Corel Ventura - 3 10...вакуумной пайки..... 49 РЕЦЕНЗИИ И НАУЧНЫЕ ДИСКУССИИ Медовар Л. Б. Рецензия на комплекс підручників

СОДЕРЖАНИЕБорис Патон – лауреат Международной энергетической премии«Глобальная энергия» ................................................................................... 3

ЭЛЕКТРОШЛАКОВАЯ ТЕХНОЛОГИЯМедовар Л. Б., Саенко В. Я., Стовпченко А. П., Цыкуленко А. К.,Шевченко Н. Т., Журавель В. М., Полишко А. А., Федоровский Б. Б.,Нощенко Г. В., Лебедь В. А. Электрошлаковые технологии получениякрупных кузнечных слитков .......................................................................... 5

ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВЫЕ ПРОЦЕССЫПатон Б. Е.,Тригуб Н. П., Березос В. А., Крыжановский В. А.,Северин А. Ю. Производство крупногабаритных слитков жаропрочныхсплавов на основе титана способом электронно-лучевой плавки ....................... 11

Березос В. А. Проверка адекватности математической модели процессакристаллизации титанового слитка ЭЛПЕ ..................................................... 14

Мушегян В. О., Карапетян Г. Х., Туренков Н. М. Технология получениятруб из слитков молибдена электронно-лучевой плавки .................................. 18

Устинов А. И., Фесюн Е. В., Мельниченко Т. В., Некрасов А. А. Влияниедобавок железа на суб- и микроструктуру вакуумных конденсатов меди ......... 21

ПЛАЗМЕННО-ДУГОВАЯ ТЕХНОЛОГИЯБурнашев В. Р. Поведение азота при выплавке специальных сталей вплазменно-дуговой печи переменного тока с керамическим подом .................... 27

Никитенко Ю. А. Получение быстрозакаленных сплавов при плазменно-дуговом плавлении ...................................................................................... 33

ОБЩИЕ ВОПРОСЫ МЕТАЛЛУРГИИКуренкова В. В. Особенности микроструктуры поверхности «елочного» замкамонокристальных рабочих лопаток из сплава ЖС36ВИ.................................. 38

Лакомский В. В., Григоренко Г. М., Чубов Л. Н. Подход к оценке шла-кового расплава в системе газ—шлак—металл. Сообщение 2 ............................. 47

НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫМаксимова С. В., Хорунов В. Ф. Структура соединений жаропрочногоникелевого сплава инконель 718, полученных способом высокотемпературнойвакуумной пайки......................................................................................... 49

РЕЦЕНЗИИ И НАУЧНЫЕ ДИСКУССИИМедовар Л. Б. Рецензия на комплекс підручників «Теорія і технологіяметалургійного виробництва металів і сплавів», авторів Д. Ф. Чернеги,В. С. Богушевського, Ю. Я. Готвянського,В. С. Терещенка, Б. М. Бойченка,П. С. Харлашина, В. А. Гладких, представлений на здобуття Державноїпремії України в галузі науки і техніки за 2010 рік........................................ 56

ИНФОРМАЦИЯСессия Научного совета по новым материалам при Комитете по естественнымнаукам Международной ассоциации академий наук........................................ 57

С. И. Кучуку-Яценко – 80 ......................................................................... 58

Л. М. Лобанову – 70 ................................................................................. 60

Степан Иванович Тельный (К 120-летию со дня рождения и 85-летиюсоздания кафедры электрометаллургии)........................................................ 61

Памяти В. Н. Бернадского........................................................................... 63

© НАН Украины, ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины, МА «Сварка», 2010

№ 3 (100)2010

Международный научно-теоретический и производственный журнал

Издается с января 1985 г .

Учредители: Национальная академия наук Украины Институт электросварки им. Е. О. Патона Международная ассоциация «Сварка» Выходит 4 раза в год

РЕДАКЦИОННАЯКОЛЛЕГИЯ:

Главный редактор Б. Е. ПатонМ . И. Гасик,

Г. М . Григоренко (зам. гл. ред.),

Д . М . Дяченко (отв. секр.),М . Л . Жадкевич,

В. И. Лакомский, Л. Б. Медовар,Б. А. Мовчан, А. Н. Петрунько,А. С. Письменный, Н. П. Тригуб,А. А. Троянский, А. И. Устинов,

В. А. Шаповалов

МЕЖДУНАРОДНЫЙРЕДАКЦИОННЫЙ СОВЕТ:

Д . Аблизер (Франция)Г. М . Григоренко (Украина)

А. А. Ильин (Россия)Б. Короушич (Словения)С. Ф . Медина (Испания)А. Митчелл (Канада)Б. Е. Патон (Украина)Ц. В. Рашев (Болгария)Ж. Фокт (Франция)

Е. Х. Шахпазов (Россия)Т. Эль Гаммаль (Германия)

Адрес редакции:

Украина, 03680, г . Киев-150,ул. Боженко, 11

Институт электросваркиим. Е. О. Патона НАН УкраиныТел./факс: (38044) 528 34 84,

529 26 23Тел.: (38044) 271 22 07

E-mail: [email protected]:/ / www.nas.gov.ua/ pwj

Редактор: В. И. Котляр

Электронная верстка:Д . М . Дяченко,

Л . Н. Герасименко

Свидетельствоо государственной регистрации

КВ 6185 от 31.05.2002

Журнал входит в переченьутвержденных ВАК Украины

изданий для публикации трудовсоискателей ученых степеней

При перепечатке материаловссылка на журнал обязательна.

За содержание рекламныхматериалов редакция журнала

ответственности не несет

Издатель: Международная ассоциация «Сварка»

ИЗДАНИЕ ЖУРНАЛА ПОДДЕРЖИВАЮТ

КП «Запорожский титано-магниевый комбинат» ГП «Научно-производственный центр «ТИТАН»

ООО «Международная компания «АНТАРЕС»

CONTENTSBoris Paton — the laureate of International Energy Prize«Global Energy»......................................................................................... 3ELECTROSLAG TECHNOLOGYMedovar L. B., Saenko V. Ya., Stovpchenko A. P., Tsykulenko A. K.,Shevchenko N. T., Zhuravel V. M., Polishko A. A., Fedorovsky B. B.,Noshchenko G. V., Lebed V. A. Electroslag technologies ofproducing large forge ingots ...................................................................... 5ELECTRON BEAM PROCESSESPaton B. E. , Trigub N. P. , Berezos V. A. , Kryzhanovskiy V.A. ,Severin A. Yu. Producing of large-size ingots of heat- resistantalloys on titanium base using the method of electron beam melting .......... 11Berezos V. A. Verification of adequacy of mathematical model ofprocess of crystallization of EBCHM ingot ................................................ 14M ushegyan V. O. , Karapetyan G. Ch, Turenkov N. M .Technology of producing pipes of molybdenum ingots of electronbeam melting .......................................................................................... 18Ustinov A. I. , Fesyun E. V. , M elnichenko T. V. , Nekrasov A. A.Effect of iron additions on sub-and microstructure of vacuumcondensates of copper ............................................................................ 21PLASMA-ARC TECHNOLOGYBurnashev V. R. Behavior of nitrogen in melting special steels ina.c. plasma-arc furnace with ceramic hearth ............................................ 27Nikitenko Yu. A. Producing of rapidly-hardened alloys inplasma-arc melting .................................................................................. 33GENERAL PROBLEMS OF METALLURGYKurenkova V. V. Peculiarities of microstructure of surface offir- tree locking piece of single-crystal blades of ZhS36VI alloy .................. 38Lakomsky V. V., Grigorenko G. M., Chubov L. N. Approach toevaluation of slag melt in gas-slag-metal system. Information 2 ................ 47NEW MATERIALSM aksimova S. V. , Khorunov V. F. Structure of joints ofheat- resistant nickel alloy Inconel 718, made by high- temperaturevacuum brazing ....................................................................................... 49REVIEWS AND SCIENTIFIC DISCUSSIONSM edovar L. B. Review of complex of manuals «Theory andtechnology of metallurgical production of metals and alloys» byD. F. Chernega, V. S. Bogushevsky, Yu. Ya. Gotvyansky,V. S. Tereshchenko, B. M. Bojchenko, P. S. Kharlashin,V. S. Gladkikh, nominated for award of the State Prize of Ukrainein the field of science of technology for 2010 ........................................... 56INFORMATIONSession of the Scientific Council on new materials at theCommittee on natural sciences of the International Association ofAcademies of Sciences............................................................................ 57S. I. Kuchuk-Yatsenko is 80 ..................................................................... 58L. M. Lobanov is 70 ................................................................................. 60Telnyi Stepan Ivanovich (Towards the 120 birthday anniversary and85 anniversary of foundation of Chair of Electrometallurgy) ...................... 61In memory of V. N. Bernadsky.................................................................. 63

№ 3 (100)2010

International Scientific-Theoretical and Production Journal

Published since January, 1985

Founders: The National Academy of Sciences of Ukraine The E. O. Paton Electric Welding Institute International Association «Welding» Is published 4 times a year

© NAS of Ukraine, The E. O. Paton Electric Welding Institute of the NAS of Ukraine, International Association «Welding», 2010

EDITORIAL BOARD:

Editor- in-Chief B. E. Paton

M. I. Gasik,G. М . Grigorenko (vice-chief ed.),

D. М . Dyachenko (exec. secr.),М . L. Zhadkevich, V. I. Lakomsky,

L. B. Меdоvаr, B. А. Моvchan,А. N. Petrunko, A. S. Pismenny,N. P. Тrigub, A. A. Troyansky,A. I. Ustinov, V. A. Shapovalov

THE INTERNATIONALEDITORIAL COUNCIL:

D. Ablitzer (France)G. М . Grigorenko (Ukraine)

A. A. Iljin (Russia)B. Кoroushich (Slovenia)

S. F. Мedina (Spain)А. М itchell (Canada)B. E. Paton (Ukraine)

Ts. V. Rаshеv (Bulgaria)J. Foct (France)

E. H. Shahpazov (Russia)Т. El Gаmmаl (Germany)

Address:

The E. O. Paton ElectricWelding Institute

of the NAS of Ukraine,11, Bozhenko str., 03680,

Kyiv, UkraineTel./ fax: (38044) 528 34 84,

529 26 23Tel.: (38044) 271 22 07

E-mail: [email protected]:/ / www.nas.gov.ua/ pwj

Editor: V. I. Kotlyar

Electron galley:D. М . Dyachenko, L. N. Gerasimenko

State Registration CertificateKV 6185 of 31.05.2002

All rights reserved.This publication and each of the

articles contained here in areprotected by copyright

Permission to reproduce materialcontained in this journal must be

obtained in writing from the Publisher

Publisher: International Association «Welding»

SO VR EM EN N AYAELEKTR O M ETALLU R G I YA

(Electrometallurgy Today)

«Sovremennaya Elektrometallurgiya» journal is published in English under the title of «Advances in Electrometallurgy»

by Camdridge International Science Publishing

УДК 669.187.56.001.1

ЭЛЕКТРОШЛАКОВЫЕ ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯКРУПНЫХ КУЗНЕЧНЫХ СЛИТКОВ

Л. Б. Медовар, В. Я. Саенко, А. П. Стовпченко,А. К. Цыкуленко, Н. Т. Шевченко, В. М. Журавель,

А. А. Полишко, Б. Б.Федоровский, Г. В. Нощенко, В. А. Лебедь

Обсуждены возможности применения различных электрошлаковых технологий для получения крупных кузнечныхслитков. Показана перспективность двух новых электрошлаковых технологий – электрошлакового переплава подвухконтурной схеме и электрошлаковой наплавки жидким металлом для повышения качества кузнечных слитковиз высоколегированных сталей и сплавов. Предложена новая концепция электрошлаковой печи для полученияслитков и заготовок массой вплоть до 300 т.

Possibilities of application of different electroslag technologies for producing large forge ingots are discussed. Thechallenge of two new electroslag technologies: electroslag remelting using a two-circuit diagram and electroslag claddingusing a liquid metal to improve the quality of forge ingots of high-alloy steels and alloys, is shown. New conception ofelectroslag furnace for producing ingots and billets of mass up to 300 t has been offered.

Ключ е вы е с л о в а : кузнечный слиток; электрошлако-вый переплав; электрошлаковая наплавка жидким металлом;полый слиток; прокатный валок; электрошлаковая печь

Задача получения качественного крупного слитка извысоколегированных сталей и сплавов не имеет полногорешения. С каждым витком повышения требований пот-ребителей к свойствам толстых плит и поковок и соот-ветственного усложнения системы легирования сталейи сплавов эта проблема обостряется, в частности припроизводстве некоторых видов так называемых супер-сплавов на никелевой основе сегодня вынужденыприменять трехступенчатую (ВИП +ЭШП + ВДП) тех-нологию получения слитков массой всего до 20 т идиаметром около 1000 мм.

В последние годы в связи с развитием энергетикии энергетического машиностроения возобновилсяинтерес к возможностям электрошлаковых техно-логий повышения качества кузнечных слитков. Так,до последнего времени в мире работали всего три печиЭШП, обеспечивавшие получение слитка массой 100 ти выше (Shanghai Heavy Machinnery – 200 т; Saarsch-midte – 165 т; Japan Steel Works – 110 т).

Имеются сведения о строительстве в мире неменее семи печей ЭШП для получения слитков мас-сой от 100 до 450 (!) т [1—3]. Есть основания пола-

гать, что в ближайшее время в энергетическоммашиностроении СНГ, прежде всего России иУкраины, также обострится проблема получениякачественного тяжелого кузнечного слитка. В этойсвязи и проводятся работы по изысканию новыхвозможностей применения различных электрошла-ковых технологий для получения качественных куз-нечных слитков из жаропрочных сплавов и высо-колегированных сталей, в первую очередь для энер-гетического машиностроения.

На рис. 1 схематически объединены по родст-венным технологическим признакам электрошлако-вые технологии, применяющиеся для производствакузнечных слитков. Помимо разновидностейклассического ЭШП, сегодня в промышленностидля производства кузнечных слитков используюттолько электрошлаковую подпитку, позволяющуюповысить плотность и уменьшить химическую не-однородность стали в осевых объемах слитка присведении к минимуму головной обрези. Этотпроцесс, усовершенствованный специалистамиавстрийской фирмы «Белер», получил названиеBEST, а итальянской фирмы «Терни» – TREST.Принципиальное различие между ними состоит втом, что в первом применяют водоохлаждаемую

© Л. Б. МЕДОВАР, В. Я. САЕНКО, А. П. СТОВПЧЕНКО, А. К. ЦЫКУЛЕНКО, Н. Т. ШЕВЧЕНКО, В. М. ЖУРАВЕЛЬ, А. А. ПОЛИШКО, Б. Б.ФЕДОРОВСКИЙ, Г. В. НОЩЕНКО, В. А. ЛЕБЕДЬ, 2010

5

надставку прибыльную, а во втором –футерован-ную. Авторы полагают, что наряду с этими прове-ренными способами серьезную перспективу имеюттакже технологии электрошлакового переплава подвухконтурной схеме (ЭШП ДС) и электрошлако-вой наплавки жидким металлом (ЭШН ЖМ).

На рис. 2 представлена принципиальная ЭШП ДС,а на рис. 3 – ЭШН ЖМ [4, 5].

При ЭШП ДС реализуется принципиальноеизменение одной из главных характеристикклассических переплавных процессов специальнойэлектрометаллургии – наличие двух независимыхисточников питания дает возможность разорватьжесткую связь между подводимой к переплавляе-мому электроду мощностью и производительностьюпереплава. Это позволяет варьировать скоростьпереплава в широких пределах без потери метал-лургического качества слитка. Следовательно, впромышленных условиях можно бороться с сегре-гационными явлениями, уменьшая скорость пере-плава без потери качества поверхности слитка.

На рис. 4 сравниваются макроструктуры слитковЭШП и ЭШП ДС диаметром 500 мм, выплавленныхиз одинаковых электродов на одной печи ЭШП пододним и тем же шлаком типа 1/3-1/3-1/3 и при одина-ковой мощности, выделяемой в шлаковой ванне. ПриЭШП ДС удалось более чем вдвое, по сравнению состандартным ЭШП, уменьшить глубину жидкоме-

таллической ванны без снижения общей мощностипереплава. Этот результат достигнут при соотно-шении подводимой через расходуемый электродэлектрической мощности к мощности, подводимой черезтоковедущую секцию кристаллизатора, примерно как65:35 общей мощности переплава (550…570 кВ⋅А).

При экспериментах на опытно-промышленнойпечи ЭШП, оснащенной двумя трансформаторамимощностью 720 кВ⋅А каждый, это соотношение варьиро-вали в широких пределах, что позволяло изменятьне только общую глубину жидкометаллическойванны, но и ее профиль, достигая практически ееплоской формы.

Отметим, что среди строящихся за рубежомгигантских печей ЭШП есть проекты, обеспечи-вающие реализацию ЭШП ДС [3].

Мы полагаем, что обнадеживающие результаты,полученные к настоящему времени при примененииЭШП ДС на опытно-промышленных слитках вы-соколегированных аустенитных и ледебуритнихсталей, а также сплавов типа инконель 718 свиде-тельствуют о серьезных перспективах этой техно-логии ЭШП.

По-видимому, необходимость уменьшения скоро-сти переплава для повышения качества слитка можетограничивать применение ЭШП ДС слиткамисравнительно небольшой массы (возможно 50…60 т).Однако такое ограничение не очень существенно. Ве-

Рис. 1. Электрошлаковые технологии получения крупных слитков

6

роятно, основной областью применения ЭШП ДСбудет переплав жаропрочных сплавов, склонных кпятнистой ликвации. А для этих сплавов слитки покаимеют примерно вдвое меньшую массу. Более того,применение ЭШП ДС, возможно, позволит отказатьсяот трехступенчатого передела и ограничиться двойным,например ВИП + ЭШП ДС или АОД + ЭШП ДС.

Принципиально иной поход к повышению ка-чества реализуется при укрупнении слитка. Попыткиполучить большой слиток из нескольких маленькихпредпринимались в металлургии давно, в том числе засчет использования в промышленности двух электрош-лаковых технологий – электрошлаковой сварки и за-плавления центральной части трепанированногослитка, так называемый процесс МХКВ [6, 7].

Разрабатываемая в последнее время идея ЭШНЖМ для получения тяжелого кузнечного слиткаоснована на трех принципиальных особеностях,определяющих ее серьезные перспективы [8—10]:во-первых, это электрошлаковая технология безрасходуемых электродов; во-вторых, при ЭШНЖМ возможно получение полых слитков; в третьих,при ЭШН ЖМ реализована возможность полученияслитков переменного химического состава.

Технология ЭШН ЖМ под руководством ака-демика Б. И. Медовара создана для производствакомпозитных прокатных валков [ 11, 12]. В общемвиде процесс ЭШН ЖМ происходит следующимобразом. В отдельном сталеплавильном агрегате, ко-торым может служить, например, индукционная печьили ДСП, выплавляют металл для формированиярабочего слоя валка требуемого химического состава.

Одновременно в шлакоплавильной печи выплав-ляют шлак типа АНФ-29, АНФ-32, АНФ-94 илидругого состава. Затем жидкий шлак подают на ус-тановку и заливают в зазор между формирующейсекцией токоведущего кристаллизатора и наплав-

ляемой заготовкой прокатного валка. Такой заго-товкой может быть отработавший валок при восста-новительной наплавке, литая или кованая заготовкас размерами, близкими к таковым прокатного валка приизготовительной наплавке. Данную заготовку следуетпредварительно обработать механически «как чисто».

Возможно также применение заготовок в литомили кованом виде без специальной обработки повер-хности, но с предварительной зацентровкой. Кактолько жидкий шлак коснется токоведущей секциикристаллизатора, замкнется электрическая цепьисточник питания — наплавляемая заготовка — жидкийшлак — токоведущий кристаллизатор — источникпитания и начнется электрошлаковый процесс в шла-ковой ванне. После этого можно подавать пред-варительно выплавленный металл. В промышленныхусловиях в качестве заливочного устройства могутиспользоваться индукционные печи специальной кон-струкции, например индукционная, дозирующаяпорции металла наклоном, либо индукционная каналь-ного типа и др.

