Аустенитные стали и сплавы иа никелевой основе

Рис. 2.3. Зависимость статического Е и динамического Един модулей упругости от температуры 1 для аустенитных сталей (а), сплавов на никелевой основе (б) и титановых сплавов (в)

Установлено, что для большинства конструкционных материалов при температурах ниже 500 °С перенос масс в натриевом теплоносителе незначителен, а с повышением температуры до 700—900 С для хромоникелевых сталей и особенно жаропрочных материалов резко возрастает. На рис. 17.5 представлена в полулогарифмических координатах зависимость скорости переноса масс от температуры для аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе. [c.261]

Развитие аустенитных жаропрочных сталей и сплавов на никелевой основе в последние годы определялось созданием новых парокотельных агрегатов и газотурбинных установок. Так, строительство паровой турбины для Каширской ГРЭС на закритические параметры пара (температура 660° С и давление 300 ата) потребовало разработки новых марок аустенитных сталей для паропроводных и пароперегревательных труб, а также литейных сплавов для корпусов турбин. [c.27]

Основной режим термической обработки аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе — аустенизация с последуюш,им стабилизирующим отпуском или старением. [c.151]

Магнитные методы контроля могут применяться только для намагничивающихся сталей, к которым относятся углеродистые, низко- и среднелегированные, а также высокохромистые стали. Аустенитные стали и сплавы на никелевой основе, относящиеся к немагнитным материалам, этим методам контроля не поддаются. [c.391]

Выбор композиции наплавленного металла и термообработки для сварки аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе [c.402]

Наибольшее значение имеют трещины, возникающие в процессе выдержек при термической обработке по третьему механизму. Они могут образовываться в сварных узлах, изготовленных из низколегированных конструкционных сталей повышенной прочности, теплоустойчивых сталей, а также жаропрочных аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе. Очевидно такой широкий ассортимент материалов охватывает большинство сварных конструкций из легированных сталей, работающих в наиболее тяжелых условиях и в первую очередь при высоких температурах. В связи с этим в последнее время вопросам выяснения механизма образования подобных трещин и разработке мероприятий по их устранению уделяется большое внимание и появилось большое число статей, посвященных данной теме. [c.94]

Ряд исследователей предлагает использовать в качестве критерия суммарную остаточную деформацию, накопленную на первой и второй стадиях ползучести, и исходят из предпосылки, что эксплуатация на третьей стадии ползучести, когда происходит ускоренное накопление пластической деформации, недопустима. В особенности это относится к аустенитным сталям и сплавам на никелевой основе, в которых трещины образуются на ранних этапах ползучести. [c.38]

Низкая теплопроводность аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе способствует сильному разогреву их в зоне сварки. Поэтому электрошлаковую сварку этих сталей и сплавов необходимо выполнять с применением более широких формирующих приспособлений, чем сварку углеродистых и обычных легированных сталей. [c.295]

Чтобы избежать кристаллизационных трещин в металле шва, сварку следует выполнять на режимах, которые обеспечивают наибольший коэффициент формы ванны жидкого металла. По этой причине режимы электрошлаковой сварки аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе отличаются от режимов электрошлаковой сварки углеродистых и обычных легированных сталей большей шириной зазора между свариваемыми кромками и меньшими значениями тока. [c.295]

В последнее время аустенитные стали и сплавы на никелевой основе, как стали и сплавы, содержащие дефицитные легирующие элементы, заменяются хромистыми безникелевыми или сталями с [c.300]

Изучить микроструктуры сталей перлитного, мартенситного, аустенитного, ферритного, аустенитно-мар-тенситного, мартенситно-ферритного классов и сплавов на никелевой основе. [c.120]

Для сварки перлитных и высокохромистых сталей применяют сварочные материалы, близкие по легированию к основному металлу (табл. 2). Сварку гомогенных аустенитных сталей выполняют аустенитно-ферритными электродами или проволоками близкого к ним легирования, которое может отличаться от основного металла. Также отличаться от легирования основного металла могут швы аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе с интерметаллидным упрочнением. [c.280]

Аустенитно-фер-ритные и аустенитные стали и сплавы на никелевой основе [c.423]

