобальта в упрочне­нии мартенситно-стареющих сталей/ М. Д. Перкас, А. Ф. Еднерал, О. П. Жуков и др.//Физика металлов и металловедение. 1984. Т. 57, № 2, С. 310—318.


21. Пастухова Ж. П., Pax — штадт А. Г., Каплун Ю. А. Динами­ческое старение сплавов. M.: Метал­лургия, 1985. 222 с.

22. Перкас М. Д. Структура и свой­ства высокопрочных сталей со старею­щим мартенситом//Металловедение н термическая обработка металлов. 1970. № 7. С. 12—24.

23. Перкас М. Д. Структура, свой­ства и области применения высоко­прочных мартенснтно-стареющих ста- лей//Металловедение и термическая об­работка металлов. 1985. № 5. С. 23—33.

24. Перкас М. Д. Структура, свой­ства и области применения высоко­прочных мартенситно-стареющих ста­лей. M.: Машиностроение, 1986. 70 с.

25. Перкас М. Д., Кардонский В. М. Высокопрочные мартенситно-старею — щие стали. M.: Металлургия, 1970. 224 с.

26. Повышение качества и надеж­ности строительных сталей в резуль­тате субструктурного упрочнения/ В. И. Большаков, И. А. Монгайт, Jl. И. Котова, Н. Э. Погребная/Метал­ловедение и термическая обработка металлов. 1985. № 8. С. 42—46.

27. Поздняков JI. Г., Евсюков М. Ф., Чехраиов С. В. Исследование законо­мерностей распада аустенита малопер­литных сталей при непрерывном охла — ждении//’Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. №9. С. 32—35. . 28. Рахштадт А. Г. Пружинные стали и сплавы. M.: Металлургия,

СПРАВОЧНИК СУПЕРСПЛАВОВ — Часть 393

16-

800

800

720

450

9

12

600

850 ¦

600

400

8

15 •¦

700

900

380

220

12

35

Снижают содержание хрома. Одцако уменьшение содержания хрома ниж6 15 % влечет за собой снижение Conp0. тивления окислению. Поэтому сплавы с низким содержанием хрома требуют защиты от газовой коррозии.

67. Примерное назначение некоторых жаропрочных сплавов ва основе никеля [26]

Сплав Д"ОСТ 5632—72)

Назначение

Рекомендуе­мая темпера­тура исполь­зования

Температура начала интен­сивного ока­ли нообразо — вания

С

X Н70ВМЮТ ХН70ВМТЮ

Лопатки газовых турбин, кре­пежные детали, срок работы •— весьма длительный

750 850

1000

ХН80ТБЮ

Лопатки, крепежные детали турбин

700

1000

ХН70МВТЮБ

ХН70Ю

ХН78Т

Листовые детали, газопроводы, работающие при умеренных на­пряжениях, срок службы огра­ниченный

850 1100 1100

1200 1200 1100

*

X H 75МБ ТЮ

Листовые детали турбин, срок службы ограниченный

850

1050

ХН77ТЮР

Диски, лопатки турбин с огра­ниченным сроком службы

750

1050

ХН60ВТ

Листовые детали турбин с огра­ниченным сроком службы

1000

IlGO

ХН62МВКЮ

Лопатки, диски турбин с дли­тельным сроком службы

800

1080

Горячая деформация Ъысоколегиро. ванных жаропрочных сплавов имеет следующие особенности: 1) малую пла — стичность при всех температурах — 2) высокое сопротивление деформации’ включая и однофазную область твердого раствора; 3) узкий температурный ин­тервал деформации (до 80—IOO0C); 4) высокую чувствительность к пере­греву (нагрев выше определенной тем. пературы приводит к катастрофиче­скому снижению пластичности).