Жидкий металл, заливаемый в кристаллизатор,не должен касаться токоведущей секции, ибо этоприводит к короткому замыканию. Поэтому системауправления процессом учитывает, контролирует иуправляет не только электрическими и массо-гео-метрическими параметрами процесса и наплавляе-мой заготовки во времени, но и постоянно кор-ректирует уровень границы раздела шлак—металл.Для этого применяют специальный индуктивныйдатчик уровня, измеряющий разницу электрическихпараметров шлака и металла.

Рис. 3. Принципиальная схема ЭШН ЖМ; 1 – заливочноеустройство для подачи жидкого металла в кристаллизатор; 2 –токоподводящий кристаллизатор; 3, 4 –соответственно шлако-вая и металлическая ванна; 5 – центральный слиток; 6, 7 –слои металла соответственно после одно- и двукратной наплавки

Рис. 2. Схема ЭШП ДС: 1 – расходуемый электрод; 2 –жидкометаллическая ванна; 3 – слиток; 4 – шлаковая ванна;5 – токоведущая секция кристаллизатора; 6 – разделительнаясекция; 7 – формирующая секция кристаллизатора; 8 –источники питания

7

При повышении указанного уровня по сигналудатчика подается команда на вытяжку наплавляе-мой заготовки из кристаллизатора, а припонижении уровня до определяемого технологиейминимума – команда на заливку очередной порциинаплавляемого металла.

Принципиально важно, что применение в качественерасходуемого электрода собственно кристаллиза-тора позволяет максимально «симметрировать» то-коподвод к шлаку и в результате избегать проблемс неравномерным проплавлением наплавляемой за-готовки. На практике проплавление конт-ролируется с точностью до 5 мм.

При ЭШН ЖМ могут применяться различныесочетания материалов наплавки. Наплавляемый ме-талл может быть более или менее тугоплавким посравнению с осью, на которую осуществляют на-плавку, или иметь ту же температуру плавления.Для производства валков это означает, что в качест-ве оси могут быть использованы и чугуны, и стали,а также отработавшие валки.

Технология ЭШН ЖМ реализована на Новок-раматорском машиностроительном заводе, где рабо-тают две специализированные установки, позволя-ющие наплавлять заготовки рабочих и опорных вал-ков непрерывных широкополосных станов диамет-ром более 1500 мм и массой практически до 50 т(рис. 5).

Нами предложена концепция многопрофильнойпечи для получения заготовок особо крупных про-катных валков толстолистовых станов 5000 и 5500,масса которых достигает 240…250 т, а также сплош-ных и полых кузнечных слитков массой до 300 т.

Печь ЭШН/ЭШП ЖМ-300 имеет двенезависимые плавильные позиции, объединенныеобщей рабочей платформой и отличающиесяпроизводительностью и массой выпускаемой про-дукции. Первая позиция предназначена для вы-плавки слитков и заготовок диаметром до 1800 мм(массой до 80 т); вторая – слитков и заготовокдиаметром от 1400 до 3200 мм (массой до 300 т).

Печь оснащена комплектом токоподводящихкристаллизаторов, а также дорнов (для выплавкиполых слитков) и общим для двух позиций канто-вателем флюса.

Рис. 4. Глубина металлической ванны в слитке ЭШП и ЭШПДС диаметром 500 мм

Рис. 5. Установка ЭШН ЖМ на Новокраматорскоммашиностроительном заводе

Техническая характеристика комплекса печи ЭШН/ЭШП ЖМ-300

Первая плавильная позиция Вторая плавильная позицияМаксимальная масса слитка, т........................................80 300Производительность установки, т/год до ........................20 000 45 000Коэффициент сменности оборудования не менее ............... 2,7 2,7Режим работы позиции, ч/сут. ......................................24 24Толщина слоя наплавляемого металла, мм: при укрупнении слитка...............................................— до 500 при наплавке валка ....................................................до 200 до 200 Вертикальное перемещение подъемного стола, мм .............до 9000 до 9500 Мощность источников силового питании, МВ⋅А................5 10Количество источников питания устройствавращения шлаковой ванны, шт. ......................................1 1(из двух блоков)Рабочая скорость вытягивания слитка(заготовки), мм/мин.....................................................1…100 1…100Грузоподъемность подъемного стола, кг...........................80 000 300 000Максимальная расчетная температура,обеспечиваемая установкой сопутствующегонагрева, °С ...................................................................850 850

8

Токоподводящий кристаллизатор для выплавкисплошных слитков имеет дополнительную секциюохлаждения, что удлиняет его, по сравнению скристаллизаторами для наплавки валков и вы-плавки полых слитков, примерно вдвое.

Каждая позиция снабжена электродо-(дорно-)дер-жателем, обеспечивающим токоподвод, креплениеи центровку сменных консолей с малоплавящимисяэлектродами или дорнами, которые используют привыплавке слитков соответственно сплошногосечения и полых.

Для подачи металла в кристаллизатор предусмот-рены по две на каждую позицию заливочные уста-новки с полезным объемом жидкого металла до 10 т.Для организации жидкого старта на печи предусмот-рена отдельно стоящая шлакоплавильная установкас набором тигель-ковшей различной емкости.

С целью корректировки состава шлака и необ-ходимости его раскисления применяется системадозированной подачи свежего шлака, чистого флюо-рита и раскислителей в шлаковую ванну.

Для поддержания и выравнивания температурыслитков и заготовок большой массы, медленновытягиваемых из кристаллизатора, используетсясистема сопутствующего подогрева.

Система электропитания комплекса ЭШП ЖМпредусматривает применение специальных трех-фазных источников питания низкой частоты (тран-сформатор и тиристорный преобразователь) 50 Гц,10000 В, примерно 0,1…10 Гц, 120 В. Для предотв-ращения опасности резонанса оборудования преоб-разователи имеют функцию регулирования частотыпод нагрузкой. Выбор в пользу низкочастотныхисточников питания сделан с целью уменьшениявлияния на внешние сети и снижения реактивныхпотерь в короткой сети печи. Мощность основныхисточников питания составляет 5 и 10 МВ⋅А соответ-ственно для первой и второй позиции.

Помимо основного источника, каждая плавиль-ная позиция оснащена источником питания дляорганизации управления вращением шлака, кото-рый представляет собой трехфазный трансформа-тор с преобразователем частоты, значение которойдолжно быть строго синхронизировано с основнымисточником тока. Этот низковольтный и сильноточ-ный трансформатор вращения шлака подключаетсяк прорези в разделительной секции токоподводя-щего кристаллизатора и создает в ней круговой ток.

Вращение шлаковой ванны способствует исчезно-вению видимых электродуг на границе шлак—кристаллизатор, предотвращению быстрого локально-го износа последнего, а также выравниванию темпера-туры по всему периметру токоподводящей секции ираспределению жидкого металла каждой порции посечению слитка (сплошного, полого или наплавкевалка), что в свою очередь обеспечивает равномерноетемпературное поле ванны жидкого металла.

Для обеспечения бесперебойной работы уста-новки питание каждой плавильной позиции комп-

лекса организуется от двух независимых вводов(рабочего и резервного) с автоматическим вклю-чением резерва.

Печь ЭШН/ЭШП ЖМ-300 предусматриваетработу с использованием современной системы уп-равления, представляющей собой трехуровневуюраспределительную компьютеризированнуюсистему сбора данных и управления техно-логическими процессами ЭШП, уровни которойпредставлены следующим образом:

«0» – сенсоры и исполнительные элементы;«1» – PAC (Programmable Automation Control-

ler), пульты местного управления устройствами, ло-кальный пульт ручного управления ИП и локаль-ный пульт ручного управления процессом ЭШП наплатформе кристаллизатора;

«2» – рабочая станция SCADA.Система управления включает в себя несколько

подсистем, выполняющих следующие функции:централизованную визуализацию и контроль

технологических параметров;анализ производственной ситуации, отслеживание

граничных значений параметров процесса, обработкааварийных ситуаций;

расчет и выдача рекомендаций оператору;непосредственное управление ЭШП процессом

в автоматическом режиме;расчет и выдача значений уставок (заданий)

регуляторам локальных систем автоматизации.Отличительной особенностью системы управ-

ления является глубокое резервирование и наличиенескольких степеней защиты, что необходимо для«спасения» крупного слитка. Предусмотрена и воз-можность завершения плавки в режиме ручного уп-равления.

Система управления снабжена программойинженерного расчета ESSR LModcal©, позволяю-щей моделировать затвердевание слитка (заго-товки), что делает систему управления способнойк самообучению и привлечению реальных значенийзамеров температурного поля, электрических пока-зателей и других данных.

Возможности комплекса печи характеризует сорта-мент планируемой к выпуску следующей продукции:

кузнечные слитки, изготовляемые двумя основ-ными технологическими процессами – ЭШН ЖМи ЭШП ЖМ. Максимальная масса кузнечногослитка должна быть 300 т, минимальная – 60 т(для слитка сплошного сечения). Максимальныйдиаметр кузнечного слитка, получаемого способомукрупнения предварительно выплавленных сплош-ных слитков, составляет примерно 2600 мм,минимальный – 1400 мм;

заготовки опорных прокатных валковтолстолистовых станов с диаметром и длиной бочкисоответственно до 2400, 6400, общей длиной до11500 мм и опорных валков полосовых станов сдиаметром и длиной бочки соответственно свыше1800, и 2400 мм, общей длиной свыше 7000 мм,

9

наплавленные ЭШН ЖМ с толщиной наплавки до200 мм всеми современными материалами, применя-емыми для прокатных валков;

полые слитки, которые изготовляются прииспользовании основного технологического процес-са ЭШП ЖМ. Габариты и масса полых слитков/за-готовок ограничены следующими параметрами:максимальная масса – 300 т, минимальная – 20 т;максимальный наружный диаметр 3200 мм, мини-мальный – 1400 мм, максимальная толщина стенкиполого слитка – 700 мм.

1. New plant concepts and further developments for the pro-duction of large sized ESR ingots / H. Holzgruber,M. Ramprecht, B. Ofner et al. // Proc. of the China In-ternational Forgemasters meeting (May 24-27, 2010. Chengdu, China). – Cheng du, 2010. – P. 94—102.

2. Prof. Zhouhua Jiang, private communication, 2010.3. Aoya Exhibition Co., Ltd. // http://www.forging-

expo.cn/english/project6/index.asp4. ESR with two power sources and process control / L. Me-

dovar, V. Petrenko, A. Tsykulenko et al. // Proc. LMPC-2005, TMS, Santa-Fe, New Mexico, Sept. 11—14, 2005(electronic).

5. Вдовин К. Н. Прокатные валки. – Магнитогорск: МГТУ,2005. – 543 с.

6. Новый способ сварки заготовок сверхкрупных сечений:электрошлаковая сварка неподвижным электродом с до-бавкой кусковых материалов (ЭШС КПМ)/ Б. Е. Патон,Б. И. Медовар, В. П. Андреев и др. // Проблемы элект-

рошлаковой технологии. – Киев: Наук. думка, 1978. –С. 40—47.

7. Аустель В., Хейман Г., Майдорн Х. Производство круп-ных МХКВ-поковок и их свойства // Электрошлаковыйпереплав. – 1983. – Вып. 6. – С. 301—306.

8. Патон Б. Е., Медовар Л. Б., Саенко В. Я. Новый техно-логический процесс получения сверхкрупных стальныхслитков способом ЭШН ЖМ // Современ. электроме-таллургия. – 2007. – № 1. – С. 3—7.

9. New possibility to utilize ESR for the ingot segregation re-duction / L. B. Medovar, V. I. Makhnenko, V. Ya. Saen-ko, T. V. Korolyova // A collection of theses for communi-cation. Third Baosteel biennial academic conf. – BAC2008. (26-28 Sept. 2009, Shanghai). – Shanghai, 2008. –V. 2. – P. 33—38.

10. New Method of Low Segregation ESR forging ingots pro-duction (computer simulation of the ESR ingot enlarge-ment) / V. Makhnenko, L. Medovar, V. Saenko , T. Koro-lyova // Proc. of the Intern. Forgemasters Meeting, IFM-17, 2008, Santander, Spain, 3—7 Nov., 2008 (electronic).

11. Medovar B. I., Saenko V. Ya., Medovar L. B. ElectroslagTechnologies in the XXI сentury // Proc. of the ASIAsteel international conference — 2000 (September 26—29,2000, Beijing, China). V.C. – Benijing, 2000. – V. C:Steelmaking. – P. 40—43.

12. Патон Б. Е., Медовар Б. И., Медовар Л. Б. 40 летЭШП: есть ли перспектива? // Сталь. – 1998. – № 11. –C. 24—28.

Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины, Киев

Инжиниринговая фирма «Элмет-Рол», Киев

Поступила 16.08.2010

МАШИНОСТРОЕНИЕ. МЕТАЛЛУРГИЯ.

МЕТАЛЛООБРАБОТКА

19—22 октября 2010 года в г. Ижевске состоится IХ Международная специализированная выставка«Машиностроение. Металлургия. Металлообработка».

Организаторами выставок являются: Правительство Удмуртской Республики, Администрация го-рода Ижевска, Удмуртская торгово-промышленная палата, выставочный центр «Удмуртия».

Основная цель проведения выставки – демонстрация достижений и возможностей предприятийУдмуртии, регионов России и стран зарубежья, чья продукция выпускается для промышленного итопливно-энергетического комплекса. В выставке примут участие около 100 ведущих российских изарубежных предприятий. Они представят на суд специалистов и гостей новые технологии, обору-дование и материалы для нефте-газодобывающей, химической промышленности, машиностроения,металлургической и металлообрабатывающей отраслей, литейного производства, энергетики, энер-госберегающее оборудование и технологии, применяемые в промышленности и многое другое.

В дни работы выставок пройдет «Биржа субконтрактов», представляющая собой переговоры упол-номоченных представителей предприятий-заказчиков с потенциальными поставщиками по вопросамизготовления и поставки изделий.

Помимо этого, ведущие вузы республики проведут ряд круглых столов, семинаров, совещаний.Также пройдет молодежный форум инновационных проектов.

В деловую программу выставки включена Биржа деловых контактов, которая позволит участникаммаксимально эффективно организовать работу на выставке, узнать заранее о компаниях, желающихпосетить стенд, ознакомиться с пожеланиями посетителей (формат, тема встречи, участники встречи),провести встречи на удобной площадке специально оборудованной деловой зоны. Также в рамкахвыставок пройдет День молодого специалиста.

Информационную поддержку выставки осуществляют более 100 изданий и интернет-ресурсовРоссии и ближнего зарубежья.

Е-mail: [email protected]

10

УДК 669.187.526:51.001.57

ПРОИЗВОДСТВО КРУПНОГАБАРИТНЫХ СЛИТКОВЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ТИТАНАСПОСОБОМ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ПЛАВКИ

Б. Е. Патон, Н. П. Тригуб, В. А. Березос,В. А. Крыжановский, А. Ю. Северин

Показаны возможности получения слитков жаропрочных титановых сплавов способом электронно-лучевой плавкис промежуточной емкостью в ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины. Исследовано качество полуфабрикатов,изготовленных из крупногабаритных слитков жаропрочных титановых сплавов.

Possibilities of producing ingots of heat-resistant titanium alloys using a method of electron beam cold hearth meltingat the E. O. Paton Electric Welding Institute of the NAS of Ukraine are shown. The quality of semi-products manufacturedof large-sized ingots of heat-resistant titanium alloys was investigated.

Ключ е вы е с л о в а : электронно-лучевая плавка; сли-ток; жаропрочный титановый сплав; полуфабрикаты

Мировые тенденции развития технологии произ-водства слитков жаропрочных титановых сплавови полуфабрикатов из них для изготовления деталейявляются практически общими для ведущих авиа-ционных предприятий, т. е. технология их получе-ния является важным звеном в обеспечении ста-бильности и необходимого уровня эксплуатацион-ных свойств.

Одним из прогрессивных направлений метал-лургического производства жаропрочных титано-вых сплавов является электронно-лучевая плавка(ЭЛП), позволяющая не только более глубоко очи-щать эти материалы от газовых и летучих металли-ческих примесей, но и существенно упрощать про-цесс металлургического передела, получать изде-лия с качественно новыми физико-химическими имеханическими свойствами.

Электронно-лучевая плавка также обеспечиваетвозможность изготовления слитков из сложнолегиро-ванных титановых сплавов путем переплава первич-ной шихты в виде губчатого титана и лигатуры [1].

В условиях установившейся технологическойсхемы производства жаропрочных титановых спла-вов особое значение приобретает исследование про-цесса кристаллизации слитков различного диаметра.

В ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины прове-дены комплексные исследовательские работы по из-

готовлению слитков жаропрочных сплавов спосо-бом ЭЛП [2]. При определении технологическихпараметров плавок использовались режимы нагреваповерхности слитка в кристаллизаторе, определен-ные методами математического моделирования. Вы-полнены эксперименты по изготовлению слитковжаропрочных титановых сплавов ВТ8 диаметром200 мм, а также ВТ3-1 диаметрами 400 и 500 мм.

С целью оптимизации процесса плавки и полу-чения слитков с гарантированным химическим сос-

© Б. Е. ПАТОН, Н. П. ТРИГУБ, В. А. БЕРЕЗОС, В. А. КРЫЖАНОВСКИЙ, А. Ю. СЕВЕРИН, 2010

Рис. 1. Температурное поле слитка диаметром 840 мм при про-изводительности плавки, кг/ч: а – 225; б – 600; R – радиус;h – высота слитка

11

тавом, а также минимизации потерь легирующихэлементов при ЭЛП крупногабаритных слитков жа-ропрочных сплавов титана осуществлены матема-тические расчеты технологических параметровплавки для слитков диаметром 840 мм [3]. В ре-зультате расчетов в рамках математической модели

получены поля температур в слитке диаметром840 мм жаропрочного титанового сплава ВТ3-1 дляэлектронно-лучевой плавки с промежуточной ем-костью (ЭЛПЕ) разной производительности (рис. 1).

Исследовали зависимость теплового состоянияслитка при ЭЛПЕ от производительности плавки.Установили зависимость глубины жидкой ванны иобщих потерь металла на испарение от производи-тельности процесса плавки (рис. 2, 3).

Показано, что глубина жидкой ванны при рядерабочих значений производительности процессаплавки не превышает половины диаметра слитка,что с точки зрения теории кристаллизации являетсяудовлетворительным результатом [2].

Производили слитки на промышленной элект-ронно-лучевой установке УЭ5810 [4]. Установка от-личалась высокой технологичностью при прове-дении некоторых процессов, достигаемой путем нес-ложной замены одной оснастки другой, что позво-лило производить плавку слитков круглого сечениядиаметром до 1200 мм, слитков прямоугольного се-чения – до 420 1300 и длиной до 4000 мм.

Рис. 2. Зависимость глубины H жидкой ванны от производи-тельности P плавки для слитков диаметром 840 мм

Рис. 3. Общие потери A металла на испарение в зависимости отскорости v плавки слитка диаметром 840 мм

Рис. 4. Слиток жаропрочного титанового сплава ВТ3-1 диамет-ром 840 мм, длиной 4000 мм

Т а б л и ц а 1 . Распределение легирующих элементов и примесей по длине в слитке диаметром 840 мм из жаропрочноготитанового сплава ВТ3-1, полученного способом ЭЛПЕ

Частьслитка

Местоотборапробы

Массовая доля элементов, %

Al Mo Cr Fe Si H O N

Верхняя О 6,25 2,28 1,72 0,29 0,32 0,001 0,09 0,011

С 6,30 2,40 1,83 0,30 0,33

П 6,15 2,35 1,63 0,30 0,33

Средняя О 6,20 2,27 1,73 0,29 0,33 0,001 0,11 0,009

С 6,27 2,38 1,70 0,29 0,35

П 6,18 2,36 0,70 0,30 0,30

Нижняя О 6,25 2,43 1,88 0,28 0,36 0,001 0,09 0,011

С 6,26 2,50 1,95 0,28 0,35

П 6,14 2,44 1,90 0,26 0,30

ГОСТ 19807—91 5,5… 7,0 2,0… 3,0 0,8… 2,0 0,2… 0,7 0,15… 0,40 <0,015 <0,15 < 0,05

Прим е ч а н и е . О – вблизи оси слитка; С – около середины радиуса; П – в периферийной зоне (10 мм от поверхности слитка).

