Суперсплавы | Металлолом — Part 3

Страница 3 из 64«12345…102030…»Последняя »

Способ литья:

3 В песчаную форму В По выплавляемым моделям О В оболочковые формы К В кокиль Д Под давлением M Сплав при литье подвергался мо­дифицированию Tl Старение Т2 Отжиг Т4 Закалка

Т5 То же и частичное старение T6 » и полное старение T 7 » и стабилизирующий от­пуск

T8 » н-смягчающий отпуск

Прн определении механически» свойств на образцах, вырезанных нз

259

Алюмнн иевые сплавы

Материалы малой плотности н высокой удельной прочности

Дек воде, содержание меди не должно превышать и, ои -/о.

Д№анне 8,0—13,0% Mg, 0,8—1,6% Si, до 0,5% Mn и отсутствие титана. щ ограничить содержание примесей железа и кремиия до 0,03 % каждого; в — vL®33 не должно превышать 0,30 %.

Сплав	Mg	Si	Mn	Cu	Nl	Г	Be	Zr.	Zn	Другие элементы	Железо*Ь не более	Сумма учитываемых примесей, не более
3, О, В	К	Д	O3B к д
АЛ2	До 0,10	10,0—13,0	До 0,50	До 0,60	__	До 0,ю		До 0,10	До 0,30	—	0,70	1,00	1,50	2,10	2,20	2,70
АЛ4	0,17—0,3	8,0—10,5	0,2—0,5	До 0,30	—		^To,10 До 0,10	Сумма Ti и Zr до 0,15	До 0,30	До 0,01 Sn, до 0,05 Pb	0,60	0,90	1,00	1,10	1,40	1,50
АЛ9	0,2—0,4	6,0—8,0	До 0,50	До 0,20	—	—	Сумма Ti и Zr до 0,15	До 0,30	До 0,01 Sn, до 0,05 Pb	0,60	1,00	1,50	1,10	1,50	2,0
АЛ9-1	0,25—0,4	7,0—8,0	До 0,10	До 0,10	—	0,08—0,15	До 0,10	До 0,10	До 0,20	До 0,005 Sn, до 0,03 Pb, до 0,10 В	0,30	0,30	—	0,60	0,60	0,60
АЛ34	0,35—0,55	6,5—8,5	До 0,10	До 0,30 I —	0,1-0,3	0,15—0,4

0,016 0,013 0,012

1

3

»

S

1S

38. Механические свойства и область применения литейных латуней [11, 17, 23]

Жидко — теку — чёсть, CM	881 I I Si I S I S S I
	Г — Г — OO (N ь — СЧ оо_ ’4? OO — — — Г —» —» сч —» см» —Г —Г — —
Ж О 7 S	0,2 0,2 0,08 0,09 ‘ 0,11 0,068 0,12 0,108 0,12 0,09
Темпе­ратура плав­ления, eC	ОООЮ^ЮсОЮОООО 0000)000-.С00500|^16 12 12 20 M 15

*t Для проволочных резисторов диаметром более 6 — ми.

26. Максимальные рекомендуемые рабочие температуры (в 0C) нагревательных элементов, !работающих на воздухе (ГОСТ 12766.1—77)

Диаметр или толщина продукции, мм

•Сплав	0,2	0,4	1,0	3,0	•6Д> и ®олее
Х15Ю5	750	850	900	950 ‘	TOOO
Х23Ю5 !	950	1025	1100	1150	1200

Магнитные свойства. В соответствии С требованиями, предъявляемыми и де­талям, чугун может применяться в ка­честве ферромагнитного (магнитно — мягкого) или паромагнитного мате­риала.

Магнитные свойства в большей сте­пени, чем какие-либо Другие, зависят от структуры металла, что определяет разделение магнитных свойств на пер­вичные и вторичные. К первичным относятся индукция, насыщение (4я/), проницаемость в сильных полях н температура магнитного превращения. Эти свойства зависят от количества и состава ферромагнитных фаз и не зависят от их формы и распределения. К вторичным свойствам относятся ги — стерезисные характеристики: индук­ция, насыщение и проницаемость в слабых и средних, полях, коэрцитив­ная сила, остаточный магнетизм. Вто­ричные свойства мало зависят от со­става фаз и определяются главным образом формой и распределением структурных составляющих.