Аустенитные стали и сплавы на никелевой основе [c.440]

Основным критерием выбора электродных материалов для сварки аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе различного легирования является склонность сварных швов [c.440]

ТАБЛИЦА 32 Ъ ВЫБОР КОМПОЗИЦИИ НАПЛАВЛЕННОГО МЕТАЛЛА ДЛЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ НА НИКЕЛЕВОЙ ОСНОВЕ [c.441]

Материалы, применяемые в настоящее время для деталей газовых турбин, могут быть подразделены на следующие основные классы перлитные, хромистые ферритные, ферритно-мартенсит-ные, мартенситные и аустенитно-мартенситные, аустенитные стали, титановые сплавы и, наконец, сплавы на никелевой и кобальтовой основе. Для жаропрочных сталей ферритного, фер-ритно-мартенситного и аустенитно-мартенситного классов, к которым относятся хромистые стали с 12 и 17% Сг, а также жаропрочных сталей перлитного класса часто используют общий термин ферритные стали . [c.41]

При изготовлении поковок из жаропрочных сталей и сплавов часто образуются участки с рекристаллизованной крупнокристаллической структурой. Одной из причин образования крупнозернистой структуры в аустенитных жаропрочных сталях и сплавах на никелевой основе является интенсивное протекание процесса рекристаллизации во время термической обработки деформированного металла. Степень горячей деформации, вызы- [c.240]

Рассмотрим лишь некоторые аспекты влияния режимов термической обработки на структуру и свойства аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе влияние температуры закалки и скорости охлаждения, температуры и времени старения, двойной и ступенчатой закалки. [c.250]

Это положение подтверждается результатами программных исследований длительной прочности, проведенных М. П. Розановым и Е. И. Русановой [91] на трех жаропрочных материалах различного класса перлитной стали ЭИ415, аустенитной стали ЭИ388, сплаве ка никелевой основе ЭИ437Б. [c.247]

На величину длительной пластичности стали или сплава могут оказать влияние характер легирования и большое число различных факторов. Так, введение в аустенитную сталь или сплав молибдена смещает зону низкой деформационной способности в область температур, лежащих выше рабочих (на 100—150° С). Поэтому, например, сталь 1Х16Н13М2Б (ЭИ680) более пластична при рабочих температурах 550—650° С, чем сталь Х18Н10Т. Введение же таких энергичных карбидообразующих элементов как титан, ниобий и ванадий, заметно повышая длительную прочность, одновременно приводит к падению пластичности в рабочем интервале температур. Для аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе, легированных титаном, ниобием и алюминием, существенное повышение длительной пластичности обеспечивается обычно при введении в металлургическую технологию операций электрошлакового, вакуумнодугового или плазменного переплавов 163]. [c.26]

Выделение легирующих элементов и вредных примесей по границам зерен околошовной зоны может приводить к образованию по ним эвтектик. Ими могут быть сернистые и боридные эвтектики, а также эвтектики, включающие фазы Лавеса общего состава Мез (Т1, ИЬ, Мо), где Ме = Ре, N1, Сг и карбиды типов Т1С и ИЬС в аустенитных сталях и сплавах на никелевой основе. Пример такой эвтектики показан на рис. 20, а для стали Х16Н16МВЗБ (ЭП184) после нагрева образца в вакуумной высокотемпературной установке ИМ АШ—ЦКТИ до 1360° С и выдержки при этой температуре 10 сек. Нижняя температура образования эвтектики была 1300—1315° С. Указанная плавка стали показала и явно выраженную склонность к локальным разрушениям. Плавки же, мало склонные к такому виду разрушения, в условиях подобного нагрева эвтектик не образовывали. [c.36]

Возможность значительного снижения длительной пластичности участков околошовной зоны и шва может приводить, как будет показано ниже, к снижению работоспособности сварных соединений за счет развития хрупких разрушений. Наиболее надежным путем уменьшения степени повреждения границ в процессе сварки является переход к использованию в высокотемпературных конструкциях материала повышенной чистоты по вредным примесям за счет использования более совершенной металлургической технологии. Данное требование относится прежде всего к высокопожаропрочным аустенитным сталям и сплавам на никелевой основе, степень повреждения границ у которых при сварке наибольшая. Для теплоустойчивых сталей перлитного и бейнит-ного классов особое внимание должно быть обращено на повышение чистоты по сере и фосфору. [c.42]