12

Комплекс теоретических и экспериментальныхисследований процесса ЭЛПЕ слитков диаметром

200…500 мм дал возможность разработать техно-логию получения высококачественных слитков жа-ропрочных сплавов титана диаметром 840 мм, сво-бодных от включений высокой и низкой плотности.Впервые в мировой практике на электронно-луче-вой установке УЭ5810 из первичной шихты полу-чили крупногабаритные слитки жаропрочного ти-танового сплава ВТ3-1 диаметром 840 мм (рис. 4).

В выплавленных способом ЭЛПЕ слитках жа-ропрочного титанового сплава отсутствуют не-сплошности, неметаллические включения размеромболее 1 мм, а также плотные скопления более мел-ких включений. Структура их металла плотная,кристаллическая неоднородность и зональная лик-вация в слитках отсутствуют. Распределение леги-рующих элементов как по длине, так и по попереч-ному сечению слитков равномерное, а содержаниепримесных элементов находится в пределах требо-ваний ГОСТ 19807—91 (табл. 1).

Из слитков диаметром 840 мм изготовлены по-луфабрикаты в виде поковок и прутков (рис. 5, 6).

Макроструктуру кованых прутков диаметром45 мм из жаропрочного титанового сплава ВТ3-1определяли на продольных и поперечных темплетах.Установили ее соответствие баллу 4 по 10-балльнойшкале ВИАМ 1054—76 (рис. 7), что полностью от-вечает требованиям стандартов. В макроструктурепрутков отсутствуют трещины, расслоения, пусто-

ты, плены, металлические и неметаллические вклю-чения, обнаруживаемые визуально.

Исследования показали, что свойства полуфаб-рикатов, изготовленных из слитков, выплавленныхпо разработанной технологии ЭЛПЕ, отвечают всемтребованиям, предъявляемым промышленностью ккачеству жаропрочных титановых сплавов (табл. 2).

Технологические процессы ЭЛП, разработанныев ИЭС им. Е. О. Патона, дают возможность получатьвысококачественные слитки титана и его сплавов соднородной бездефектной структурой. Установлен-ное в ГП «НПЦ «Титан» ИЭС им. Е. О. Патона НАНУоборудование позволяет выпускать промышленные

Рис. 5. Кованый диск диаметром 1600 мм из жаропрочного ти-танового сплава ВТ3-1

Рис. 6. Полуфабрикаты из жаропрочного титанового сплава ВТ3-1: а – поковки; б – прутки

Рис. 7. Макроструктура кованого прутка диаметром 45 мм изжаропрочного титанового сплава ВТ3-1

Т а б л и ц а 2 . Механические свойства поковок жаропроч-ного титанового сплава ВТ3-1

№поковки

σв,МПа

δ, % ψ, % KCU,Дж/см2

HB

Ц812 1150… 1160 10 23 35 360

Ц815 1100… 1110 12 26 40 320

Х479 1090… 1100 13 25 38 316

Ц819 1120… 1130 11 24 37 358

Х490 1060… 1065 12 26 40 332

Ц836 1160… 1170 10 24 36 361

Ц840 1180… 1190 9 22 32 363

Х466 1060… 1070 12 25 35 330

И255.105.091—87 950… 1200 ≥9 ≥22 ≥30 269…363

13

партии титановых слитков различных типоразме-ров при объеме годового производства до 5000 т.

Разработанная технология дает возможность врезультате использования более дешевого исходно-го сырья и увеличения сквозного выхода годногометалла снизить себестоимость титановых полуфаб-рикатов, а следовательно, повысить конкуренто-способность и расширить области применения ти-тана в различных отраслях промышленности.

Таким образом, благодаря созданию технологийЭЛП жаропрочных сплавов титана и оборудованиядля получения высококачественных слитков появи-лась возможность организовать в Украине конку-рентоспособное на мировых рынках производствовысококачественных слитков жаропрочных титано-вых сплавов.

Выводы

1. Впервые в мире способом ЭЛПЕ получены слит-ки жаропрочного титанового сплава ВТ3-1 диамет-ром 840 мм.

2. Комплексные исследовательские работы по-казали, что свойства полуфабрикатов, изготовлен-

ных из слитков выплавленных способом ЭЛПЕ, от-вечают всем требованиям, предъявляемым промыш-ленностью к качеству жаропрочных титановыхсплавов.

3. Разработана технология ЭЛП слитков жаро-прочных сплавов титана, а также создано специа-лизированное оборудование для реализации ука-занной технологии, что позволило организовать вУкраине конкурентоспособное производство высо-кокачественных слитков титановых сплавов.

1. Тригуб Н. П., Жук Г. В. Разработка прогрессивных тех-нологических схем производства титановой продукции вИЭС им. Е. О. Патона // Современ. электрометаллур-гия. – 2008. – № 4. – С. 7—9.

2. Электронно-лучевая плавка титана / Б. Е. Патон, Н. П. Три-губ, С. В. Ахонин, Г. В. Жук. – Киев: Наук. думка,2006. – 250 с.

3. Развитие электронно-лучевой плавки титана в ИЭС им.Е. О. Патона / Б. Е. Патон, Н. П. Тригуб, Г. В. Жук,В. А. Березос // Современ. электрометаллургия. –2008. – № 3. – С. 22—24.

4. Патон Б. Е., Тригуб Н. П., Ахонин С. В. Электронно-лучевая плавка тугоплавких и высокореакционных метал-лов. – Киев: Наук. думка, 2008. – 311 с.



УДК 669.187.526.001.57

ПРОВЕРКА АДЕКВАТНОСТИ МАТЕМАТИЧЕСКОЙМОДЕЛИ ПРОЦЕССА КРИСТАЛЛИЗАЦИИ

ТИТАНОВОГО СЛИТКА ЭЛПЕ

В. А. Березос

Исследованы процессы формирования жидкой ванны в слитках титана при выплавке в электронно-лучевых печахс промежуточной емкостью. Проведено сравнение экспериментальных результатов с данными математическогомоделирования. Показано, что модель с достаточной точностью отражает тенденцию изменения глубины формиро-вания жидкой ванны с изменением мощности нагрева слитка.

Processes of formation of molten pool in titanium ingots during melting in electron beam cold hearth furnaces areinvestigated. Comparison of experimental results with data of mathematic modeling was made. It is shown that themodel demonstrates at a sufficient precision the tendency of a change in depth of molten pool formation with a changein ingot heating capacity.

Ключ е вы е с л о в а : математическое моделирование;электронно-лучевая плавка; слиток; жидкая ванна металла

Затвердевание металла сопровождается сложнымии быстротекущими физическими процессами пере-носа тепла, гидродинамического течения, излуче-

ния. На практике зачастую не представляется воз-можным измерить значения параметров этих про-цессов, тем более с достаточной точностью.

Кроме того, в металлургии натурные эксперимен-ты сопряжены с большими материальными затрата-ми, связанными с размерами и стоимостью слитков.

© В. А. БЕРЕЗОС, 2010

14

Большое значение имеют численные эксперимен-ты с применением методов математического модели-рования и расчетов на ЭВМ, позволяющие при срав-нительно малых затратах и минимальном количествеэкспериментальных данных составить качественнуюи количественную картину явлений, происходящих вметаллургических процессах.

Преимущество численных методов состоит втом, что они дают возможность учитывать не толькосредние показатели физических величин, но и за-давать их распределение в пространстве и времени,максимально приближенное к реальным процессам.

Целью моделирования является отказ от доро-гостоящего натурного эксперимента путем вычис-ления распределения требуемого параметра в любоймомент времени с заданной точностью.

На практике же обычно достигают сокращенияколичества экспериментов путем вычисления ха-рактера распределения и тенденции изменения тре-буемого параметра. Однако экспериментальнаяпроверка таких математических расчетов все же не-обходима, поскольку она дает реальную картинупротекания процессов в слитке.

Основные принципы моделирования теплофи-зических процессов в слитках, получаемых спосо-бами специальной электрометаллургии, сформули-

рованы в работах [1, 2]. В последние годы созданонесколько математических моделей, описывающихразличные стадии ЭЛПЕ: плавление исходной ших-ты, перемешивание и испарение металла и примесейв промежуточной емкости, формирование слитка вкристаллизаторе (в том числе выведение усадочнойраковины), остывание слитка [3—6].

В ИЭС им. Е. О. Патона разработана, а затемусовершенствована математическая модель крис-таллизации цилиндрических слитков при ЭЛПЕ,позволяющая получать распределение температурв цилиндрическом слитке в любой момент времени,а следовательно, и конфигурацию жидкой ванны изоны твердо-жидкого состояния металла в зависи-мости от технологических параметров электронно-лучевой плавки (производительности процесса, пе-риодичности заливки расплава в кристаллизатор имощности электронно-лучевого нагрева) [3].

Однако до настоящего времени подтверждениеадекватности данной модели проводилось лишь кос-венно. Так, в работе [7] показано влияние глубиныжидкой ванны, зависящей от мощности электрон-но-лучевого нагрева и производительности плавки,на формируемую структуру слитков титана.

Задача данной работы состояла в эксперимен-тальной проверке адекватности модели протеканиятеплофизических процессов в кристаллизаторе.

В данной модели жидкий металл сливали в крис-таллизатор порциями, а слиток из него вытягивалипериодически. Поверхность слитка обогреваласьдвумя электронными лучами, причем мощность w1одного из них равномерно распределялась в цент-ральной зоне, а другого w2 – сконцентрирована впериферийной зоне (рис. 1).

В математической модели контролируемымитехнологическими параметрами являются мощнос-ти лучей w1, w2, периодичность заливки t, высотаодновременно сливаемой в кристаллизатор порцииh, смещение периферийного луча от центра на стен-ку кристаллизатора d.

Формальным критерием глубины жидкой ваннывыбран радиус слитка R, общепринятый при оценкеусловий кристаллизации [3]. По данным графика(рис. 2) видно, что глубина жидкой ванны не пре-

Рис. 1. Схема моделирования процесса формирования цилинд-рического слитка при ЭЛПЕ

Рис. 2. Влияние производительности плавки P на глубину ванныH для слитков диаметром 600 мм

15

вышает радиуса слитка (для диаметра слитка 600 мм)при значении производительности плавки 350 кг/ч[8]. Поэтому для проведения эксперимента выбранаскорость плавки 300 кг/ч.

С помощью математической модели [3] смоде-лированы три режима плавки слитков диаметром600 мм титанового сплава ВТ1-0. Задачу решаличисленно с помощью метода конечных разностей.В качестве неизменяемых технологических пара-метров приняты следующие: t = 180 с; h = 0,012 м;d = 0,006 м. Путем изменения значения энергии,сообщаемой электронными лучами свободной по-верхности слитка, смоделированы три режима плав-ки (таблица).

В результате расчетов получены температурныеполя слитка для различных режимов электронно-лучевого нагрева поверхности металла в кристал-лизаторе при ЭЛПЕ (рис. 3).

Процессы формирования жидкой ванны в слит-ках титана при выплавке в электронно-лучевых пе-чах с промежуточной емкостью были также иссле-дованы экспериментально.

С использованием расчетных режимов электрон-но-лучевого нагрева цилиндрического слитка вкристаллизаторе на электронно-лучевой установкеУЭ-5812 [9] проведены экспериментальные плавкислитков титана ВТ1-0 диаметром 600 мм.

Слитки выплавляли по технологии ЭЛПЕ с го-ризонтальной подачей расходуемой заготовки, на-коплением металла в промежуточной емкости и егосливом в кристаллизатор с формированием слитка.

Обогрев верхнего торца слитка осуществлялсядвумя аксиальными электронными пушками, расп-ределение энергии которых представляло собойконцентрические круги.

Мощность первого луча была равномерно расп-ределена в центральной области, а второго – напериферии со смещением на стенки медного водо-охлаждаемого кристаллизатора.

Изменялась как общая мощность w1 + w2, так ираспределение мощности между пушками (таблица).Металл в кристаллизатор подавался порциями.

Установлено, что глубина и объем жидкой ме-таллической ванны постоянно увеличиваются в на-чале плавки до достижения постоянного уровня,свидетельствующего об установлении квазистацио-нарного режима в верхней части слитка, на которыйне влияет изменение теплового режима [3].

После установления квазистационарного режи-ма для данной скорости плавки и достижения вы-соты слитка 1000 мм производили слив жидкогорасплава со всего объема металлической ванны пу-тем проплавления корочки металла на перифериислитка. Полученные слитки были разрезаны на двечасти вдоль оси симметрии (рис. 3).

Изучение полученных заготовок показало, чтоони с достаточной точностью повторяют форму рас-

Рис. 3. Экспериментальная и расчетная жидкие ванны в слитке титана ВТ1-0 диаметром 600 мм при различных режимах плавки:а – 1; б – 2; в – 3 (таблица)

Режимы электронно-лучевого нагрева поверхности слиткаВТ1-0 диаметром 600 мм в кристаллизаторе

№ режима

Мощность, кВтГлубина

жидкой ванны, мм Отклонение расчета от

эксперимента, %Центр

Перифе-рия

расчетHр

экспериментHэ

1 200 120 142 150 5,3

2 160 80 131 139 5,7

3 100 110 89 80 11,2

16

считанных температурных полей. Глубину измеря-ли от крайней кромки головной части слитка досамой нижней точки образовавшейся лунки (рис. 4).Данные измерений приведены в таблице.

Отклонение расчетных данных от эксперимен-тальных определяли по следующей формуле:

D = (Hэ — Hр)⋅100/Hр,

где D – отклонение данных расчета от экспери-ментальных, %; Нэ – глубина жидкой ванны экс-периментальная, мм; Нр – глубина жидкой ваннырассчитанная, мм.

Сравнение экспериментальных результатов сданными математического моделирования показа-ло, что модель в целом реально отражает физичес-кое явление формирования жидкой ванны в слит-ках. Рассчитанные значения глубины жидких ваннсовпадают с экспериментально измеренными в пре-делах 5…12 %. Проведенный эксперимент позво-ляет сделать вывод о том, что в целом модель сдостаточной точностью отражает тенденцию изме-нения глубины формирования жидкой ванны с из-менением мощности нагрева слитка.

1. Математическое моделирование процесса электронно-лу-чевой плавки с промежуточной емкостью и его примене-

ние для производства титана / Ж.-П. Белло, Е. Флори,Е. Эсс, Д. Аблизер // Пробл. спец. электрометаллургии. –1996. – № 4. – С. 27—37.

2. Электронно-лучевая плавка / Б. Е. Патон, Н. П. Тригуб,Д. А. Козлитин и др. – Киев: Наук. думка, 1997. – 265 с.

3. Электронно-лучевая плавка титана / Б. Е. Патон,Н. П. Тригуб, С. В. Ахонин, Г. В. Жук. – Киев: Наук.думка, 2006. – 250 с.

4. Лесной А. Б., Демченко В. Ф., Жадкевич М. Л. Модели-рование гидродинамики и теплообмена при кристалли-зации слитков электронно-лучевого переплава // Пробл.спец. электрометаллургии. – 2001. – № 2. – С. 17—21.

5. Калинюк А. Н., Жук Г. В., Тригуб Н. П. Моделированиережимов вывода усадочной раковины в цилиндрическихслитках ЭЛПЕ // Там же. – 2002. – № 1. – С. 23—25.

6. Жук Г. В., Ахонина Л. В., Тригуб Н. П. Математическоемоделирование процессов кристаллизации титановогосплава Ti—6Al—4V при ЭЛПЕ // Там же. – 1998. –№ 2. – С. 21—25.

7. Жук Г. В., Тригуб Н. П., Калинюк А. Н. Влияние ско-рости охлаждения на структуру цилиндрических слитковЭЛПЕ титанового сплава Ti—6Al—4V // Процессы литья. –2003. – № 4. – С. 79—82.

8. Жук Г. В. О влиянии распределения мощности нагреваметалла в кристаллизаторе в процессе ЭЛПЕ на структурутитановых слитков // Современ. электрометаллургия. –2008. – № 2. – С. 17—20.

9. Промышленная электронно-лучевая установка УЭ-5812 /Н. П. Тригуб, Г. В. Жук, В. Д. Корнейчук и др. // Тамже. – 2007. – № 1. – С. 11—14.



Рис. 4. Измерение глубины экспериментальных лу-нок: а – режим 1; б – режим 2; в – режим 3(таблица)

17

УДК 669.187.526:51.001.57

ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ ТРУБИЗ СЛИТКОВ МОЛИБДЕНА

ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ПЛАВКИ

В. О. Мушегян, Г. Х. Карапетян, Н. М. Туренков

Проведена серия исследований по производству опытно-промышленной партии молибденовых труб из слитков элект-ронно-лучевой плавки с промежуточной емкостью. На основании данных о структуре и пороге хладноломкости металласоздана технологическая карта получения молибденовых труб. Показана возможность создания в Украине технологи-ческой цепочки производства проката тугоплавких металлов – от выплавки слитка до теплой прокатки труб.

A series of investigations was carried out on production of pilot-industrial batch of pipes of ingots of electron beam coldhearth melting. Basing on data about structure and brittleness threshold of metal, the technological chart of producingmolybdenum pipes was made. The feasibility of creation in Ukraine of the technological chain of production of rolled metalof refractory metals starting from ingot melting up to hot rolling of pipes is shown.

Ключ е вы е с л о в а : молибден; слиток; электронно-лу-чевой переплав; промежуточная емкость; горячее прессова-ние; порог хладноломкости; раскатка труб

Производство металлопродукции из тугоплавкихметаллов (ТМ), в том числе и молибдена, являетсяобязательным фактором развития научно-техничес-кого прогресса в таких отраслях, как атомная энер-гетика, ракетостроение, космическое машинострое-ние, сверхзвуковая авиация (в агрегатах, работаю-щих при температурах выше 1200 °С) [1, 2]. Поэ-тому совершенствование технологии изготовленияпроката из ТМ, в частности труб, с целью улучше-ния их качества, ужесточения точности геометри-ческих размеров и свойств, весьма актуально.

Немаловажным аспектом при использованиитруб из ТМ является снижение их себестоимости.В СССР, когда такая эксклюзивная продукция, кактрубы из ТМ, выпускалась всего на несколькихпредприятиях, вопрос о их себестоимости практи-чески не поднимался. Изготовление этих труб пол-ностью контролировалось государством.

В связи с тем, что Украина все больше интегри-руется в мировую экономику с рыночными отноше-ниями и жесточайшей конкуренцией, необходи-мость в разработке конкурентоспособной техно-логии производства труб из ТМ, в том числе измолибдена, является своевременной.

Технология производства труб из молибденавключает обязательный горячий передел (экстру-зию) слитка в гильзу, ее механическую и химичес-кую обработку, а также последующий теплый пе-редел, аналогично холодному, придающий трубамтребуемые свойства и геометрические размеры.

Ввиду характерной для металлов VIа группыхрупкости молибдена при комнатной температуреего деформацию осуществляют в нагретом состо-янии при температурах выше температуры хрупко-вязкого перехода Tх. Этот так называемый порогхладноломкости в значительной степени зависит отобработки металла, его структуры, качества поверх-ности и обычно составляет 350…500 °С [3].

Вследствие указанных особенностей теплый пе-редел молибденовых труб является трудо- и энер-гоемким многоцикловым процессом, требующимсоздания специальных условий деформирования,использования теплостойкого инструмента, слож-ных химических обработок, длительных вакуум-ных термообработок, применения дорогостоящихсмазок и покрытий, постоянного научного сопро-вождения технологии с отбором и исследованиемобразцов по всей технологической цепочке.