Основными ферромагнитными соста­вляющими чугуна являются феррит и цементит, характеризующиеся следу­ющими данными [6] (табл. 11).

Также

Цементит является более жесткой магнитной составляющей, поэтому в качестве магнитно-мягкого материала всегда применяется серый, а не белый чугуи. Графитизация приводит к рез­кому понижению Hc и интенсивному повышению Цтах> в особенности прн распаде последних остатков карбидов. При этом влияние графита, как и дру­гих немагнитных фаз, зависит также от формы и величины включений. Наиболее благоприятной в этом отно­шении является глобулярная форма. Поэтому ковкий и высокопрочный чугун характеризуются большей ин­дукцией и магнитной проницаемостью и меньшей коэрцитивной силой, чем серый чугун при той же матрице (см. табл. 10).

Таким же образом влияет укруп — ненив эвтектического и ферритного верна и уменьшение, количества пер­лита. Поэтому отпуск после закалки способствует улучшению магнитиомяг­ких свойств.

Немагнитные (парамагнитные) чу — гуны применяются в тех случаях, когда требуется свести к минимуму потери мощности (крышки масляныя выключателей, концевые коробки трансформаторов, нажимные кольпа на электромашинах и т. д.) или когда необходимо минимальное искажение магнитного поля (стойки для маг ни — тов и т. п.). В первом случае, наряду С низкой магнитной проницаемостью, требуется высокое электрическое со­противление; этому требованию чу — Гун удовлетворяет даже в большей степени, чем цветные сплавы. Во вто­ром случае необходима особо низкая магнитная проницаемость. Поэтому в ряде случаев и не удается заменить цветные сплавы аустенитными чугу — нами для второй группы отливок 16].

В зависимости от состава различают аустеиитные немагнитные чугуны:

Никелевые типа нирезист с тем или иным количеством хрома;

Никельмарганцевые типа номаг с тем или иным содержанием меди и алю­миния, превосходящие чугуны первой

11. Характеристика структурных составляющих чугуна

Цементит

71,6—79,6 4377

6283—12 566

В, га

768 212

PP ИТ

Ф(

Br, Тл

Нс, А/м

.10«, Fh/m

T магнитного превращения, 0G

Структурные составляющие

If

12, Классы стойкости металлов

Класс	Характеристика стойкости Металла	Уменьшение массы металла при коррозии
		Р/(м!-ч)	Мм/год

1 Вполне стойкие

2 Достаточно стойкие

3 Относительно стойкие

4 Малостойкие

5 Нестойкие

Группы по немагнитиости, но уступа­ющие им по жаропрочности, жаростой­кости и сопротивлению коррозии;

Марганцевые с тем или нным содер­жанием меди и алюминия, являющиеся наиболее дешевыми, но обладающие более низкими прочностными и физи­ческими свойствами.

Представляют интерес также фер — ригные высоколегированные алюми­ниевые чугуны, характеризующиеся особенно низкой магнитной прони­цаемостью (см. табл. 10).

Коррозионная стойкость чугуна. Коррозионное разрушение чугуна вы — еываегся электрохимическими, реяСе, чисто химическими процессами. Кор­розия может быть равномерной, мест­ной, межкристаллитной избиратель­ной.

‘Ur-H-

300

?1

MOlZ — ff% го

О 20 30 W 50 SO 10 ВО 90 Мае. доля Be

Рис. 16. Механические свойства сплавов с различным содержанием бериллия; штри­ховая линия — AI — Be; сплошная ли­ния — Al-Be-Mg IlSJ

По модулю упругости в зависимости от состава превосходят высокопрочные сплавы иа алюминиевой основе более чем в 2—Зраза. Модуль упругости — аддитивное свойство, приблизительно определяемое среднеарифметическим значением модуля упругости компонен­тов, входящих в состав сплава. Этим объясняется высокий рост модуля упру­гости при введении бериллия в боль­ших количествах в указанные сплавы. Наблюдается аномалия в тройных сплавах Al—Be—Mg — значительное повышение модуля упругости алюми- ниево-бериллиевых сплавов в резуль­тате введения магния.