0S ПреДел" длительной прочности, — лзучеств и выносливости (в Mila) П"пЛава ХН70МВТЮБ [26)

% ‘С

Oioo

Oaoo

"0,2/1 00

20

420

600

350

650′

620

600

700

480

420

300

370

800

250

230

180

350

850

180

230

180

900

- V-

180

70. Механические свойства сплава ХН80ТБЮ при различных температурах [26)

T, 0C

OrO,2

6

Кси,

КДж/м8

МПа

%

20

950

650

18

22

700

СПРАВОЧНИК СУПЕРСПЛАВОВ — Часть 94

195— 245 580- 640

685—820 1570—2160

0,01

0,12

700- 800

600- 650

350- 370

260

20

БрОФ6,5—0,15; БрОФб,5—0,4: литая

Мягкая твердая


16,1

600— 650

0,33

0,011

835—930

1745

При 10- IO6 ци клов 165

55—65

370—440

БрОФ7—0,2: мягкая


880—1080

540

1—2

Твердая

1720—2250


Твердая

600— 650

880—980

1760—2350

55—65

1—2

390—490 980—1180

БрОФ8—0,3: мягкая


1

БрОФ4—0,25:

I

1

1

\

1

Мягкая

295—375

_

40—58

При 5- IO6

_

85

540—685

700—

600—

350—

250

20

Циклов

800

650

370

151

Твердая

590—685

530

6—10

245

60

1570—1670

БрОЦ4—3:

600—

400

250

Литая

195—295

65

15

___

390

590—685

700—

СПРАВОЧНИК СУПЕРСПЛАВОВ — Часть 468

Jg. Многожильные сверхпроводящие модули и фольга иа основе сплава НТ-50 I19J___

Тип изделия

Попе­речное сечение,

MM

Диаметр сверх­прово­дящей жилы, мкм

Чис­ло жил

Шаг скрут­ки,

MM

Коэффи­циент запол­нения, %

Критический ток в поле 6 Тл при ^269 0C, А

МНТ-2/2-456

2X2

40

456

20

15

360

МНТ-3/1-456

3X1

40

456

30

15

390

МНТ-3,5/2-361

3,5X2

80

361

30

1 30

1480

МНТ-5/2-456

5X2

70

456

50

15

750

МНТ-6/6-1200

6X6

40

1200

50

20

6000

ФНТ-100/0,2

100X0,2

90

5. IO9 *1, А/м»

Критическая плотность тока без внешнего магнитного поля.

17. Сверхпроводящие электролитические шины иа основе сплава НТ-50 [ 19J

Тип шивы

Ширина,

MM

Толщи­на, MM

Ди аметр провода, MM

Число сверх­провод­ников

Коэффи­циент запол­нения, %

Критиче­ский ток в поле 5 Тл при —269 °С, А

ШНТ-1,5/1,1

И т. п. ШНТ-2,1/1,3 и т. п. ШНТ-2,6/1,5 и т. п. ШНТ-3,0/1,6 и т, П. ШНТ-50/3 ШНТ-10/1,2 ШНТ-10/1 ШНТ-10/1,2

1,5-5,0

1,1

0,5

3-10

15—20

400—1400

2,1-7,0

1,3

0,7

3-10

15—20

800—2800

2,6—8,5

1,5

0,85

3-10

15-20

1100-4000

3,0—10,0

U6

1,0

3-10

15-20

1600—5600

50 10 10 10

3,0 1,2. 1,0 1.2

0,85 0,33 0,33 0,85

60 30 30 10

ООО

TON3N3

20—24 800—1200 800—1200 2600—3100

Сверхпроводящие изделия (соленои­ды, кабели), изготовленные из сверх­проводящих проводов, имеют более низкие критические токи, чем прово­локи, использованные для их изготов­ления. Это явление получило название деградации. Допустимое значение ра­бочего тока в сверхпроводящем изде­лии зависит от потерь энергии в сверх­проводящих проводах. Это гистерезис — ные потери в сверхпроводящих волок­нах; потери, вызванные собственным магнитным полем проволок; вихревые потери в жиле, вызванные индуци­рованными токами между проволоками и др. Энергетические потери приводят к тепловыделениям в сверхпроводнике, и, если температура поднимается выше критической, в сверхпроводнике воз­никает участок нормальной фазы, ко­торый прн недостаточном теплоотводе может привести к переходу всего из­делия в нормальное состояние. Для предотвращения разрушения сверхпро­водимости вследствие тепловыделений тонкие сверхпроводящие нити распо­лагают в матрице из нормального ме­талла (чаще всего меди), обладающего высокой электрической проводимостью и теплопроводностью. Для больших систем обмотки изготовляют с охла­ждающими каналами, обеспечивающи­ми отвод теплоты от проводов через метал л-п роводн ик.