Поскольку процесс изготовления труб из молиб-дена является весьма сложным и дорогостоящим, внастоящей статье авторы рассматривают сквозную(комплексную) технологию изготовления труб излитых тугоплавких металлов и их сплавов (молиб-дена марки МЧВП), снижающую затраты на ихпроизводство, в том числе вследствие полной реа-лизации на предприятиях Украины.

Любое производство металлопродукции из ли-тых металлов начинается с выплавки слитка. Средиспособов получения молибденовых слитков [4] сточки зрения чистоты металла электронно-лучеваяплавка является преимущественной, поскольку вглубоком вакууме (остаточное давление газов менее1⋅10—2Па) плавящийся металл очищается от вред-ных примесей внедрения (кислорода, азота и водо-

© В. О. МУШЕГЯН, Г. Х. КАРАПЕТЯН, Н. М. ТУРЕНКОВ, 2010

18

рода), а также сопутствующихлегкоплавких металлов, такихкак железо, медь, никель и ко-бальт. Чистота металла приэтом достигает 99,99 %.

Однако металл слитков пря-мого электронно-лучевого пе-реплава характеризуется значи-тельной крупнозернистостью,что отрицательно сказываетсяна его пластичности за счет ма-лоразвитой поверхности граници повышенной удельной кон-центрации примесей по грани-цам зерен (рис. 1, а).

В ходе эксперимента по соз-данию кооперации производс-тва труб из ТМ между НТЦ«Патон-Армения» и ГП НИТИ им. Я. Е. Осадыполучена опытно-промышленная партия молибде-новых труб из слитков электронно-лучевой плавки.В НТЦ способом ЭЛПЕ изготовлены эксперимен-тальные слитки молибдена чистого вакуумного пе-реплава (МЧВП) [5] с равноосной и относительномелкозернистой структурой (рис. 1, б).

Механические свойства металла слитков, опре-деленные при комнатной температуре, приведеныв табл. 1. Вследствие указанного эффекта хладно-ломкости свойства литого металла далеки от требу-емых для эксплуатации изделий из молибдена.

Дальнейшего улучшения свойств литых туго-плавких металлов обычно достигают путем горячейдеформации – ковки, прессования или прокаткив валках. Согласно имеющемуся опыту производ-ства труб из молибдена выбрали прессование.

Высокотемпературное прессование литого ма-лопластичного металла, в том числе и молибдена,является преимущественным, по сравнению с горя-чей ковкой или косой прокаткой, поскольку припервом (экструзии) соблюдается наиболее благо-приятная схема деформации – схема всесторонне-го неравномерного сжатия. Слитки молибдена де-формировать при помощи ковки даже при темпера-турах 1350…1450 °С не удавалось из-за образова-ния трещин по границам зерен [1, 3].

Горячую деформацию молибденовых полых за-готовок осуществляли на горизонтальном гидрав-лическом прессе усилием 16 МН из втулки контей-нера диаметром 120 мм. Скорость пуансона при прес-совании составляла 230…320 мм/с, температура наг-рева слитков перед прессованием равнялась1350…1450 °С. В качестве технологического инс-трумента пресса использовали матрицы с рабочимдиаметром 52 мм из стали 3Х2В8Ф и иглы диамет-ром 30 мм из стали 5Х3В3МФС. Нагрев заготовокпроизводили в вертикальном индукторе до температуры1350…1450 °С в проточном аргоне.

Горячепрессованные трубные заготовки имелиразмер 52 11 1730 мм. Визуальный осмотр полу-ченных трубных заготовок показал отсутствие наих поверхности видимых трещин и разрывов. Ка-

чество поверхности заготовок соответствует качес-тву обычных горячедеформированных труб. Ана-лиз микроструктуры металла труб показал, что нафоне зерен, вытянутых вдоль оси, имеются новыерекристаллизованные зерна правильной формы.Степень рекристаллизации достигала примерно30…50 % в поле зрения микроскопа.

Механические свойства прессованных труб, оп-ределенные при комнатной температуре с помощьюрастяжения образцов (табл. 1), свидетельствуют одостаточной пластичности металла для последую-щей деформации. Это обусловлено весьма точновыбранной температурой прессования – выше тем-пературы рекристаллизации деформированного ме-талла Tр. Кроме того, полученная микроструктураметалла труб и их механические свойства позволилиисключить перед последующим теплым переделомсложные дорогостоящие операции химической ивакуумной термической обработки. В результатемеханической обработки заготовки под теплый пе-редел приобрели размер 48 8 (300…600) мм.

Теплую прокатку подготовленных молибденовыхзаготовок сечением 48 8 мм и последующих пере-дельных труб осуществляли в клетях станов соответ-ственно ХПТ-32 и ХПТР 8-15, оборудованных уст-ройствами для нагрева как прокатываемых труб, таки технологического инструмента в виде калибров,роликов и оправок [6]. Весь инструмент изготовлениз теплостойких сталей типа Р18 и 3Х2В8.

Необходимость проведения теплой прокаткизаключается в регламентировании упрочнения ме-талла труб, обеспечиваемого путем постепенногоувеличения степени деформации по проходам пе-

Рис. 1. Макроструктура слитков молибдена МЧВП диаметром 120 мм электронно-лучевойплавки (1/4 поперечного сечения): а – прямой переплав; б – электронно-лучевая плавкас промежуточной емкостью (ЭЛПЕ)

Т а б л и ц а 1 . Механические свойства молибдена

Состояниеметалла

σв, МПа σ0,2, МПа δ, % ψ, %

Cлиток 310…350 270…320 2…8 3… 16

Трубнаязаготовка

500…540 400…470 17… 25 23…30

19

редельных труб в процессе их переката на меньшийразмер при соблюдении максимально благоприят-ных температурно-деформационных условий [6]. Сучетом особенностей металлов VIа группы, т. е. на-личия температурного перехода из хрупкого в вяз-кое состояние Tх (порога хладноломкости), важнымфактором являлась необходимость обоснованноговыбора температуры дальнейшей теплой прокаткигорячедеформированных передельных труб. С этойцелью определяли Tх по результатам испытания наударный изгиб образцов типа менаже, отобранныхот прессованных труб и имеющих частично рекрис-таллизованную структуру. Образцы испытывали винтервале температур 50…450 °С.

Анализ полученных экспериментальных данныхпоказал, что температура перехода молибдена изхрупкого в пластичное состояние находится науровне 200…300 °С. Однако, учитывая длительныйконтакт прокатываемого металла с технологичес-ким инструментом в клетях трубопрокатных станов,где происходит существенный отвод тепла, для теп-лой прокатки молибденовых труб рекомендованатемпература нагрева труб на 150…200 °С выше по-рога хладноломкости. Ориентируясь на данные, по-лученные в работах [7, 8], авторы разработали мар-шрут изготовления труб и режимы их термическойобработки (табл. 2), где каждая последующая по-зиция маршрута отражает размерную часть трубыготового размера.

По разработанному маршруту изготовили мо-либденовые трубы диаметром 10…26 мм и толщи-ной стенки 0,5…2,0 мм (рис. 2). Данный сортаменттруб может представлять интерес для потенциаль-ных потребителей молибденовой продукции как на-иболее востребованный.

Выводы

1. В результате производственной кооперации оте-чественных предприятий создана технологическаяцепочка производства молибденовых труб.

2. Доказана принципиальная возможность соз-дания в Украине полного производственного циклаполучения проката тугоплавких металлов на основеслитков ЭЛПЕ.

3. Металл молибденовых слитков ЭЛПЕ по сво-им свойствам (содержание примесей, структура, по-рог хладноломкости) полностью отвечает требова-ниям к заготовке для производства труб.

1. Технология и оборудование для обработки тугоплавкихпорошковых и композиционных материалов / А. П. Ко-ликов, А. В. Крупин, П. И. Полухин и др. – М.: Метал-лургия, 1989. – 384 с.

2. Отрощенко В. В ракете и лазере, в реакторе и пушке //Металл. – 2005. – № 4. – С. 82—94.

3. Моргунова Н. Н., Клыпин Б. А., Бояршинов В. А. Спла-вы молибдена. – М.: Металлургия, 1975. – 392 с.

4. Зеликман А. Н. Молибден. – М.: Металлургия, 1970. –440 с.

5. Мушегян В. О. Электронно-лучевая плавка восстановлен-ного концентрата молибдена // Современ. электрометал-лургия. – 2009. – № 4. – С. 26—28.

6. Устройство для газового нагрева очага деформации итехнологического инструмента при теплой прокатке тон-костенных труб из хрупких тугоплавких металлов и спла-вов / Н. М. Туренков, М. В. Потапов, М. Н.Туренков идр. // Металлург. и горноруд. пром-сть. – 2007. –№ 6. – С. 53—55.

7. Тенденции развития технологии производства труб из ту-гоплавких металлов (ТМ) в Украине / Н. М. Туренков,В. О. Мушегян, В. П. Блощинский и др. // Материалыконф. «Трубы—Украина—2007» (Днепропетровск, 23—26сент. 2007 г.). – Днепропетровск, 2007. – С. 23—26.

8. Крупин А. В., Соловьев В. Я. Пластическая деформациятугоплавких металлов. – М.: Металлургия, 1971. – 352 с.

НТЦ «Патон—Армения»

ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины, Киев,

ОАО «Завод чистого железа», Ереван,

ГП НИТИ им. Я. Е. Осады, Днепропетровск


Рис. 2. Трубы различного диаметра из молибдена ЭЛПЕ

Т а б л и ц а 2 . Технологический маршрут изготовления труб из молибдена ЭЛПЕ

Размер труб(диаметр толщина), мм

Вид деформацииВытяжка

за проход, кратнаяОтносительнаядеформация, %

Температура нагрева, °С

труб инструмента

35 5 ХПТ-32 2,13 53 450… 500 200…250

26,0 2,0 ХПТ-32 2,55 60 450… 500 200…250

21,6 1,0 ХПТР 8-15 2,85 64 350… 400 250…300

14 1 ХПТ-32 4,5 77 350…400 300…350

12,0 0,7 ХПТР 8-15 1,60 40 350… 400 300…350

10,0 0,5 ХПТР 8-15 1,66 40 300… 350 300…350

Прим е ч а н и я : 1. Исследовали заготовки 48 8 мм. 2. Для всех труб проведены холодная и термическая обработки.

20

УДК 669.187.826

ВЛИЯНИЕ ДОБАВОК ЖЕЛЕЗАНА СУБ- И МИКРОСТРУКТУРУ ВАКУУМНЫХ

КОНДЕНСАТОВ МЕДИ

А. И. Устинов, Е. В. Фесюн,Т. В. Мельниченко, А. А. Некрасов

На примере системы Cu—Fe изучено влияние нерастворимых добавок (железа) на характеристики микроструктурывакуумных конденсатов нанодвойникованной меди, которая характеризуется повышенными прочностными свой-ствами. Показано, что введение железа в медь в небольших количествах (до 1,7 мас. %) существенно уменьшаеттолщину двойниковых прослоек, характерных для чистой меди. Такие изменения микроструктуры сопровождаютсязначительным повышением ее прочности.

On the example of Cu—Fe system the effect of insoluble additions (iron) on characteristics of microstructure of vacuumcondensates of nano-twinning copper, which is characterized by increased strength properties, was studied. It is shownthat adding of iron into copper in small amounts (up to 1.7 wt. %) decreases greatly the thickness of twinned interlayerstypical for a pure copper. These changes of microstructure are accompanied by a large increase in its strength.

Ключ е вы е с л о в а : электронно-лучевое испарение иосаждение (EB-PVD); просвечивающая электронная микро-скопия; нанодвойники; микротвердость

Введение. При определенных условиях электрон-но-лучевого осаждения меди образуются конденса-ты, зерна которых имеют двойниковую субструкту-ру [1]. Толщина двойниковых доменов при изме-нении условий осаждения может достигать нано-масштабных значений. При такой нанодвойниковойсубструктуре предел текучести вакуумных конден-сатов меди может составлять примерно 1500 МПа.Повышение уровня прочности меди не сопровож-дается снижением ее пластичности и, в отличие отматериалов с нанозеренной структурой, нанодвой-никованная медь сохраняет пластичность перед раз-рушением на уровне 10…12 % [2—5].

Указанные свойства нанодвойникованной медипозволяют рассматривать ее в качестве перспективногоконструкционного материала, сочетающего высокиезначения прочности, пластичности, тепло- и элект-ропроводности, свойственные отожженной меди [2].

Условия формирования двойниковой субструк-туры вакуумных конденсатов ГЦК-металлов и фак-торы, которые могут оказывать влияние на толщинудвойниковых прослоек (плотность двойниковыхграниц), рассмотрены в работах [6-7]. Эксперимен-тальные исследования и термодинамический анализпроцесса роста кристалла из паровой фазы пока-зали, что температура подложки и энергия дефек-

тов упаковки по плотноупакованным плоскостям{111} существенно влияют на плотность двойнико-вых границ [7]. При этом двойниковые границыпреимущественно зафиксированы в кристаллах,вытянутых в направлении <111>, т. е. перпенди-кулярно направлению их роста.

Такая ориентация границ двойников позволяетполагать, что двойниково ориентированные доменыобразуются в результате возникновения ошибок впоследовательности укладки атомных слоев {111}ГЦК-решетки меди в процессе роста зерен. Указан-ные ошибки на фронте роста кристаллитов могутвозникать из-за малой разницы свободных энергийзарождающихся островков с правильной и непра-вильной укладкой атомов относительно поверхнос-ти кристалла [7].

Поскольку зарождение двойниково ориентиро-ванных доменов происходит на фронте роста крис-таллита, то формирование двойниковой субструк-туры возможно только в том случае, когда рост зе-рен происходит в кристаллографическом направ-лении <111>. В случае изменения по тем или инымпричинам кристаллографического направленияроста кристаллитов формирование двойников ростабудет затруднено.

С учетом этого предположили, что на вероят-ность формирования зародышей с неправильной ук-ладкой атомов по отношению к атомному слою, накотором он формируется, может оказывать влияниенаряду с другими факторами и появление на по-

© А. И. УСТИНОВ, Е. В. ФЕСЮН, Т. В. МЕЛЬНИЧЕНКО, А. А. НЕКРАСОВ, 2010

21

верхности кристаллов атомов примеси. С этой точкизрения наибольший интерес могут представлятьатомы компонентов, нерастворимые в меди. С уче-том изложенного, в настоящей работе изучено вли-яние введения атомов железа в паровой поток медина характеристики суб- и микроструктуры ее ваку-умных конденсатов. Исходя из равновесной диаг-раммы состояния Cu—Fe, растворимость железа в ме-ди при T = 20 °С составляет 0,1 ат. % [8].

Получение образцов и способы исследования.Конденсаты меди с содержанием железа 1,7; 4,2 и7,0 мас. % толщиной 40…55 мкм получали способомэлектронно-лучевого испарения в вакууме компо-нентов с последующим совместным осаждением па-ровых потоков на подложку [9]. В процессе осаж-дения использовали испарение из двух независи-мых источников – слитков меди и железа чистотойсоответственно 99,6 и 99,8 %. Все конденсаты осаж-дались при одинаковых технологических условиях,обеспечивавших формирование нанодвойниковойсубструктуры в медных конденсатах (температураподложки 260 °С; скорость осаждения конденсатов2 мкм⋅мин—1 (30 нм⋅с—1); давление остаточных газовв камере не превышало 1⋅10—3Па; расстояние под-ложка—мишень равнялось 300 мм).

Для проведения исследований структуры и меха-нических свойств конденсатов образцы препарирова-ли в виде тонкой фольги и покрытий. Для отделенияконденсатов от подложки на ее поверхность предва-рительно осаждали тонкий слой хлористого натрия.

Характеристики микроструктуры конденсатов иих химический состав изучали с помощью сканиру-ющего микроскопа (CamScan-4), оснащенногоэнергодисперсионным анализатором (Energy 200),и просвечивающего электронного микроскопа (HI-TACHI 800). Фазовое состояние и текстуру опре-деляли методами рентгеновской дифрактометрии(дифрактометр DRON-4 с текстурной приставкой)в CоKα-излучении.

Микротвердость конденсатов измеряли на попе-речных шлифах образцов с использованием опти-ческого микроскопа Polivar Met, оснащенного при-ставкой для измерения твердости при постояннойнагрузке на индентор 0,098 Н длительностью 10 с.При этом точность измерения составляла ±10 %.

Экспериментальные результаты и их обсуждение.Структура конденсатов. Влияние содержания же-леза в конденсатах на состояние их структуры от-ражено на рис. 1 и 2. Конденсаты чистой меди ха-рактеризуются столбчатой формой зерен диаметромоколо 0,8 мкм, полностью фрагментированныхпрослойками из двойниковых доменов, средняя тол-щина которых составляет около 80 нм (рис. 1, а, 2, а).Согласно микродифракционной картине, их плоскос-ти двойникования перпендикулярны направлениюроста кристаллитов, т. е. атомным плоскостям {111}.

В конденсатах Cu—1,7 % Fe большая доля крис-таллитов имеет столбчатое строение и также пол-ностью фрагментирована двойниками, ориентиро-ванными перпендикулярно направлению их роста<111> (рис. 2, б). Однако средняя толщина кристал-

Рис. 1. Микроструктура планарного сечения конденсатов Cu (а), Cu—1,7 % Fe (б), Cu—4,2 % Fe (в) и Cu—7 % Fe (г)

22

литов в конденсатах Cu—1,7 % Fe уменьшается до 0,5 мкм(рис. 1, б), а двойников – до 30 нм, что примернов 2,5 раза меньше, чем в конденсатах из чистой меди.

С увеличением содержания железа в меди до4,2 мас. % средняя толщина кристаллитов и двой-ников остается приблизительно такой же, как и вконденсатах Cu—1,7 % Fe (рис. 1, в); однако долятаких кристаллитов с нанодвойниковой субструк-турой уменьшается приблизительно в два раза (рис. 3).Дальнейшее увеличение содержания железа до7,0 мас. % приводит к формированию нанозерен-ной структуры, а также к существенному уменьше-нию доли кристаллитов с нанодвойниковой субс-труктурой (рис. 1, 3).

Исследование текстуры конденсатов с различ-ной массовой долей железа позволило выявить сле-дующую закономерность. Для конденсатов чистоймеди характерен остро выраженный максимумплотности полюсов плоскостей (111), расположен-ный вблизи центра полюсной фигуры, и достаточноузкое радиальное распределение плотности полю-сов плоскостей (100) и (110), проявляющееся в видесплошных колец (рис. 4, а), расположенных на уг-ловых расстояниях соответственно 55 и 35°. Такаяконфигурация плотности полюсов соответствуеттекстуре «волокна» типа <111>; это свидетельствуето том, что формирование конденсатов меди осущест-

вляется вследствие роста их зерен преимущественнов кристаллографическом направлении <111>.

Введение железа в медь приводит к вырождениюволокнистой текстуры <111>. По мере увеличениясодержания железа максимум полюсной плотности(111) в центре полюсной фигуры заметно уширя-ется и ослабевает. При этом зафиксировано сильноеразмытие распределения плотности полюсов (100)и (110) и появление максимума полюсной плотнос-ти вблизи центра полюсной фигуры (рис. 4, б, в).Такое их распределение соответствует формирова-

Рис. 2. Микроструктура поперечного сечения конденсатов Cu (а), Cu—1,7 % Fe (б), Cu—4, 2 % Fe ( в) и Cu—7 % Fe (г)

Рис. 3. Зависимость среднего размера d зерна (1) и объемнойдоли кристаллитов V (2) с нанодвойниковой субстуктурой отсодержания железа в конденсатах меди

23

нию в конденсате волокнистой многокомпонентнойтекстуры типа <111> + <100> + <110>.

Поскольку волокнистая текстура конденсатовформируется в результате направленного роста зеренстолбчатой формы, то на основе анализа рас-преде-ления полюсной плотности можно предположить, чтов случае чистой меди рост зерен осущест-вляется внаправлении <111>, а при введении в медь атомовжелеза направление роста зерен может совпадать снаправлением как <111>, так и <100> и <110>.