Е, ППа

100000< 6д, НПа_

SOO

Сплавы системы Al—Be—Mg имеют более высокий модуль упругости (на 14 700—39 200 МПа), чем сплавы си­стемы Al—Be при одинаковом содер­жании бериллия, хотя магний (и твер­дый раствор магния в алюминии) имеет модуль упругости ниже, чем алюминий (44 100 МПа), и его вводят в сплавы сравнительно немного. Эта аномалия объясняется физическими особенностя­ми структурных составляющих иссле­дуемых сплавов, представляющих смесь двух фаз с резко выраженной разнородностью и уменьшением степе­ни этой разнородности при легирова. нии алюминиевой фазы магнием.

Другая закономерность для эти* сплавов состоит в том, что тройные сплавы системы Al—Be—Mg при со­держании бериллия до 70 % превос. ходят двойные сплавы системы Al-Be не только по прочности, но и по отно — сительному удлинению. По-видимому, более низкое относительное удлинение двойных алюминиево-бериллиевьщ сплавов также есть следствие резко вы­раженной неоднородности фаз, при. сутствующих в структуре этих сила, вов». твердой и прочной бериллиевой фазы [В] и мягкой и малопрочной фа­зы [Alj. В сплавах системы Al-Be — Mg свойства упрочненной магнием фазы [Al ] меньше отличаются от свойств фазы бериллия. Это обеспечивает и бо­лее однородный и равномерный харак­тер деформации при растяжении и, кап результат этого, одновременное повы­шение прочности и относительного удлинения.

Если предел прочности двойных сплавов непрерывно повышается при увеличении содержания бериллия от 10 до 100%, то кривая прочности трой­ных сплавов системы Al—Be—Mg рас­полагается значительно выше и дости­гает максимума приблизительно при 70 % Be. При 70 % Be относительное удлинение тройного сплава сохраняет­ся па Достаточно высоком уровне (око­ло 10%). При дальнейшем повышении содержания бериллия прочность пони­жается при одновременном резком сни­жении пластичности, поэтому сплавы системы Al-Be-Mg при содержании бериллия более 70— 75 % (более 80 об. долей, %) для практического примене­ния не представляют особого интереса. Резкое снижение относительного удлн* нения в сплавах данной концентрации объясняется тем, что количество [Al г фазы в структуре сплава уже недоста* точно и она перестает оказывать пла­стифицирующее действие, как это про­исходит в сплавах, более богатых ат°й фазой — Сплавы с малым количеством [AlJ-фазы можно рассматривать как бериллий, содержащий некоторое ко* личество легкоплавкой составляющей.

68. Коэффициент линейного расширения сталей умеренной теплостойкости и повышенной вязкости [4]

			J1	Г
		Y
300	500	1000
5ХНВ 5ХНМ	750 600	85,5 56,0	92,4	94,0 83,0	94,3	95,3 89,0	96,5 92,5
Типа 4ХЗВМФ	750 600	12,0 8,3	21,4 21,4	27,5 25,0	34,6 30,0	Поломка 32,7 j 37,8
4Х5В2ФС	750 600	15,7 11,5	23,4 20,3	26,6 26,5	30,7 29,3	34,4 31,7	38,8 35,0
4Х2В5ФМ	750 600	10,8 9,1	17,6 15,8	19,2 20,0	22,8 23,0	25,0	30,1 52,0
Типа ЗХ2МНФ	750 600	16,2 16,3	27,6 28,0	32,0 31,4	37,0 36,7	38,6 39,0	45,3 45,0

Сталь	А-	10′ (в °с->) .в	Интервале температур	1
100—250	250 — 350	350—600	600—700
5ХНМ	12,5	14,1		14,2		15
5ХНВС	12,5	14,1		14,6		16,5
30Х2МНФ	12,7	14,2		15,6		15,8

Ренной теплостойкости и повышенной вязкости приблизительно одинаковы (табл. 68). Рекомендуемые области применения этих сталей приведены в табл. 69.