Сварные соединения неупрочняемых аустенитных сталей (например, стали Х18Н10Т) по данным замера твердости в достаточной степени однородны. Сварные же соединения высокожароирочных аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе в исходном состоянии после сварки имеют явно выраженную меньшую твердость в участке зоны термического влияния, нагреваемом в интервале температур Т тав— пл- Проведение последующей термической обработки обычно восстанавливает твердость этого участка до уровня основного металла. [c.57]

С введением в сталь таких легирующих элементов, как молибден,.хром, ванадий и других, являющихся основными элементами теплоустойчивых и жаропрочных сталей и повышающих заметно релаксационную стойкость, температура отпуска для снятия напряжений повышается. Для хромомолибденовых сталей она составляет уже 660—680° С, для хромомолибденованадиевых — 700° С, а для высокохромистых — около 720° С. Соответственно стабилизация для снятия сварочных напряжений конструкций из аустенитных сталей типа Х18Н10Т и им подобных должна проводиться при температурах 800—850° С [15], а более жаропрочных сталей и сплавов на никелевой основе — при температуре не ниже 900° С. Очевидно, что нагрев при высокотемпературной термической обработке во всех случаях обеспечивает снятие сварочных напряжений, однако высокие скорости охлаждения, свойственные обычно этому виду термической обработки, могут приводить к появлению нового вида остаточных напряжений, обусловленных неравномерностью охлаждения отдельных участков изделия. Снятие их, там где это необходимо, требует проведения дополнительных операций отпуска или стабилизации. [c.84]

При использовании сталей, склонных к образованию трещин при термической обработке, следует избегать соединений высокой жесткости, например, типа показанных на рис. 56 вварных толстостенных штуцеров в сосудах. При повышенной жесткости сварных соединений, например, в сварных узлах паропроводов из Сг-Мо-У стали при толщине стенки свыше 20—30 мм или сварных штуцерах с непосредственной сваркой труб любой толщины друг с другом, нужно вводить операцию зачистки наружной поверхности швов до плавного сопряжения с основным металлом перед термической обработкой, чтобы исключить эффект концентрации напряжений. Целесообразно в ряде случаев рассматривать вопрос о возможности перехода к высокотемпературной термической обработке (нормализации для перлитных сталей и аустенитизации для аустенитных). Можно также вводить предварительную облицовку кромок, так как в этом случае жесткость сварного соединения заметно меньше и степень повреждения границ зерен око-лошовной зоны при воздействии ТДЦС также снижается. Для высоколегированных аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе повышенной жаропрочности целесообразным бывает использование металла, выплавленного по совершенной металлургической технологии, применение мелкозернистого материала и ряд других методов, детально рассмотренных в главах, посвященных соответствующим типам материалов. [c.103]

Отрицательное влияние ниобия на горячеломкость аустенитных швов тесно связано с характером его растворимости в никеле и железе. Ниобий, как и титан, способен давать легкоплавкую эвтектику с каждым из указанных элементов [22, 33]. В табл. 34 приведены данные о предельной растворимости и температуре эвтектики для бинарных сплавов никеля и железа с ниобием и титаном. Согласно нашим представлениям о природе кристаллизационных трещин, можно ожидать, что в тех случаях, когда шов содержит относительно мало никеля, т. е. представляет собой аустенитную сталь, наибольшую опасность должен представлять ниобий, а не титан. В пользу такого утверждения говорит относительно более низкая растворимость ниобия в л<елезе по сравнению с никелем и более низкая температура эвтектики в системе Fe—Ni по сравнению с эвтектикой Fe—Ti. Наоборот, при сварке высоконикелевых аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе следует ожидать отрицательного действия скорее титана, а не ниобия. В пользу этого утверждения говорит относительно более низкая температура эвтектики в системе N1—Ti по сравнению с эвтектикой Ni—Nb. Практика сварки аустенитных сталей, в общем, подтверждает эти предположения. При сварке сталей типа 18-8 ниобий опаснее титана. При сварке сталей с соотношением содержаний хрома и никеля, равным или меньшим единицы, например при сварке стали ЭИ696 (Х10Н20Т2), большую опасность представляет титан, а не ниобий. [c.209]