Из экспериментальных данных видно, что вли-яние железа на характеристики структуры конден-сатов немонотонно: при введении в медь небольшогоколичества атомов примесей кристаллографическаяориентация столбчатых зерен сохраняется такойже, как и у чистой меди, в направлении <111>, аплотность двойниковых границ таких кристаллитоврезко увеличивается.

При увеличении концентрации железа выше не-которого критического значения (примерно 4 мас. %)обнаружено существенное уменьшение доли столб-чатых кристаллитов, ориентированных вдоль нап-равления <111>. При этом зафиксировано появле-ние зерен без нанодвойниковой субструктуры, т. е.

микроструктура вакуумного конденсата становитсябимодальной.

Из полученных результатов следует, что появ-ление атомов примеси железа на фронте роста крис-таллитов способствует возникновению дефектовупаковки, параллельных атомным слоям (111). В ре-зультате плотность двойниковых границ возрастает.

С ростом концентрации железа плотность двой-никовых границ должна была бы увеличиватьcя ипри большем содержании железа в меди, и условии,что ее введение не влияет на процесс роста столб-чатых кристаллитов. Однако при легировании ма-териалов соотношение между поверхностнымиэнергиями различных кристаллографических гра-ней кристаллитов может измениться [10].

Таким образом, можно предположить, что принекоторой критической концентрации железа в ме-ди соотношение поверхностных энергий гранейкристалла с малыми кристаллографическими ин-дексами претерпевает качественные изменения –исчезает явно выраженная анизотропия, свойствен-ная кристаллам чистой меди. В результате этогозначения скорости роста кристаллитов в направлени-ях <100>, <110> и <111> становятся близкими.

Рис. 4. Распределение плотности полюсов плоскостей (111), (100) и (110) (колонки I—III) для конденсатов Cu, Cu—4 % Fe,Cu—7 % Fe (ряды а—в)

24

Как видно из текстурного анализа, при увели-чении концентрации железа однокомпонентная ак-сиальная текстура <111> вырождается тем больше,чем выше концентрация железа, становится воз-можным формирование столбчатых кристаллитов сиными, чем <111>, кристаллографическими нап-равлениями роста.

Поскольку для формирования двойниковой суб-структуры необходимо, чтобы плоскость двойнико-вания располагалась параллельно фронту его роста,рост кристаллитов по иным, чем <111>, кристал-лографическим направлениям, приводит практи-чески к полному исчезновению в них двойниковойсубструктуры. В результате этого доля кристалли-тов с двойниковой субструктурой при увеличенииконцентрации железа будет уменьшаться.

Таким образом, увеличение содержания железав конденсатах меди приводит к качественным изме-нениям характеристик их микроструктуры и суб-структуры. Конденсаты с содержанием железа до4 мас. % характеризуются столбчатыми кристалли-тами субмикронного размера и полидоменной двой-никовой субструктурой; тогда как при повышениисодержания железа в меди доля кристаллитов сдвойниковой субструктурой постепенно уменьшает-ся. При содержании железа в конденсатах меди7 мас. % формируется нанозеренная структура, пре-имущественно с монодоменной субструктурой.

Микротвердость конденсатов. Результаты иссле-дования характеристик микроструктуры конденса-тов меди с различным содержанием железа даютоснования предположить, что механические свойс-тва конденсатов будут различаться. Действительно,введение в медь 1,7 мас. % железа приводит к рез-кому, почти двукратному, возрастанию микротвер-дости конденсатов, однако ее значение не изменя-ется в пределах погрешности измерения при даль-нейшем повышении содержания железа (рис. 5).Это обстоятельство и отсутствие частиц ОЦК-желе-за в матричной меди в конденсатах Cu—Fe позволяютисключить фактор их дисперсного упрочнения.

Можно также полагать, что двукратное увели-чение микротвердости конденсатов Cu—1,7 % Fe, посравнению с конденсатами меди, является слишкомбольшим и не характерным для твердорастворногоупрочнения металлов элементами замещения, осо-бенно если принять во внимание почти одинаковыеатомные радиусы меди и железа, т. е. прочностныесвойства исследуемых конденсатов Cu—Fe опреде-ляются не столько состоянием твердого растворажелеза в ГЦК-меди, сколько характеристиками ихмикроструктуры.

Определяющее воздействие нанодвойниковойсубструктуры на увеличение микротвердости вакуум-ных конденсатов меди показано в работах [1—5, 7], вчастности для конденсатов, осаждаемых из паровойфазы [1]: с уменьшением толщины двойников до 50нм их микротвердость увеличивалась до 1,9 ГПа. Уп-рочнение материалов с нанодвойниковой субструкту-

рой связывают в основном с тем, что границы двой-ников являются эффективными барьерами для пе-ремещения дислокаций в теле зерна [7, 11].

В исследуемых конденсатах Cu—1,7 % Fe тол-щина двойников в 2,5 раза меньше, чем в конден-сатах меди; причем доля таких кристаллитов явля-ется доминирующей, т. е. можно предположить, чтопрочностные свойства этих конденсатов определяют-ся главным образом их двойниковой субструктурой.

С увеличением содержания железа соотношениеколичества кристаллитов с поли- и монодоменнойсубструктурой резко изменяется, и в конденсатахCu—7 % Fe формируется преимущественно монодо-менное зерно размером около 60 нм.

Прочностные свойства материала с такими раз-мерами зерен должны были быть выше, по сравне-нию с конденсатами, у которых размер зерен имеетсубмикронный масштаб. Однако, как следует из по-лученных результатов, прочностные свойства ука-занных конденсатов остаются практически такимиже, как и для конденсатов Cu—1,7 % Fe. Причинойэтого может быть то, что механизмы деформацииматериалов с нанодвойниковой субструктурой и на-нозеренной монодоменной микроструктурой будутотличаться, что должно сказаться и на их механи-ческих свойствах.

Таким образом, предполагаемое повышениепрочности конденсатов Cu—7 % Fe за счет уменьше-ния размера зерна существенно ограничиваетсяфакторами, связанными с уменьшением объемнойдоли зерен с нанодвойниковой субструктурой.

Выводы

1. Установлено, что влияние железа на характерис-тики микроструктуры меди при их совместном элек-тронно-лучевом осаждении в вакууме условно мож-но разделить на два концентрационных интервала.Малые концентрации железа (до 1,7 мас. %) вызы-вают увеличение плотности двойниковых границкристаллитов.

2. Показано, что при концентрациях железавблизи 4 мас. % волокнистая текстура <111>, свойс-твенная меди с небольшими добавками железа, вы-рождается, поскольку формируется волокнистая

Рис. 5. Зависимость микротвердости HV конденсатов меди отсодержания железа

25

текстура типа <111> + <100> + <110>, в которойпо мере повышения концентрации железа доля ком-понент <100> и <110> возрастает.

3. Определено, что столбчатые кристаллиты,ориентированные вдоль <100> и <110> , не имеютдвойниковой субструктуры, в результате этого мик-роструктура вакуумных конденсатов претерпеваеткачественные изменения от полидоменной к моно-доменной субструктуре зерен. Следовательно, из-менения механических свойств конденсатов медипри введении в нее атомов железа обусловлены, содной стороны, увеличением плотности двойнико-вых границ кристаллитов, растущих в направлении<111>, с другой, – уменьшением доли таких крис-таллитов. Как видно из приведенных данных, уве-личение плотности двойниковых границ в кристал-ле при незначительном уменьшении доли такихкристаллитов сопровождается значительным повы-шением микротвердости материала. Уменьшениедоли данных кристаллитов существенно ограничи-вает упрочнение конденсатов меди при дальнейшемповышении концентрации в ней железа.

1. Влияние температуры подложки на микро- и субструктуруконденсатов меди, осажденных из паровой фазы /А. И. Устинов, Е. В. Фесюн, Т. В. Мельниченко, С. М. Ро-маненко // Современ. электрометаллургия. – 2007. –№ 4. – С. 19—26.

2. Ultrahigh Strength and High Electrical Conductivity inCopper / L. Lu, Y. F. Shen, X. Chen et al. // Science. –2004. – V. 304. – P. 422.

3. Strain hardening and large tensile elongation in ultrahigh-strength nano-twinned copper / E. Ma, Y. M. Wang,Q. H. Lu et al. // Appl. Phys. Lett. – 2004. – 85, № 21. –P. 4932.

4. Tensile properties of copper with nano-scale twins / Y. F. Shen,L. Lu, Q. H. Lu et al. // Scripta Materialia. – 2005. –52. – P. 989—994.

5. Nano-sized twins induce high rate sensitivity of flow stressin pure copper / L. Lu, R. Schwaiger, Z. W. Shan etal. // Acta Materialia. – 2005. – N 53. – P. 2169—2179.

6. Zhou X. W., Wadley H. N. G. Twin formation during theatomic deposition of copper // Ibid. – 1999. – 47, № 3.– P. 1063—1078.

7. Enhanced hardening in Cu/330 stainless steel multilayersby nanoscale twinning / X. Zhang, A. Misra, H. Wang etal. // Ibid. – 2004. – V. 52. – P. 995—1002.

8. Штремель М. А. Прочность сплавов. Деформация. –М.: МИСиС, 1997. – Часть II. – 527 с.

9. Paton B. E., Movchan B. A. Composite materials depositedfrom the vapour phase in vacuum // Sov. Technol. Rev.,Sec. C. Weld. Surf. Rev. – 1991. – N 2. – P. 43—64.

10. Хонигман Б. Рост и форма кристаллов. – М.: Изд.-воиностр. лит., 1961. – 210 с.

11. Lu L., Chen X., Huang X., Lu K. Revealing the maximumstrength in nanotwinned copper // Science. – 2009. –V. 323. – P. 607—610.


Ин-т металлофизики им. Г. В. Курдюмова

НАН Украины, Киев


Международная научно-техническая

и научно-методическая конференция

«НАНОТВЕРДОСТЬ И СОВРЕМЕННЫЕ НАНОТЕХНОЛОГИИ»10–11 октября 2010 г.

ХНАДУ (ХАДИ) г. Харьков

Тематика конференции:

актуальные проблемы определения нанотвердости материалов; современные технологии получения и методы исследования наноструктурных слоев и покрытий; использование нанотехнологий для повышения конструктивной прочности деталей машин; нанотехнологии в содержании инженерных и специальных дисциплин, методические

особенности их преподавания; конструкционные функциональные наноматериалы (методы исследования и результаты).

Тел.: (057) 700-38-75; 707-37-29E-mail: [email protected]

26

УДК 621.745.5:669.15126

ПОВЕДЕНИЕ АЗОТАПРИ ВЫПЛАВКЕ СПЕЦИАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ

В ПЛАЗМЕННО-ДУГОВОЙ ПЕЧИПЕРЕМЕННОГО ТОКА С КЕРАМИЧЕСКИМ ПОДОМ

В. Р. Бурнашев

Предложены формулы для расчета стандартной растворимости азота в специальных сталях и никелевом сплаве.Построены политермы растворимости азота в исследуемых материалах. Экспериментально установлена зависимостьмеханических свойств сталей 05Х12Н2М и 07Х12НМФБР от содержания в них азота.

Formulae are offered for calculation of standard solubility of nitrogen in special steels and nickel alloy. Polytherms ofnitrogen solubility in materials being investgated are plotted. The dependence of mechanical properties of steels05Kh12N2M and 07Kh12NMFBR on nitrogen content in them was established experimentally.

Ключ е вы е с л о в а : плазменно-дуговая плавка; раство-римость азота; специальные стали; механические свойства

При разработке технологических процессов вы-плавки сталей, чистых металлов и сплавов необхо-дима информация о стандартной растворимости вних газов, а также влиянии легирующих элементовна их растворимость. Эти данные требуются длярасчета технологических режимов переплава сцелью получения металла заданного состава.

Основополагающим уравнением для расчетарастворимости газа в сплаве Me—i по известномузначению абсорбционной емкости чистого металлаKi

Me и коэффициенту активности газа в сплаве fгi

принято приведенное в работе [1]:

KiMe — i =

KiMe

fгi

.(1)

Из выражения (1) следует, что компонентысплава, взаимодействующие с диатомным газомсильнее, чем основа, понижают активность газа, аконтактирующие слабее – повышают ее.

В настоящее время растворимость азота изученапрактически для всех основных двойных металли-ческих сплавов. Для расчета растворимости диатом-ных газов в многокомпонентных металлическихсистемах необходимо установить коэффициенты ак-тивности этих газов.

На активность газа воздействуют все составля-ющие сталей и сплавов. Поэтому при расчете коэф-фициентов активности необходимо учитывать вли-яние всех третьих элементов системы металл—газ—элемент. В работе [2] показано, что действие третьихэлементов системы на активность второго элементааддитивно и выражается следующей формулой:

lnfгΣ = lnfг

i1 + lnfгi2 + lnfг

i3 + … ,

гдеfгi1 – коэффициент активности газа в металле,

легированном элементом ij.Для количественного учета влияния содержания

компонента на коэффициент активности элементавведено понятие параметр взаимодействия [2]. Выра-жая массовую концентрацию в процентах, параметрвзаимодействия первого порядка представлен в виде

eгR =

⎪⎪⎪

∂lg fгi

∂[i,%]

⎪⎪⎪|[i,%] → 0

,(2)

где [i, %] – содержание легирующего элемента.Тогда согласно формулам (1) и (2) логарифм

активности газа в многокомпонентном сплаве сле-дующий:

lg fгY = eгi1 [i1,%] + eгi2 [i2,%] + eгi3 [i3,%] + … .

С учетом неоднозначности влияния третьих ком-понентов сплава на активность газа в растворе при

© В. Р. БУРНАШЕВ, 2010

27

изменении в широких пределах концентрации этихкомпонентов зависимость логарифма активности га-за в сплаве представляют в виде ряда Тейлора:

lg fгΣ = eг

i1 [i1,%] + 12rгi1 [i1,%]2 + 1

6qг

i1 [i1,%] +

+ eгi2 [i2,%] + 1

2rгi2 [i2,%]2 +

16qг

i2 [i2,%] + … ,

где ri1 и qгi1 – параметры взаимодействия соответ-

ственно второго и третьего порядка.Стандартную растворимость газа (изобару рас-

творимости) представляют в следующем виде [3]:

lgKгMe = ±

AT

— B,(3)

где A и B – соответственно энтальпийный и энт-ропийный коэффициенты; T – температура, К.

Путем логарифмирования уравнения (1) и ком-поновки его с выражением (3) в работе [1] полученоуравнение для расчета растворимости газа в сплавеследующего заданного состава:

lgKгΣ = ±

AT

— B — ∑ i1

in⎧⎨⎩ eг

i1 [i1,%] +

+ 12rгi1 [i1,%]2 +

16qг

i1 [i1,%] + … }.

С учетом приведенных теоретических предпосы-лок, а также расчетных и экспериментальных дан-

ных в работе [3] предложено для определения рас-творимости азота в многокомпонентном сплаве наоснове железа в широком диапазоне температур иконцентраций легирующих элементов следующеевыражение:

lgKNΣ = —

293T

— 1,16 — ⎧⎨⎩( 3757T

— 0,81) ∑eN,2073KR [R,%] +

+ (5132

T — 1,48)

12 ∑rN,2073K

R [R,%]2 + 16 ∑qN,2073K

R [R,%]3 } .

(4)

Для вычисления растворимости азота в сплавахникеля с хромом, содержащих до 21% хрома, ис-пользовали аналитические уравнения, полученныев работе [4]:

lgKNNiCr = —

2530T

— 1,668 —

— ⎧⎨⎩(— 324T

+ 0,0525) [Cr, %] + (7T

— 0,002)[Cr, %]2 ⎫⎬⎭,

(5)

где — 2530

T — 1,668 = lgKN

Ni.

В настоящей работе проведены расчеты стандар-тной растворимости азота в исследуемых материа-лах (таблица). Добавка хрома в жидкое железо по-вышает растворимость азота и увеличивает поло-жительный тепловой эффект смешения газа с ме-таллом. Экспериментально полученное значениепараметра взаимодействия первого порядка, отра-

Влияние расхода алюминия в предварительный период раскисления на активность азота при различных температурах (расчет)

Маркасплава

Номерплавки

Расходалюминия, кг/т

Логарифм активности азота при разных значениях температуры, (K)

1723 1773 1823 1873 1923

ХН55МВЦ 1 2,0 1,453 1,468 1,482 1,495 1,507

2 2,5 1,430 1,445 1,460 1,473 1,486

3 3,0 1,437 1,452 1,465 1,478 1,491

07Х12НМФБР 1 0 0,711 0,736 0,760 0,782 0,803

2 0,5 0,764 0,786 0,807 0,827 0,846

3 1,0 0,711 0,735 0,579 0,781 0,802

4 1,5 0,666 0,693 0,718 0,741 0,764

5 2,0 0,665 0,691 0,716 0,739 0,761

6 2,5 0,663 0,688 0,713 0,736 0,758

7 3,0 0,748 0,770 0,790 0,809 0,828

8 3,5 0,719 0,741 0,763 0,783 0,802

05Х14Н15МЗЦ 71 1,0 0,712 0,737 0,760 0,783 0,804

73 0,5 0,713 0,735 0,755 0,775 0,794

74 2,0 0,686 0,712 0,736 0,759 0,780

75 3,0 0,683 0,708 0,732 0,755 0,777

05Х12Н2М 1 0 0,782 0,804 0,824 0,843 0,861

2 0,5 0,773 0,795 0,816 0,836 0,855

3 1,0 0,758 0,781 0,803 0,823 0,843

4 1,5 0,758 0,780 0,802 0,822 0,841

5 2,0 0,775 0,797 0,818 0,838 0,857

6 2,5 0,772 0,795 0,816 0,836 0,855

7 3,0 0,779 0,800 0.821 0,840 0,859

28

жающего влияние хрома на растворимость азота вжелезе, совпадает в большинстве работ: при темпе-ратуре 1873 К eN

Cr = (4…4,7)⋅10—2 [1].В процессе расчета растворимости и содержания

азота в сплавах железо-хром с содержанием хромадо 10 % достаточно использовать только параметрвзаимодействия первого порядка. В сплавах с мас-совой долей хрома выше 10 % растворимость опи-сывается квадратным уравнением, поэтому необхо-димо установить значения параметра взаимодейст-вия второго порядка. При температуре 1873 К rN

Cr == 7,6⋅10—4. Никель незначительно повышает раство-римость азота в жидком железе (при температуре1873 К eN

Ni = 1⋅10—2).В результате подстановки параметров взаимо-

действия, приведенных в работах [1—6], в выраже-ние (4) были получены формулы для определениярастворимости азота в исследуемых материалах.

Для стали 05Х12Н2М растворимость азота рас-считывали по формуле

lgk = — 293T

— 1,16 — {(0,042 — 167T

) [Cr %] —

— 0,5(3,3T

— 0,001) [Cr %]2 — (0,022 — 73T) [Mn %] —

— (0,0061 — 34T) [Mo %] — (

18,4T

+ 0,00042) [Ni %] —

— (171T

— 0,031) [Si %] — (274T

— 0,06) [C %] —

— (1640

T — 1,14) [O %] — (

879T

— 0,487) [Al %]}.

По результатам расчетов построены политермырастворимости азота (рис. 1).

Для коррозионностойкой стали 07Х12НМФБРрастворимость азота определяли по формуле

lgk = — 293T

— 1,16 — {(0,07 — 348T

) [V % ] —

— (0,056 — 235T)

[Nb] — (0,042 — 167T

) [Cr %] —

— 0,5(3,3T

— 0,001) [Cr %]2 — (0,022 — 73T) [Mn %] —

— (0,0061 — 34T) [Mo %] — (

18,4T

+ 0,00042) [Ni %] —

— (171T

— 0,031) [Si %] — (274T

— 0,06) [C %] —

— (1640

T — 1,14) [O %] — (879

T — 0,487) [Al %]}.