Стали повышенной теплостойкости и вязкости (4Х5МФС, 4Х5МФ1С, 4Х5В2ФС, 4ХЗВМФ, ЗХЗМЗФ, 4Х4ВМФС) относят к заэвтектоидным, так как содержание первичных кар­бидов в них мало. Карбидная неодно­родность при диаметре до 50 мм обычно не превышает баллов 1—2. В отожжен­ном состоянии доля карбидной фазы (M23Q, M6C, VC) — 6—12%. Тепло­стойкость сталей повышается с увели­чением в структуре сталей количества карбидов MeC и VC, т. е, при повы­шении концентрации вольфрама, молибдена и ванадия.

После закалки на мелкое зерно (9—10) в структуре сохраняется 2— 6 % нерастворившихся карбидов MeC и VC и 5—12 % остаточного аустенита. Их влияние на свойства незначительно. Выделение вторичных карбидов по границам зерен и образо­вание промежуточных структур сни­жает вязкость (табл. 70). Поэтому прн назначении режима ступенчатой аакалки, обеспечивающего минималь­ное коробление, охлаждение с темпе-

Литых изделий, работающих в атмо­сферных условиях и морской воде; еще более высокой стойкостью в мор­ской воде обладает сплав магналий AMr с 10 % Mn.

При конструировании металлоиз­делий с использованием деталей из алюминия и его сплавов необходимо Учитывать их высокую склонность к контактной коррозии.

Сплавы алюминия применяются в качестве расходуемых анодов для ка­рдной защиты морских сооружений и сУдов. Для этих целей используются протекторы из сплавов на основе Al-Zn—Mg и Al—Zn—Hg. Покрытия чз алюминия, нанесенные на стальную Поверхность плазменным и изотерми — ческим методами, также играют роль Расходуемых анодных покрытий и ши­роко используются для защиты ста­ционарных морских конструкций л, сУдов.

Металлопродукция из алюминия по­является по ГОСТ 11069—74, ГОСТ */Ь4_74> гост 2685—75 (марки), 13*

ГОСТ 6132—79 (проволока), ГОСТ 21631—76 (лист), ГОСТ 17232—79 (плиты), ГОСТ 21488—76 (прутки), ГОСТ 8617—81 (профили), ГОСТ 18475—82 (трубы), ОСТ 92-1008—77 (штамповки, поковки).

Медь и ее сплаиы. Повышен­ная коррозионная стойкость меди свя­зана с высокой термодинамической стабильностью, в то время как спо­собность к пассивации выражена слабо.

Медь устойчива против коррозии на воздухе, в нейтральных сульфат­ных и слабощелочных растворах, в пресной, горячей и холодной воде, деаэрированных горячих и холодных разбавленных растворах серной, фос­форной и уксусной кислот. Медь до­статочно стойка в морской воде.

В окислительных средах — в HNOs, горячей концентрированной H2SO4, ра­створах KMnO4, K2Cr2O7 — медь не­устойчива.

Для латуни характерны два вида коррозионного повреждения — обес — цинкование и коррозионное растре­скивание. Склонность к обоим видам повреждений увеличивается с повы­шением содержания цинка. Явление обесцинковаиия заключается в избира­тельной коррозии в связи со значи­тельно более высокой электрохимиче­ской активностью атомов цинка по сравнению с атомами меди.

Для снижения склонности к обес — цинкованию применяют легирование небольшими количествами фосфора, сурьмы, мышьяка (сотые доли).

Наиболее широкое распростране­ние в морских условиях получили так’ называемая адмиралтейская ла­тунь (70 % Cu, 29 % Zn, 1 % Sn) и алюминиевая латунь (75 % Cu, 23 % Zn, 2 % Al).