Чрезвычайно опасной примесью жаропрочных аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе является олово. Даже ничтожные количества этого элемента резко снижают длительную прочность. Влияние олова на горяч ел омкость аустенитных швов не столь энергично, ввиду довольно высокой растворимости олова в никеле — до 20% в равновесных условиях. Как и следовало ожидать, в неравновесных условиях кристаллизации сварочной ванны, никелеоловянистая эвтектика образуется при значительно более низких концентрациях олова. В шве типа 25-20 обилие горячих трещин наблюдается при 2—3% Sn (рис. 88, б). Увеличение [c.215]

В связи с этим в настоящей работе проводили сравнительные усталостные испытания в малоцикловой области аустенитной хромоникелевой стали 12Х18Н10Т и сплава на никелевой основе ВЖ 98 (ЭИ 868, Х25Н60В15) с целью выбора материала для повышения ресурса гибких металлических элементов, работающих в коррозионно-активной среде. [c.35]

Плакирующий слой из аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов на никелевой основе должен быть стойким против межкристаллитной коррозии. Отслой коррозионно-стойкого слоя не допускается. Прочность соединения основного и плакирующего слоя определяют испытанием на холодный загиб. После [c.49]

Аустенитно-ферритные и аустенитные стали и сплавы на никелевой основе X Кислотостойкие и криогенные с 5-Ре 12Х18Н10Т, 10Х17Н13МЗТ [c.175]

Плакирующий слой из аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов на никелевой основе должен быть стойким против межкристаллитной коррозии. Отслой коррозионно-стойкого слоя не допускается. Прочность соединения основного и плакирующего слоев определяют испытанием на холодный загиб. После загиба на образцах не должно быть расслоений, надрывов, трещин и изломов. По требованию потребителя проверяется прочность сцепления слоев двухслойных листов с толщиной плакирующего слоя более 2 мм путем испытания на срез. Срезающее напряжение должно быть не менее 150 МПа. [c.58]

Допускаемые напряжения в сварных соединениях турбин устанавливают, как обычно, в процентном отношении от допускаемых напряжений для основного металла. Значения коэффициента прочности ф сварного соединения могут быть приняты теми же, что и для котельных элементов (см. гл. IX). Для сварных соединений с гарантированным проваром аустенитных сталей повышенной жаропрочности (ХН35ВТ, 08Х15Н24В4ТР) и сплавов на никелевой основе, не используемых в котлах и сосудах, принимают ф = 0,7. [c.283]

Авторы работ [34, 75, 62, 63, 61] считают, что причиной образования горячих трещин в швах при сварке углеродистых и низколегированных конструкционных сталей является сохранение между стыками кристаллитов пленок жидкой фазы эвтектического типа к моменту, когда в шве возникают растягивающие напряжения. Такая же точка прения высказана в работах [47, 96, 98] применительно к аустенитным талям и сплавам на никелевой основе. Природа образования горячих трещин в щвах при сварке цветных металлов и их сплавов рассматривается с этих же позиций [52, 42]. Авторы работ [102, 103] отмечают, что для зарождения горячих трещин кроме наличия жидких межкристаллит-ных прослоек к моменту возникновения и нарастания растягивающих напряжений необходимо, чтобы значительная часть поверхности границ кристаллитов была покрыта пленками такой жидкости. Если же пленки покрывают лишь незначительную часть межкристаллитных границ. [c.284]

Проведенными исследованиями [147] установлено, что критическое значение межзеренного проскальзывания, при котором возникают микроскопически наблюдаемые трещины на границах зерен, для дисперсионно упрочняемых аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе при отсутствии миграции границ составляет приблизительно 0,35 мкм. Скорость роста значения критического проскальзывания от температуры зависит немонотонно, что связано с особенностями изменений, пронсходяш1их с частицами упрочняющей фазы. Так, например, для сплава ЭИ607А процесс межзеренного треп нообразования пмучает развитие при температурах выше 550 С. От 500 до 720 С интенсивность [c.217]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...