Политермы растворимости азота в стали07Х12НМФБР приведены на рис. 2.

Растворимость азота в хромоникелевой стали05Х14Н15МЗЦ, легированной цирконием, опреде-лялась по формуле

lgk = — 293T

— 1,16 — {(0,042 — 167T

) [Cr %] —

— 0,5(3,3T

— 0,001) [Cr %]2 — (0,022 — 73T) [Mn %] —

— (0,0061 — 34T) [Mo %] — (

18,4T

+ 0,00042) [Ni %] —

— (171T

— 0,031) [Si %] — (274T

— 0,06) [C %] —

— (1640

T — 1,14 ) [O %] — (

879T

— 0,487 ) [Al %] +

+ eNZr[Zr %]}.

(6)

Политермы растворимости азота для стали05Х14Н15М3Ц приведены на рис. 3.

Растворимость азота в чистом никеле невелика.Легирование никеля различными элементами в ос-новном повышает стандартную растворимость азо-та. Системы никель—металл исследованы намногохуже, чем аналогичные системы на основе железа.

В литературе часто приводятся молярные пара-метры взаимодействия εi

j, которые переводятся ватомарные по формуле, приведенной в работе [7]:

Рис. 1. Политермы растворимости азота при выплавке стали05Х12Н2М по различным вариантам раскисления для плавок:1 – № 1; 2 – № 2 ; 3 – № 3; 4 – № 4; 5 – № 5; 6 – № 6;7 – № 7

Рис. 2. Политермы растворимости азота при выплавке стали07Х12НМФБР по различным вариантам раскисления для пла-вок: 1 – № 1; 2 – № 2 ; 3 – № 3; 4 – № 4; 5 – № 5; 6 –№ 6; 7 – № 7; 8 – № 8

29

eij = 4,342 ⋅ 10—3 (

M1

MJ εi

j + mj — M1

Mj),

где M1 – атомная масса основного металла раство-рителя; Mj – атомная масса добавляемого элемента.

Исходя из выражения (5) составлена формуладля определения стандартной растворимости азотав сплаве ХН55МВЦ:

lgk = — 2530

T — 1,668 — {(0,0522 —

324T

) [Cr % ] —

— (7T — 0,002)[Cr, %]2 + eN

Zr [Zr %] + eNMn [Mn %] +

+ eNMo [Mo %] + eN

W [W %] + eNSi [Si %] +

+ eNC [C %] + eN

O [O %] + eNAl [Al %] +

+ eNCe [Ce %] + eN

Hf [Hf %] + eNY [Y %]}.

(6)

Параметры взаимодействия в уравнении (6) за-имствованы в работах [1, 4, 6, 8, 9].

По формуле (6) рассчитаны значения lgk и пос-троены политермы растворимости азота в никель—хромовом сплаве ХН55МВЦ (рис. 4).

Ход политерм на рис. 1—4 показывает, что с по-вышением температуры растворимость азота в ис-следуемых материалах ухудшается. В хромистыхсталях этот процесс происходит интенсивнее, чем всплаве ХН55МВЦ.

Установлено, что с увеличением расхода алю-миния от 0,5 т до 5,0 кг/т возможно незначительноеповышение растворимости азота в хромистых ста-лях. При этом растворимость азота в никелевомсплаве практически не меняется (рис. 5).

В данной работе приведены результаты экспе-риментов по определению оптимальной технологиивыплавки специальных сталей и сплавов в плазмен-но-дуговой печи переменного тока с керамическимподом [10—14], показавшие, что снижение содержа-ния азота в исследуемых материалах происходит вначале предварительного раскисления (рис. 6, 7).Степень рафинирования от азота при расходе алю-миния 2 кг/т достигает 75 % для стали

Рис. 3. Политермы растворимости азота при выплавке стали05Х14Н15М3Ц по различным вариантам раскисления для пла-вок: 1 – № 1; 2 – № 2; 3 – № 3; 4 – № 4

Рис. 4. Политермы растворимости азота при выплавке сплаваХН55МВЦ по различным вариантам раскисления для плавок:1 – № 1; 2 – № 2; 3 – № 3; 4 – № 4

Рис. 5. Влияние расхода алюминия в предварительный период раскисления на стандартную растворимость k азота в исследуемыхматериалах

30

07Х12НМФБР и 45 % – для стали 05Х12Н2М.Степень рафинирования определяли по формуле

[N]н — [N]к[N]н

⋅ 100 %,

где [N]н и [N]к – соответственно начальное и ко-нечное содержание азота в металле.

Исследовали механические свойства получен-ных образцов. Увеличение содержания азота в ста-ли 07Х12НМФБР более 0,02 % приводит к сниже-нию значений механических свойств примерно на15…30 % (рис. 8).

Для стали 05Х12Н2М повышение содержанияазота в чистом металле более 0,025 % способствуетснижению предела текучести, ударной вязкости, вре-менного сопротивления разрыву на 30 % (рис. 9).

При определении влияния содержания азота намеханические свойства стали 05Х14Н15М3Ц исплава ХН55МВЦ каких-либо закономерностей вы-явить не удалось.

Установлено, что в процессе плавки исследуе-мых материалов идет деазотация металла (интен-сивная – в период раскисления предварительногои незначительная – окончательного). Степень ра-финирования расплава от азота увеличивается с по-вышением расхода алюминия от 0 до 2 кг/т, до-стигает 48 % для стали 05Х12Н2М и 75 % – длястали 07Х12НМФБР.

Получение металла с низким содержанием азотаобеспечивается при поддержании температуры вы-плавки исследуемых материалов на уровне

Рис. 6. Изменение содержания азота во времени в зависимостиот расхода алюминия в период предварительного раскислениястали 05Х12Н2М, %: 1 – 0; 2 – 0,5; 3 – 1,0; 4 – 1,5; 5 –2,0; 6 – 2,5; 7 – 5,0; 8 – базовая технология

Рис. 7. Изменение содержания азота во времени в зависимостиот расхода алюминия в период предварительного раскислениястали 07Х12НМФБР, кг/т: 1 – 0; 2 – 0,5; 3 – 1,0; 4 – 1,5;5 – 2,0; 6 – 3,0; 7 – 3,5; 8 – 4,0

Рис. 8. Влияние азота на механические свойства стали07Х12НМФБР

Рис. 9. Зависимость механических свойств стали 05Х12Н2М отсодержания азота

31

1530…1550 °С. Массовая доля азота в готовом ме-талле не должна превышать для стали 05Х12Н2М0,025 %, для стали 07Х12НМФБР – 0,02 %.

1. Лакомский В. И. Взаимодействие диатомных газов с жид-кими металлами при высоких температурах / Под ред.Б. Е. Патона. – Киев: Наук. думка, 1992. – 232 с.

2. Вагнер К. Термодинамика сплавов. – М.: Металлургиз-дат, 1957. – 179 с.

3. Григоренко Г. М., Помарин Ю. М. Водород и азот в ме-таллах при плазменной плавке. – Киев: Наук. думка,1989. – 200 с.

4. Костенко Ю. И. Взаимодействие металла c газами приплазменно-дуговом переплаве поверхностного слоя загото-вок меди, никеля и их сплавов: Дис.... канд. техн. на-ук. – Киев: ИЭС им. Е. О. Патона НАНУ, 1986. – 257 с.

5. Григорян В. А., Белянчиков Л. Н., Стомахин А. Я. Тео-ретические основы электросталеплавильных процессов. –М.: Металлургия, 1979. – 256 с.

6. Соколова С. А., Суровой Ю. Н., Филимонов М. А. Взаи-модействие азота с элементами IVа группы в расплавахникеля // Физико-химические основы выплавки сталейи сплавов: Сб. ст. – М.: Металлургия, 1985. – С. 8—12.

7. Куликов И. С. Раскисление металлов. – М.: Металлур-гия, 1975. – 504 с.

8. Туров В. В., Мокров И. А., Котельников Г. И. К расчетупараметров взаимодействия компонентов в расплавах наоснове никеля // Изв. вузов. Черн. металлургия. –1990. – № 3. – С. 6—8.

9. Азот в жидких высокореакционных металлах и спла-вах / Г. М. Григоренко, Ю. М. Помарин, В. Ю. Орлов-

ский, В. В. Лакомский. – Киев: Ин-т электросварки им.Е. О. Патона, 2003. – 156 с.

10. Исследование поведения кислорода и азота при выплавкевысокохромистых сталей и жаропрочного высоконикеле-вого сплава в плазменно-дуговой печи переменного тока /Ю. В. Латаш, В. К. Грановский, В. Р. Бурнашев и др. //Современ. электрометаллургия. – 1987. – № 63. – С. 66—70.

11. Влияние различных раскислителей на поведение газовыхпримесей и неметаллических включений при выплавкекоррозионностойкой стали в плазменно-дуговой печи пе-ременного тока / Ю. В. Латаш, Г. Ф. Торхов, В. Р. Бур-нашев // Там же. – 1989. – № 68. – С. 77—84.

12. Выбор оптимального режима раскисления хромистой ста-ли плазменной выплавки / В. Р. Бурнашев, А. А. Жа-ров, А. Г. Игнатенко // Судостроит. пром-сть. Сер. Ме-талловедение. Металлургия. – 1988. – Вып. 8. –С. 43—47.

13. Влияние различных режимов раскисления на содержаниегазовых примесей и неметаллических включений в сплавеХН55МВЦ, выплавленном в плазменно-дуговой печи пе-ременного тока / Ю. В. Латаш, Г. Ф. Торхов, В. Р. Бур-нашев и др. // Пробл. спец. электрометаллургии. –1989. – № 1. – С. 55—60.

14. Бурнашев В. Р., Шаповалов В. А. Предварительное рас-кисление хромистых сталей, выплавленных в плазменно-дуговой печи с керамическим подом // Современ. элект-рометаллургия. – 2010. – № 2. – С. 29—33.



ИНСТИТУТ ЭЛЕКТРОСВАРКИ

им. Е. О. ПАТОНА НАН Украины

объявляет ежегодный набор по следующим специальностям:

ДОКТОРАНТУРА сварка и родственные процессы и технологии автоматизация процессов управления металловедение и термическая обработка металлов металлургия черных и цветных металлов и специальных сплавов диагностика материалов и конструкций

АСПИРАНТУРА сварка и родственные процессы и технологии автоматизация процессов процессов металловедение и термическая обработка металлов металлургия черных и цветных металлов и специальных сплавов диагностика материалов и конструкций

Прием в аспирантуру проводится в сентябре.Контактный телефон: (044) 289-84-11.

Подробная информация на сайте института (раздел аспирантура): www: paton.kiev.uaДокументы направлять по адресу: 03680, Украина, Киев-150, ГСП, ул. Боженко, 11,Институт электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины, ученому секретарю

32

УДК 669.187.58

ПОЛУЧЕНИЕ БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ СПЛАВОВПРИ ПЛАЗМЕННО-ДУГОВОМ ПЛАВЛЕНИИ

Ю. А. Никитенко

Рассмотрены особенности конструкции плазменно-дугового плавильного модуля, предназначенного для получениябыстрозакаленных сплавов способом спиннингования. Исследовано тепловое состояние отдельных узлов оборудо-вания в процессе плавки и сверхбыстрой закалки. На примере сплава системы Ni—Si—B определены технологическиепараметры получения ленты c аморфной структурой толщиной от 30 до 100 мкм, качество которой подтвержденометаллографическими анализами.

Peculiar features of design of plasma-arc melting module designed for producing rapidly-hardened alloys by a spinningmethod are considered. The hot state of separate components of equipment was investigated in the process of meltingand super-rapid hardening. On the example of alloy Ni—Si—B, the technological parameters of producing strip withamorphous structure of thickness from 30 up to 100 mm, whose quality was confirmed by metallographic analyses, weredetermined.

Ключ е вы е с л о в а : плазменно-дуговая плавка; сверх-быстрая закалка; спиннингование; тепловое состояние; спла-вы с аморфной структурой и микрокристаллические

Для повышения надежности и долговечности при-боров, машин и механизмов необходимо примене-ние новых материалов с высоким уровнем функцио-нальных свойств. Сплавы с кристаллической струк-турой, широко используемые в качестве конструк-ционных материалов, не всегда могут обеспечить вполной мере высокий уровень эксплуатационныхсвойств. В связи с этим в течение последних летотмечен возрастающий интерес к проблеме получе-ния и применения аморфных и микрокристалличес-ких металлических материалов, свойства которыхсущественно отличаются от таковых тех же сплавов,полученных по стандартной технологии [1].

Наиболее распространенным способом получе-ния аморфных и микрокристаллических структурявляется сверхбыстрая закалка расплава. Для плав-ления и накапливания расплава в существующихтехнологиях используют керамические тигли, изго-товленные из огнеупорных материалов, напримеркварца, что позволяет получать широкую гаммубыстрозакаленных сплавов.

Однако при плавке высокореакционных сплавовнепосредственный контакт керамики с расплавомприводит к химическому взаимодействию и разру-шению тигля. Кроме того, сверхбыстрая закалкасплавов с повышенной температурой плавления ос-ложняется размягчением огнеупора, потерей жест-кости конструкции и, как следствие, дестабилиза-цией процесса. Поэтому получение быстрозакален-ных сплавов из высокореакционных и тугоплавких

сплавов с использованием существующих техноло-гий практически невозможно.

Решением данной проблемы может послужитьсоздание технологических схем сверхбыстрой за-калки, которые позволят избежать контакта кера-мики с расплавом и на протяжении длительноговремени выдерживать высокие температуры. Осно-вой для этого может служить плавка в водоохлаж-даемом тигле с мощным источником нагрева.

В данном случае наиболее пригодным видомплавки, который можно эффективно применять, яв-ляется плазменно-дуговая плавка (ПДП) в гарни-сажном тигле. Проблемы могут быть решены за счетиспользования медного водоохлаждаемого тигля,обеспечивающего жесткость конструкции, и егоинертности к расплаву.

Для разработки технологии использовали много-летний опыт Института электросварки им. Е. О. Па-тона НАНУ по применению в металлургии ПДП вгарнисажном тигле, который используется в специ-альной электрометаллургии при переплаве высоко-реакционных и тугоплавких металлов и сплавов,титана, вольфрама, сплавов с повышенным содер-жанием азота и других.

В институте создали лабораторное оборудованиедля сверхбыстрой закалки расплава при ПДП.Внешний вид и схема установки представлены нарис. 1 [2]. Плавильная камера 10, оснащена смот-ровой системой и технологическим люком для заг-рузки шихты. В нижней части камеры размещенмедный водоохлаждаемый тигель 9, в центре кото-рого установлено сменное сливное сопло 1 из огне-упорного материала. Плавильная камера монтиру-

© Ю. А. НИКИТЕНКО, 2010

33

ется на колонне 4, которая перемещается механиз-мом на колонне 2, в верхней части плавильной ка-меры устанавливается плазмотрон прямого дейст-вия постоянного тока 12, снабженный механизмомперемещения 11. На станине 6 размещен барабан-холодильник 5 с приводом вращения и механизмомпродольного перемещения. Для установления па-раллельности между срезом сливного сопла и по-верхностью барабана-холодильника камера осна-щена механизмом тонкой настройки 3. Установкаподключена к системе газоснабжения, также уста-новлены дополнительный ресивер 7 объемом 1,35 м3

и вакуумная система с механическим насосом 8.

Технические характеристики установки ОП-133

Объем тигля, л .................................... 0,5Скорость вращения барабана, об/мин ... 50… 3000Толщина ленты, мкм ............................ 10… 100Количество плазмотронов, шт ............... 1Расход плазмообразующего газа, м3/ч ... 0,5Максимальный рабочий ток, А .............. 1000

Медный вододоохлаждае-мый тигель выполнен в формеперевернутого усеченного ко-нуса, что позволяет обеспе-чить жесткость конструкции инакопление достаточногообъема расплава (рис. 2, а).Для поддержания оптимально-го объема жидкого металла иобеспечения необходимого пе-регрева всего расплава коэф-фициент формы тигля равнял-ся 0,4 (отношение глубины ксреднему диаметру).

Как указывалось ранее,слив осуществляется через ке-рамическое сопло. Примене-ние сменного керамическогосопла не устранило проблемуконтакта расплавленного ме-талла с керамикой, но позволи-ло значительно сократить пло-щадь контакта с расплавом.

Небольшие размеры и значительная толщина стен-ки сопла также дали возможность использоватьстандартные огнеупоры при более высоких темпе-ратурах.

В качестве материала сопла можно использоватьразличные виды керамик и композитов в зависимостиот состава сплава для получения быстрозакаленныхлент. В наших экспериментах использовали сопло,выполненное из прессованной кварцевой керамики«керсил» (рис. 2, б), для сплава Cu—P – из графита.«Керсил» показал хорошую стойкость и жесткостьво всем температурном диапазоне вплоть до 1400 °С.

Техническая характеристикакварцевой керамики «керсил»

Прочность на изгиб, МПа ..................... 15… 45Плотность кажущаяся, г/см3 ................ 1,9… 2,0Открытая пористость, % ....................... 5… 15КЛТР, 1/°С ........................................ 5,8⋅10—7

Термостойкость к перепадутемператур, °С ..................................... 20… 1300Коэффициент теплопроводности,Вт/(м⋅°С) ........................................... 0,7… 1,0

Рис. 1. Внешний вид (а) и схема (б) плазменно-дуговой установки ОП-133

Рис. 2. Медный водоохлаждаемый тигель (а) и сменное керамическое сопло (б)

34

Установка оборудована сменными барабанами-холодильниками различных диаметров, изготов-ленными из разных материалов (таблица). Барабанпредставляет собой полый цилиндр, внутрь кото-рого заливается вода и удерживается там за счетцентробежной силы при вращении. В данной работеэксперименты проводили с использованием медногои стального барабанов диаметром 300 мм (рис. 3).

Расплавление шихты и дальнейшая плавка про-исходят в герметичной камере в аргоне. Дляупрощения процесса исследования представленнойтехнологии слив расплава осуществляли на враща-ющийся барабан, который находился снаружи ка-меры, т. е. на воздухе (рис. 4). При необходимостизакалки высокореакционных сплавов барабан-хо-лодильник также может быть помещен в камеру сконтролируемой атмосферой. Исследования прово-дили на модельных сплавах, отличающихся срав-нительно низкой температурой плавления, инерт-ных к окружающей атмосфере, мас. %: Ni – основа;7 Si; 3,5 B; 1 Cr; 0,5 Fe; Fe – основа; 19 Cr; 11 Ni;9 B; Cu – основа; 9 – P.

Исследование теплового состояния плавильнойкамеры показало, что с увеличением мощностиплазмотрона в диапазоне 20…40 кВт зафиксирова-но повышение эффективного КПД процесса пере-плава. Последующее увеличение мощности плаз-мотрона (W > 40 кВт) практически не отражаетсяна эффективном КПД и потерях теплоты в плаз-

мотроне и плавильной камере установки. Однакопри мощности плазмотрона более 50 кВт отмеченатенденция к снижению эффективного КПД процес-са плавки при незначительном увеличении потерь вплазмотроне и камере. Расчет, выполненный на базеэкспериментальных данных, позволил определитьудельный расход электроэнергии (4…6 кВт⋅ч/кг).Тепловой КПД плазмотрона составил 86…88 %, эф-фективный КПД процесса – 44…45 % [3].