Коррозионное растрескивание про­является при наличии в металлоизде­лии внутренних или внешних растя­гивающих напряжений. Под дейст­вием растягивающих напряжений про­исходит раскрытие трещины и уско­ренное разрушение материала по плоскостям, обогащенным цинком.

6. Механические свойства стали после контролируемой прокатки в зависимости от толщины листа [13]

Сталь	Толщина листа, мм	Темпе­ратура конца прокат­ки, °С	Ot	«в	«. %	Г, о, 0G
МПа
0,14 % С; 1,4% Mn; 0,25 % Mo; 0,5 % Cr	12.7 25,4 31.8	815 835 860	490 456 . 425	582 590 575	18 22 22	—30 -20 -25
0,075 % С; «	12,5	850	460	560	27
0,19% Si;
2,25 % Mn;	25,5	850	380	500	26
0,08 % Nb;
0,027 % Р;	38	850	360	490	24	__
0,02 % S

7 Влияние режима контролируемой прокатки на свойства листовой стали 16Г2АФ [0,17% С; 1,52% Mn; 0,48% Si; 0,10% V; 0,019 % N; 0,031 % S1- 0,018 % P (толщина листа 18 мм)] [13]

^ ел	^4	Чч	0Т		В». %	КС U, МДж/м’ при температуре, 0C
°С	МПа	— 40	—60
2180 1200 1280 1280	1075 990 1025 (940) 1025	1060 970 920 910	550 490 530 540	710 660 •670 680	14 22 20 20	0,23 0,35 0,47 0,44	0,15 0,17 0,37 0,39

Примечание. ^Температура металла: Tcn — сляба;’ T4 — перед чисто — • вой прокаткой; T34 — перед тремя последними проходами (общее обжатие 40%); в скобках — после подстуживания.

8, Влияние контролируемой прокатки с термическим упрочнением на механические свойства малоперлитной стали 09Г2ФБ [26]

Температура прокатки, °С	I Степень деформа­ции, %	«в	«0,2	6		KCV. МДж/м2, при температуре, 0C
Начала	Конца	МПа	%	+ 20	—70
1150 920 920 920	740 ** 900 900 ЭОО	70 20 40 60	600/—*1 570/730 530/700 520/680	500/— 400/650 400/620 380/560	231-*1 30/23 29/21 34/24	70/—*1 71/68 75/68 74/68	0,8 ** 1,3/1,4 1,3/1,2 1,4/1,1	0,03 ** 0,14/0,4 0,16/0,3 0,14/0,2

** Данные завода «Азовсталь».

Примечание. В числителе дроби приведены свойства стали после кон­тролируемой прокатки с охлаждением на воздухе, в знаменателе — после кон­тролируемой прокатки с последующим охлаждением в воде от температуры конца прокатки н отпуска при 670 °С, 1 ч.

Устойчивой дислокационной структуры по типу полигонизации.

В результате упрочнения листов толщиной 16—17,5 мм из стали 12Г2ФР (0,11% С; 1,37% Mn; 0,44% Si; 0,009 % S; 0,011 % Р; 0,082 % V; 0,005 % В) по режиму: охлаждение от температуры конца контролируемой прокатки 720—740 0C до 600—640 0C со скоростью около 20 0CIc, а затем на воздухе, временное сопротивление разрыву повысилось от 540—560 до 620—630 МПа при высокой пластич­ности (65 = 20-7-26 %) [27]. Легиро­вание стали бором в количестве до 0,005 % повышает устойчивость аусте- нита и обеспечивает более высокую прокаливаемость. Листы из стали 12Г2ФР можно охлаждать при закалке с меньшей скоростью, чем листы из стали 09Г2ФБ, что облегчает реализа­цию термического упрочнения.

Страница 3 из 64«12345…102030…»Последняя »

1; 1
		Для ОТ4
60	‘кип	1 для 4200
Хлорное желе­
Зо концентра­
Ции, %:
40	95	1 для ОТ4
1—5	30—100	3 для 4201
10	35	3
10—15 х	60—100	1
5-15 !	100	3
5-20	20	4
		Ь