Плазменная дуга является достаточно мощными концентрированным источником нагрева, поэтомув расплаве существует температурный градиент повысоте ванны, умение управлять которым позволитконтролировать и прогнозировать процесс плавкии спиннингования. Измерения температуры расплавапри плазменно-дуговой плавке показали, что перегрев

Размеры и свойства материалов барабана-холодильника

Материал Диаметр,мм

Ширина,мм

Коэффициент теп-лопроводности,Вт/(м⋅°С)

ТвердостьНВ, МПа

Медь 350 71 400 370…420

—"— 315 67 400 370…420

—"— 300 80 400 370…420

—"— 260 65 400 370…420

Сталь 45 300 47 47 800… 900Рис. 3. Внешний вид барабанов-холодильников, изготовленныхиз меди (а) и стали 45 (б)

Рис. 4. Фотография слива расплава на барабан-холодильник:1 – барабан-холодильник; 2 – лента; 3 – защитный чехол;4 – фторопластовый «нож»

Рис. 5. Распределение температуры расплава Ni—Si—B по высоте h ванны (а) в зависимости от мощности плазменной дуги, кВт:1 – 12,3; 2 – 19,5; 3 – 33,3; б – сечение плавильного тигля

35

верхних слоев ванны может достигать 500 °С отно-сительно температуры возле сливной щели (рис. 5).Коэффициент слива расплава из гарнисажного тиг-ля в зависимости от мощности плазменной дуги при-веден на рис. 6. Максимальное его значение (около0,72) зафиксировано при мощности около 40 кВт.

Последующее увеличение мощности не приводитк изменению объема ванны и слившегося металла,что объясняется перераспределением тепла в другихэлементах плавильной камеры.

Представляет интерес исследование тепловойнагрузки на керамическое сопло в процессе разлив-ки расплава. Измерена температура сопла непос-редственно возле сливной щели в процессе спин-нингования и сверхбыстрой закалки (рис. 7) [4].

Как видно из графика, стабилизация темпера-туры наступает через 5…6 мин после включенияплазмотрона и выхода на оптимальный технологи-ческий режим.

Дальнейшая выдержка режимов плавки не име-ет смысла, поскольку видимых температурных из-менений уже не происходит, и система приближа-ется к стационарному состоянию.

При выходе на заданный стабильный режим осу-ществляется подведение вращающегося барабана-холодильника под сливное сопло с заданным зазо-ром. В этот момент перекрывается магистраль сбро-са газа из камеры плавления, и из ресивера подаетсягаз (аргон) с избыточным давлением.

При подводе вращающегося барабана в короткийпромежуток времени охлаждается выступающаячасть сопла в результате обдува потоком воздуха, ув-лекаемого при вращении. На рис. 7, 3 виден резкийспад температуры, составляющий 300…350 °С. Од-нако из-за большой скоротечности процесса и малойтеплопроводности керамики это не успевает значи-

Рис. 6. Коэффициент η слива металла в зависимости от мощностиW плазмотрона

Рис. 7. Изменение температуры сливного сопла в процессе спинин-гования сплава Ni—Si—B: 1 – подвод барабана-холодильника; 2 –корректировка зазора; 3, 4 – начало и окончание слива, отключениеплазмотрона; 5 – отвод барабана-холодильника

Рис. 8. Изменение температуры внутренней стенки медного ба-рабана-холодильника в процессе спиннингования сплава Ni—Si—B:а – начало; б – окончание слива

Рис. 9. Изменение технологических параметров в процессе спи-нингования сплава Cu—P: 1 – избыточное давление в камере;2 – количество оборотов барабана; 3 – температура внутреннейповерхности стального барабана-холодильника: а – начало сли-ва расплава; б – окончание

36

тельно повлиять на температуру расплава. Придальнейшем истечении расплава в щель подаютсяновые перегретые объемы металла, и сопло разог-ревается, что соответствует резкому подъему тем-пературы с общим перепадом примерно 900 °С.Слив осуществляется за несколько секунд.

Главным узлом оборудования для получениясплавов с аморфной структурой является барабан-холодильник, поэтому дальнейшие исследованиянаправили на определение его теплового состоянияв процессе сверхбыстрой закалки.

Для этого разработали методику и приспособле-ние для контактного измерения температуры враща-ющегося барабана с внутренней стороны контактнойповерхности при закалке сплава Ni—Si—B (рис. 8) [5].

При спиннинговании сплава медь—фосфор настальной барабан получены общие зависимости из-менения давления в камере, скорости вращения ба-рабана и температуры внутренней поверхности дис-ка (рис. 9).

Поскольку сплав медь—фосфор в расплавленномсостоянии является жидкотекучим, то слив осущес-твляется при небольшом избыточном давлении вкамере. Минимизация расстояния между сливнымсоплом и барабаном-холодильником в пределах0,6…0,2 мм приводит к тому, что при резком изме-нении вязкости расплава из-за быстрого затверде-вания возникают некоторые нагрузки, препятству-ющие свободному движению барабана и вызываю-щие его кратковременное торможение.

На основе натурных экспериментов создали ма-тематическую модель, позволяющую описать про-цесс распространения тепла в теле барабана и оп-ределить пути дальнейшего усовершенствованияего формы [6].

В результате проведенных исследований опре-делены оптимальные технологические параметрыпроцесса плавки и разливки расплава, полученыобразцы быстрозакаленных лент, имеющих какполностью аморфную структуру (Ni—Si—B)(рис. 10, 11) [7], так и микрокристаллическую(Fe—Cr—Ni—B, Cu—P).

В ходе металлографических исследований изу-чены структура аморфного сплава Ni—Si—B и влия-ние отжига на формирование нанокристаллов. Обна-ружено неоднородное распределение нанокристалловв приповерхностном слое и уменьшение их количестваи размеров от поверхности в глубь ленты [8, 9].

Результаты научных исследований позволяютрекомендовать разработанную технологию для полу-чения высокореакционных и тугоплавких сплавов саморфной структурой и микрокристаллических.

1. Молотилов Б. В. Аморфные и нанокристаллические спла-вы – перспективы и проблемы // Сталь. – 2001. –№ 1. – С. 79—83.

2. Плазменно-дуговое плавильное устройство для полученияаморфных и нанокристаллических материалов методомспиннингования / В. А. Шаповалов, Г. Ф. Торхов,Ю. А. Никитенко, В. Р. Бурнашев // Вестник Восточно-укр. нац. ун-та им. В. Даля. – 2003. – № 11. – С. 80—88.

3. Плазменно-дуговая установка ОП-133 для полученияаморфных лент методом спиннингования и ее тепловой ба-ланс / М. Л. Жадкевич, В. А. Шаповалов, Г. Ф. Торхов идр. // Донбас. гос. машиностр. акад. – 2006. – № 1. –С. 160—163.

4. Исследование технологических параметров плазменно-ду-гового нагрева при плавке и спиннинговании расплава /М. Л. Жадкевич, В. А. Шаповалов, Г. Ф. Торхов и др. //Современ. электрометаллургия. – 2005. – № 1. –С. 26—29.

5. Измерение температуры барабана-холодильника в процес-се сверхбыстрой закалки металла, расплавляемого в плаз-менной печи / В. А. Шаповалов, Ю. А. Никитенко,В. Р. Бурнашев, Г. Ф. Торхов // Там же. – 2007. –№ 4. – С. 27—29.

6. Шаповалов В. А., Никитенко Ю. А., Мельник А. С. Теп-ловое состояние барабана-холодильника плазменно-дуго-вой установки в процессе сверхбыстрой закалки // Тамже. – 2008. – № 3. – С. 42—46.

7. Никитенко Ю. О. Швидкозагартований метал, отрима-ний при плазмово-дуговому нагріві і спінінгуванні та йогоструктура // Наносистеми, наноматеріали, нанотехно-логії. – 2006. – 4, вип. 4. – С. 797—801.

8. Изменение структуры при отжиге быстрозакаленногосплава плазменно-дуговой выплавки / Г. Н. Кожемякин,Н. Н. Луговой, В. А. Шаповалов и др. // Современ.электрометаллургия. – 2008. – № 4. – С. 48—49.

9. Influence of annealing on nanocrystal formation in Ni amor-phous alloy / G. N. Kozhemyakin, V. A. Shapovalov,Yu. A. Nikitenko et al. // Crystallography reports. –2009. – 54, № 7. – P. 142—144.



Рис. 10. Область значений линейной скорости v барабана и из-быточного давления P, которое обеспечивает получение лент саморфной структурой

Рис. 11. Быстрозакаленная лента с аморфной структурой шири-ной 15 мм, толщиной 50 мкм Ni—Si—B

37

УДК 629.7.036.3:621.785.5:620.178.3

ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫПОВЕРХНОСТИ «ЕЛОЧНОГО» ЗАМКА

МОНОКРИСТАЛЬНЫХ РАБОЧИХ ЛОПАТОКИЗ СПЛАВА ЖС36ВИ

В. В. Куренкова

Представлены результаты анализа исходного состояния поверхности «елочных» хвостовиков рабочих лопаток измонокристального сплава ЖС36ВИ на различных этапах их механотермической обработки. Установлена взаимо-связь состояния поверхности «елочного» замка с сопротивлением реальных деталей многоцикловой усталости.Показана целесообразность применения поверхностного пластического деформирования деталей, подверженныхвибрационному нагружению металлическими микрошариками (диаметром 100… 200 мкм), что способствует увели-чению сопротивления усталости лопаток, работающих в составе турбины АГТД.

Results of analysis of initial state of surface of «fir-tree» stems of blades of single-crystal alloy ZhS36VI at differentstages of their mechanical-heat treatment are presented. The relation between the state of surface of fir-tree locking pieceand resistance of real parts to a low-cycle fatigue was established. The expediency of application of surface plasticdeformation of parts subjected to vibration loading by metal microballs (of 100… 200 mm diameters) is shown, thuspromoting the increase in fatigue resistance of blades, operating in the composition of turbine of AGTE.

Ключ е вы е с л о в а : рабочая лопатка; монокристаль-ный никелевый сплав ЖС36ВИ; «елочный» хвостовик; зуб ивпадина замка; термомеханическая обработка; микрострук-тура; глубинное шлифование; многоцикловая усталость;сжимающие напряжения; микротвердость; поверхностнаяпластическая деформация; дробеструйное упрочнение

Одним из важнейших критериев определения на-дежности и ресурса рабочих лопаток газотурбин-ных установок является сопротивление их много-цикловой усталости, определяемое конструкциейдеталей и материалом, из которого изготовлена ло-патка, средой испытания, температурой и процес-сами окисления, протекающими на их трактовойповерхности при эксплуатации.

Химический и фазовый составы сплавов в зна-чительной степени влияют на зарождение трещинусталости и сопротивление их распространению, атакже на абсолютные значения предела выносли-вости σ—1 [1]. Совершенствование композиций иструктуры жаропрочных сплавов (ЖС), повыше-ние уровня статических характеристик кратковре-менной и длительной прочности позволяют увели-чить сопротивление многоцикловой усталости ма-териала. Как отмечается в работах [2, 3], поведениеметаллов при циклическом нагружении определя-

ется их микроструктурными и макроструктурнымиособенностями.

Основными очагами зарождения микротрещинусталости в сплавах являются частицы карбидов иборидов, микропоры. В безуглеродистых монокрис-таллических сплавах, например ЖС36 и ЖС40,карбидные фазы практически отсутствуют. Поэто-му пределы усталости указанных сплавов при ком-натной температуре имеют более высокие значения,чем в углеродистых с равноосной структурой [4].Однако, в сравнении с такими сплавами, монокрис-таллические отличаются высокой чувствитель-ностью к концентраторам напряжений, особенномонокристаллические углеродсодержащие типаЖС6Ф и ЖС32, для которых коэффициент кон-центрации напряжений Kσ—1

= σ—1глад/σ—1над (σ—1глад,σ—1над – пределы выносливости соответственногладкого и надрезанных образцов) составляет2,5… 3,0 при 20 °С, тогда как для безуглеродистыхмонокристаллических сплавов (ЖС36 и ЖС40)Kσ—1

= 1,5… 1,6 [1]. Общим для всех сплавов явля-ется снижение чувствительности к концентрациинапряжений при повышенных температурах.

© В. В. КУРЕНКОВА, 2010

38

Сопротивление усталости монокристальныхЖС зависит от кристаллографической ориентации.Так, при 20 °С ориентация [111] для всех сплавовболее прочная, чем ориентация [001]. Однако при1100 °С в сплаве ЖС36 пределы усталости имеютодинаковые значения для обеих ориентаций. Сле-довательно, при высокой температуре анизотропиязначений σ—1 для монокристальных ЖС нивелиру-ется подобно кратковременным и длительным ста-тическим испытаниям. Отлитые в печах с высокимтермическим градиентом монокристаллы характе-ризуются более высоким значением σ—1, посколькуимеют дисперсную дендритную структуру и содер-жат меньшее количество микропор [1].

Высокую чувствительность монокристаллов кконцентраторам напряжений связывают с отсутс-твием границ зерен, в некотором роде являющихсяпрепятствием на пути распространения магистраль-ной трещины усталости. В поликристаллическихсплавах трещина изменяет направление своего рас-пространения всякий раз при пересечении границызерен. Это определяет увеличение длины траек-тории трещины усталости.

В монокристаллах с надрезом трещина усталос-ти практически беспрепятственно распространяетсячерез весь образец. Поэтому монокристаллическаялопатка отличается высокой чувствительностью кналичию концентраторов напряжений, напримерлитейных дефектов.

У рабочих лопаток газотурбинных двигателей«елочный» хвостовик является не менее важной иответственной частью, по сравнению с пером. Имен-но замковые части, работающие при значениях тем-

пературы не более 600… 750 °С, несут наибольшуюнагрузку и подвергаются преимущественно усталос-тному разрушению. Так, при стендовых испытани-ях рабочих лопаток из сплава ЖС36ВИ очаги за-рождения усталостных трещин зафиксированы вобласти выхода впадины первого зуба на торцевуючасть хвостовика.

Поверхностный слой хвостовой части лопаткииграет значительную роль в формировании несущейспособности деталей [1]. Усталостные разрушениятурбинных лопаток составляют 33 % из общей гам-мы разрушений этого типа деталей авиационныхгазотурбинных двигателей. Одной из основныхпричин разрушения является снижение предела вы-носливости из-за образования микротрещин в по-верхностном слое, поврежденном при неоптималь-ных условиях механической обработки изделия, ккоторым можно отнести режимы резки профиляхвостовика, неравномерность распределения наг-рузки по зубьям хвостовика, металлургические де-фекты и остаточные растягивающие напряжения.

Цель настоящей работы заключалось в опреде-лении микроструктурных причин разрушения мо-нокристальных лопаток при усталостных испыта-ниях; требовалось выявить металлургические,структурные или методические факторы, вызыва-ющие снижение выносливости металла при знако-переменном нагружении.

Рабочие лопатки получали способом литья повыплавляемым моделям из монокристального спла-ва ЖС36ВИ (мас. %: Ni—9Co—4Cr—6Al—1Ti—1Mo—12W—2Re). Отлитые заготовки лопаток подвергалиполному циклу термомеханической обработки пос-

Рис. 1. Структура поверхности ( 1000) вершины первого зуба рабочей лопатки из монокристального сплава ЖС36ВИ, прошедшейполный цикл термомеханической обработки и УМШ: а – поверхность первого зуба; б – поверхность первого зуба после измерениямикротвердости; в, г – соответственно впадина и стенка зуба

39

ле изготовления. Использовали финишную обра-ботку замка – поверхностное пластическое дефор-мирование (ППД), которое заключалась в дробес-труйном упрочнении стальными микрошариками(УМШ) «елочного» хвостовика.

Объектом исследования были фрагменты замко-вой части после различных этапов термомеханичес-кой обработки лопаток. На микрошлифах изучалиструктуру поверхности металла в основном в окрес-тности первого зуба и впадины хвостовика. Иссле-дования проводили на электронном сканирующеммикроскопе CamScan-4, химический состав измеря-ли с использованием рентгеноспектральной при-ставки Energy-200. Микротвердость металла при-поверхностных слоев определяли на приборе«Micro-Duromat 4000E» при нагрузке 0,1…0,2 Н.

Полученные результаты. Основные структурныеисследования проводили на замковой части рабочихлопаток, прошедших все этапы термомеханическойобработки перед стендовыми испытаниями. Техно-логическая цепочка изготовления лопаток включалагомогенизацию заготовок при 1320 °С, 4 ч; охлажде-ние в аргоне; нарезку замка глубинным шлифова-

нием [5]; высокотемпературное промежуточное ста-рение при 1030 °С, 4 ч; окончательное старение при870 °С, 24… 32 ч и УМШ.

На рис. 1 показана развитая шероховатая по-верхность первого зуба хвостовика с глубиной ми-кронеровностей 10… 20 мкм. Нерегулярные «заре-зы» и вмятины на поверхности зуба свидетельству-ют о достаточно жестком режиме нарезки замка иповерхностного пластического деформирования впроцессе УМШ лопатки. График изменения мик-ротвердости поверхности металла первого зуба на глу-бину 150…200 мкм подтверждал наличие на хвосто-вике лопатки слоя, подвергнутого ППД (рис. 2, 1).

Микротвердость сплава лопаток ЖС36ВИ вобъеме хвостовика составляла примерно 3400 МПа.Максимальное поверхностное упрочнение после всехэтапов термомеханической обработки лопатки полу-чено на глубине до 30 мкм. Максимальная микро-твердость в этом случае составляла 5700…5800 МПа.

Характер распределения микротвердости потолщине поверхностного слоя свидетельствует отом, что воздействие ППД при обработке замкаощущается на глубине до 80 мкм. Это не всегдаотражалось на микроструктуре поверхностных сло-ев первого зуба. Полученная область значений мик-ротвердости (рис. 2, 1) свидетельствовала о неболь-шом разбросе измерений, выполненных на поверх-ности в области вершины и впадины первого зуба.

При изучении структуры поверхности зуба в об-ратноотраженных электронах зафиксировано нали-чие внешнего слоя, содержащего светлые включе-ния, при этом глубина слоя нетравленого шлифасоставляла от 5 до 25 мкм (рис. 1, а, г). Наибольшаяглубина характерного слоя обнаружена в местах пе-рехода от поверхности стенки зуба к вершине; пери-одически фиксировались микротрещины. Светлые

Химический состав металла поверхностного слоя хвостовика лопатки из сплава ЖС36ВИ после полного циклатермомеханической обработки, включая дробеструйное УМШ замка

Спектранализа

Массовая доля компонентов, %

C* O Al Ti Cr Co Ni Fe Nb Mo W Re

Вершина первого зуба

1 6,20 — 2,51 0,78 6,47 7,99 41,02 0,67 0,81 2,28 20,88 10,38

2 8,60 — 2,92 0,76 6,47 7,52 46,31 0,68 0,57 2,23 16,49 7,45

3 8,94 — 1,73 0,61 8,38 5,90 32,07 1,10 1,60 3,78 30,48 5,41

4 17,93 0,35 1,39 0,42 8,33 7,19 32,41 0,80 1,02 2,99 23,57 3,61

5 11,62 2,50 2,21 0,93 8,64 7,76 43,59 0,34 1,02 1,65 17,02 2,69

6 5,82 — 2,71 0,52 12,12 10,73 52,91 — 0,70 1,52 10,09 2,88

7 6,15 — 5,46 1,41 4,32 6,16 64,21 — 0,77 0,29 9,31 1,92

Переход от первого зуба к впадине

1 33,30 4,09 2,25 0,39 7,53 6,95 33,15 0,49 0,11 1,15 8,68 1,91

2 25,93 8,89 2,41 0,39 7,59 7,23 32,62 1,77 — 1,02 10,36 1,80

3 6,23 — 1,20 0,26 7,23 8,07 27,51 — 0,24 2,56 33,74 12,94

*Значения содержания углерода приведены качественно.

Рис. 2. Микротвердость приповерхностного слоя металла пер-вого зуба рабочей лопатки из сплава ЖС36ВИ после различныхэтапов технологической обработки: 1 – после полного циклатермомеханической обработки лопатки + УМШ (у заказчика);2 – после гомогенизации заготовки; l – расстояние от повер-хности

40

включения представляли собой карбидные фазы наоснове вольфрама (18…30 мас. %) типа (Ni3, W3)C(таблица, рис. 3). В состав карбидных фаз, кромевольфрама, входили никель и рений (4…11 мас. %).Размер карбидных фаз составлял 1…2 мкм.

Наличие карбидных частиц на рабочей поверх-ности зуба из монокристального сплава может рас-сматриваться как возможный очаг зарождения ус-талостных микротрещин при испытаниях или экс-плуатации деталей в турбине. Карбиды являютсяисточниками концентрации напряжений в матрицепод нагрузкой вследствие разницы их модулей уп-ругости и матричного раствора [2].

На поверхности зуба лопатки обнаружены ос-татки углеродной пленки, появление которой, ско-рее всего, связано с процессом глубинного шлифо-вания (таблица, рис. 3). Очевидно, что при наличиина поверхности избыточного углерода и относитель-

но высокой температуре первого старения (1030 °С)возможно протекание реакции взаимодействия ак-тивных карбидообразующих (вольфрам, рений) сосвободным углеродом и образование в дальнейшемкарбидных фаз.

В силу того, что металлическая поверхность хвос-товика зуба и впадины активирована использованны-ми режимами глубинного шлифования, диффузион-ное взаимодействие компонентов охлаждающей сре-ды с поверхностными слоями хвостовика при шли-фовании происходило довольно быстро.

Особенностью структуры приповерхностногослоя зуба хвостовика являлось то, что в результатедиффузионного взаимодействия компонентов спла-ва с углеродом охлаждающей среды матричный рас-твор (на глубине до 30 мкм) обезлегировался воль-фрамом (от 12,7 до 9,67 %) и рением (от 3,67 до 1,84 %),

Рис. 3. Участки рентгеноспектрального анализа структуры поверхности зуба: а – вершина зуба; б – переход от первого зуба квпадине

Рис. 4. (γ−γ′)—микроструктура приповерхностной зоны вершины первого зуба лопатки, подвергнутой УМШ замка (после хими-ческого травления): а – общий вид ( 1000); б – зона с грубой упрочняющей фазой ( 5000); в, г – γ′-фаза в деформированнойприповерхностной зоне и теле зуба ( 5000)

41

которые диффундировали к поверхности и участ-вовали в образовании карбидов.

Стабилизаторы γ′-фазы (алюминий, титан) скоэффициентом распределения kiγ′/γ= ciγ′/χιγ [1],большим единицы, стремятся вглубь.

Таким образом, в случае химического травлениямикроструктура верхнего слоя металла зуба толщи-ной 10… 25 мкм представляла собой двухслойнуюкомпозицию, состоящую из внешнего слоя (толщи-ной 3… 10 мкм) твердого раствора, упрочненноговторичными карбидными фазами (рис. 4, а) и внут-реннего слоя с развитой грубой γ′-фазой остроуголь-ной формы, которая, играя роль надрезов, можетснизить прочность металла замка при испытанияхна многоцикловую усталость (рис. 4, б).

Под зоной диффузии и наружного карбидообразо-вания находится внутренняя зона, воспринимающая восновном пластическую деформацию при УМШ. Ееглубина от поверхности достигала 10…60 мкм. Даннаязона характеризовалась деформированной (γ−γ′)-структурой с нечеткими искаженными границамиупрочняющей фазы (рис. 4, в). Пластическая де-формация, определяемая обработкой (обдувкой)микрошариками, вызывала течение на границе мат-рица—γ′-фаза и в результате приводила к искаже-нию границ контакта частиц γ′-фазы с матричнымраствором.

Структура монокристаллического сплава в телезамка ниже зоны интенсивной деформации имела

четкую совершенную кубическую структуру с раз-мером частиц γ′-фазы 0,3… 0,6 мкм, которая обра-зовывалась в процессе штатной трехступенчатойтермообработки для сплава ЖС36ВИ (рис. 4, г).

После химического травления в металле замкалопатки четко просматривалась структура с разме-ром субзерен 15… 40 мкм. Такая микроструктурасоответствует субструктуре III уровня и представ-ляет блочность общего вида с разориентировкойблоков в десятки минут [1]. Границы субзерен де-корированы в виде цепочки неупорядоченных вы-делений упрочняющей фазы (рис. 5, б). Ближе кповерхности размеры и разброс субзерен уменьшались.

Чтобы проследить, на каком этапе возникаютизменения в поверхностных слоях хвостовика, иссле-довали структуру «елочных» замков ряда лопаток пос-ле отдельных этапов механотермической обработки.

В структуре металла замка лопатки, которуюисследовали как заготовку после гомогенизации(1320 °С, 4… 7 ч) с охлаждением в аргоне, разли-чий на поверхности и в теле лопатки не обнаружено(рис. 6). В результате быстрого охлаждения(100 °С/мин) структура сплава представляла со-бой матричный раствор с выделениями упрочняю-щей γ′-фазы в виде субкубов. Размер фазы состав-лял 0,3… 0,5 мкм. Зафиксирован внешний обога-щенный углеродом слой толщиной 3… 5 мкм, веро-ятно, являющийся результатом заброса паров масладиффузионных насосов в вакуумное пространство.

Рис. 5. Микроструктура поверхности во впадине первого зуба лопатки, прошедшей полный цикл термомеханической обработки иУМШ (а), ( 2000); б – субграницы в монокристаллическом сплаве в теле замка ( 1000)

Рис. 6. (γ−γ′) – микроструктура сплава ЖС-36 в замковой части лопатки (заготовки замка), прошедшей гомогенизацию с охлаж-дением в аргоне: а – поверхность первого зуба ( 2000); б – субкубоидная структура упрочняющей фазы после гомогенизации( 5000)

42

Это не было критичным для дальнейшей механи-ческой обработки и изготовления замка лопатки.

Микротвердость, измеренная на глубину200 мкм от поверхности, находилась в пределах3370… 3500 МПа (рис. 2, 2).

При исследовании (после травления) микро-шлифа замковой части лопатки первого промежу-точного отжига проявилась структура зоны пласти-ческой деформации, глубина которой достигала10… 15 мкм (рис. 7). Типичная картина напряжен-ного слоя обнаруживалась как на поверхности зуба,так и во впадине.

В данной приповерхностной зоне зафиксирова-но определенное искажение регулярной кубическойструктуры γ′-фазы.

Размер упрочняющей фазы в металле замка пос-ле первого старения составлял 0,2… 0,9 мкм. Такойразброс можно объяснить избирательным растворе-нием частиц при температуре старения, укрупнени-ем имеющихся в матрице частиц и выпадением но-вых субдисперсных частиц γ′-фазы в результате от-жига при 1030 °С.

Микротвердость поверхностных слоев зуба ивпадины незначительно различалась. В основномона имела линейный характер на всю измеряемуюглубину (200 мкм) материала (рис. 8, 1). Сущест-венного увеличения значений микротвердости наисследованной поверхности за счет сжимающихнапряжений, привнесенных нарезкой зуба с обра-

Рис. 7. Микроструктура зоны пластической деформации у поверхности вершины первого зуба хвостовика после первого проме-жуточного старения: а, б – общий вид поверхностного слоя металла ( 18; 50); в, г – фрагменты поверхности ( 2000; 10000);д, е – упрочняющая γ′-фаза соответственно в объеме зуба ( 10000) и приповерхностной зоне деформации ( 10000)

Рис. 8. Микротвердость приповерхностного слоя металла пер-вого зуба лопатки: 1 – после шлифования и первого старения;2 – после окончательного старения при 870 °С (24 ч)

43

зованием зоны деформации, не обнаружено из-занебольшой глубины (5… 10 мкм) указанной зоны.

После второго этапа старения при температуре870 °С в течение 32 ч на поверхности зуба хвосто-вика лопатки сохранялась область, подвергнутаядеформации (за счет формирования «елочного»замка), которая четко отличалась по морфологииупрочняющей фазы (рис. 9).

Вблизи поверхности выявлены карбидные фазытипа Me6C на основе вольфрама и рения с размеромчастиц до 1 мкм (рис. 9, а, б).

Частичное обезлегирование матричного раство-ра по тугоплавким компонентам (вольфрам, ре-ний), имеющим минимальные коэффициенты рас-пределения, приводит к изменению морфологии γ′-фазы в сторону ее огрубления (рис. 9).

После низкотемпературного старения фиксиро-валось уширение приповерхностной зоны воздей-ствия деформации, достигающей 15… 30 мкм (посравнению с 10… 15 мкм после первого старения).Это ощутимо сказывалось на уровне микротвердос-ти, измеренной в сечении зуба на глубину до 200мкм (рис. 8, 2).

Влияние термообработки на тонкую структуру мо-нокристального сплава ЖС36ВИ. Процесс гомоге-низации при высоком значении температуры(≤1310 °С) и быстрое охлаждение в аргоне заготовоклопатки позволяют получить дисперсионно-упроч-ненную (γ−γ′)-структуру монокристалла. При этомупрочняющая фаза имеет вид субкубов размером0,2… 1,0 мкм (рис. 10, а). После высокотемпера-турного старения (1030 °С, 4 ч) структура монок-

ристалла состоит из менее упорядоченных кубоид-ных частиц размером 0,2… 0,6 мкм (рис. 10, б).

После термической обработки (высокотемпера-турная закалка, старение при температуре 1030°С(32 ч, окончательное) и при 870 °С, структура мо-нокристалла жаропрочного сплава ЖС36ВИ пред-ставляла собой матричный раствор с равномерноупорядоченными кубическими выделениями упроч-няющей γ′-фазы (рис. 10, в). Именно такая струк-тура с объемной долей γ′-фазы примерно 65 % иразмером частиц γ′-фазы 0,3… 0,5 мкм обеспечиваетмаксимальное сопротивление ползучести и длитель-ную прочность монокристального сплава при высо-кой температуре

Обсуждение. На основе данных исследований мож-но утверждать, что в результате дробеструйной об-работки поверхности «елочного» замка лопатокмикрошариками на внешней поверхности зубьев надосновным деформированным слоем образуется кон-тактный слой, достигающий максимально 30 мкм, сизмененными химическим составом и структурой.Наличие такого контактного слоя, содержащегокарбидные фазы и грубую γ′-фазу игольчатого типа,однозначно неблагоприятно скажется на сопротив-лении усталости лопаток при многоцикловых испы-таниях и приведет к раннему разрушению деталей.

Изготовление «елочного» замка лопатки в про-изводственном цикле осуществляется глубиннымшлифованием, которое позволяет получить необхо-димый профиль замковой части в три прохода. Про-цесс является достаточно теплонапряженным. Наповерхности хвостовика возникают максимальныезначения импульсов мгновенной контактной темпе-

Рис. 9. Структура поверхности первого зуба лопатки: а – прошедшей полный цикл термомеханической обработки ( 2000); б, в –микроструктура упрочняющей γ′-фазы в различных зонах поверхностного слоя ( 5000)

Рис. 10. Эволюция упрочняющей γ′-фазы в ходе этапов термической обработки лопатки из монокристалла ЖС36ВИ: а – послегомогенизации; б – после гомогенизации + старения при 1030 °С; в – после гомогенизации + старения при 1030 °С + старенияпри 870 °С ( 10000)

44

ратуры, воздействующие на верхние слои обраба-тываемого металла.

В нижней зоне воздействия в результате тепло-обмена между деталью и охлаждающей жидкостьюсоздаются условия, обусловливающие вместе с си-ловым воздействием формирование остаточныхнапряжений сжатия в поверхностном слое. Уровеньэтих напряжений составляет 150… 250 МПа, а глу-бина распространения сжимающих напряжений впрофиле замка – 40… 80 мкм [5].

При формировании «елочного» хвостовика об-разуется поверхностный слой с нестабильными струк-турными параметрами по глубине, которые различа-ются степенью наклепа, шероховатостью, наличиемвмятин и уровнем остаточных напряжений.

Для охлаждения применяют водную эмульсиюэмульгируемого масла. Содержание в ней углеродаи отсутствие операции промывки, т. е. снятия вновьобразующейся углеродной пленки с поверхности зу-

ба лопатки, приводит к тому, что в процессе высо-котемпературного старения при 1030 °С, 4 ч, в ак-тивированном поверхностном слое образуются кар-биды типа Me6C на основе вольфрама и рения. Кар-бидные частицы размером 0,5… 3,0 мкм распреде-ляются дискретно и обнаруживаются под остаточ-ной пленкой углерода. В ходе последующего отжигаи УМШ зафиксировано укрупнение данных карби-дов и уширение зоны, подверженной ППД. В ре-зультате деформационного упрочнения усилива-лась активация в приповерхностных объемах хвос-товика, и частички карбидных фаз «вгонялись» вметалл на большую глубину.

Финишным этапом обработки хвостовика лопа-ток является дробеструйное УМШ поверхности.Остаточные поверхностные сжимающие напряже-ния, возникающие в результате такой обработки,замедляют распространение микротрещин в теле из-делия, но не предотвращают их появления. На ос-нове модельных экспериментов по упрочнению«елочного» замка выбрали специальный режим об-работки хвостовиков лопаток в двух позициях. Ми-нимальный диаметр сопла позволил получить макси-мальную скорость истечения потока шариков (их ки-нетической энергии), благодаря чему достигали высо-кой интенсивности упрочнения на глубину до 100 мкм.Распространение наведенных напряжений в глубинуметалла было на 35…40 мкм больше, чем при другихрежимах обработки, что подтверждают данные измере-ния микротвердости (рис. 11).

Средняя кривая (рис. 11) описывает характер де-формационного упрочнения зуба хвостовика послеобработки детали потоком микрошариков согласно

Рис. 11. Распределение микротвердости НV (P = 0,1 Н) поглубине металла первого зуба замка рабочих лопаток после ихгомогенизации и старения при (1030 + 870) °С, подвергнутыхУМШ: 1 – на сопле минимального диаметра под различнымиуглами по отношению к хвостовику лопатки в течение 4 мин;2 – на разных соплах в течение 10 мин; 3 – УМШ у заказчика

Рис. 12. Микроструктура ( 5000) упрочняющей γ′-фазы в сплаве ЖС36ВИ зуба рабочей лопатки после полной гомогенизации иУМШ (а); термообработки и УМШ в течение (2 + 2) мин на сопле минимального диаметра (б): а, б – общий вид приповерхностнойзоны; в – структура γ′-фазы; г – структура вторичной ППД соответственно на глубине 50 и 150 мкм

45

выбранному режиму. В этом случае упрочнение(приращение твердости) основного металла в се-чении на глубине 20 мкм от поверхности вдоль об-вода зуба, стенок и впадины было примерно оди-наковым.

На рис. 12 показана тонкая структура приповер-хностных слоев металла фрагмента хвостовика за-готовки после гомогенизации и реализации процес-са УМШ. Обнаружена незначительная пластичес-кая деформация частиц γ′-фазы в матрице непос-редственно у поверхности металла замка. Во внешнемслое отсутствовали какие-либо карбидные фазы.

Однако в результате формирования замка в при-поверхностном слое лопатки с нарезанными зубь-ями обнаружены (и на других лопатках также) бе-лые глобулярные частицы карбидов Me6C на основевольфрама, рения, молибдена. Причина их появле-ния – результат взаимодействия сплава ЖС36ВИс материалом охлаждающей углеродсодержащейсреды при глубинном шлифовании «елочного» зам-ка, когда возникал перегрев (прижог) поверхностихвостовика.

Дробеструйное УМШ может быть негативнымдля литейных сплавов, содержащих крупные кар-бидные фазы или другие дефекты типа надрезов [2].Вследствие образования подповерхностной зоны рас-тягивающих остаточных напряжений в области де-фектов могут возникать трещины, вызывающие вдальнейшем преждевременное разрушение деталей впроцессе испытаний.

Рабочие монокристальные лопатки из сплаваЖС36ВИ после полного цикла термической обра-ботки без дробеструйной обработки «елочного» зам-ка, испытанные на стенде ИПП НАН Украины*,имели предел многоцикловой усталости на базе N == 20⋅106 цикл, равный 50… 70 МПа.

Лопатки, прошедшие двухпозиционную обработ-ку хвостовика микрошариками имели возросший пре-дел выносливости σ—1, равный 95… 110 МПа. Приэтом впадина первого зуба не являлась критическимместом зарождения усталостного разрушения (онопереместилось в прикорневую часть выше замка).Значение σ—1 на 15 МПа превышало предел уста-лости, достигнутый заказчиком в результате УМШхвостовика лопаток при той же базе испытаний.

Выводы

1. Исследована структура и химический состав при-поверхностного слоя металла замковых частей не-кондиционных монокристальных рабочих лопатокиз сплава ЖС36ВИ после различных этапов термо-механической обработки заготовок и непосредс-твенно лопаток. Установлено наличие структурноизмененного на поверхности «елочного» замка

слоя, содержащего карбидные фазы типа Ме6С наоснове вольфрама и рения и укрупненную γ′-фазунеправильной формы. Приповерхностный слой сос-тоит из внешней обезлегированной зоны с большимколичеством дисперсных карбидных фаз и внутрен-ней зоны с огрубленной упрочняющей фазой, со-держащей также карбидные фазы.

2. Установлено, что изготовление замка глубин-ным шлифованием и возникновение напряженийсжатия способствуют образованию в приповерх-ностных слоях «елочного» хвостовика зоны наве-денной пластической деформации, отражается наизменении формы, упорядоченности и регулярнос-ти γ′-фазы, а также повышении микротвердости ос-новного металла. Использование водной эмульсиимасла в качестве охлаждающей жидкости при глу-бинном шлифовании приводит к образованию наповерхности готового замка тонкой пассивирован-ной углеродной пленки. При высокотемпературномстарении 1030 °С (4 ч) в активированном поверх-ностном слое замка остаточный углерод взаимо-действует с тугоплавкими легирующими элемента-ми сплава с образованием карбидных фаз, недопус-тимых в структуре монокристалла, поскольку, на-ходясь на поверхности, они являются очагами зарож-дения микротрещин, способствуют преждевремен-ному разрушению лопаток в процессе испытаний.

3. Показано, что деформационное упрочнениеповерхности при дробеструйной обработке «елоч-ного» замка создает в металле поле сжимающихнапряжений, но одновременно вызывает зарожде-ние микротрещин на границе раздела матрица—кар-бидная частица. Указанные микротрещины могутпривести к зарождению магистральных трещин мно-гоцикловой усталости в области впадины первого зубапри вибрационных испытаниях лопаток, поэтомуупрочнение хвостовика лопаток микрошариками сле-дует проводить на контролируемых режимах.

1. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов /Р. Е. Шалин, И. Л. Светлов, Е. Б. Качанов и др. – М.:Машиностроение, 1997. – 336 с.

2. Верин Д. Дж. Микроструктура и свойства жаропрочныхсплавов // Жаропрочные сплавы / Под. ред. Ч. Симс иВ. Хагель. – М.: Металлургия, 1976. – С. 217—241.

3. Петухов А. Н. Сопротивление усталости деталей ГТД. –М.: Машиностроение, 1993. – 240 с.

4. Каблов Е. Н., Алексеев А. А. Физика жаропрочности ге-терофазных сплавов // Эффект С. Т. Кишкина: Науч.-техн. cб. / Под ред. Е. Н. Каблова. – М.: Наука,2006. – С. 44—45.

5. Технологическое обеспечение эксплуатационных характе-ристик деталей ГТД / В. А. Богуслаев, Ф. И. Муравчен-ко, П. Д. Жеманюк и др. – Запорожье: ОАО «МоторСич», 2003. – 420 с.


ИЦ «Пратт и Уитни Патон», Киев


*Испытания выполнены в Институте проблем прочности НАНУ В. А. Ровковым.

46

УДК 669.187.2

ПОДХОД К ОЦЕНКЕ ШЛАКОВОГО РАСПЛАВАВ СИСТЕМЕ ГАЗ—ШЛАК—МЕТАЛЛ.

Сообщение 2

В. В. Лакомский, Г. М. Григоренко, Л. Н. Чубов

Рассмотрены различные подходы к оценке основности шлаковых расплавов. Указано, что основность характеризуетне соотношение концентрации основных и кислотных оксидов в шлаках, а окислительный потенциал системы.

Different approaches to the evaluation of basicity of slag melts are considered. It is shown that the basicity is characterizednot by the ratio of concentration of basic and acid oxides in slags, but by an oxidizing potential of the system.

Ключевые слова : основность; шлак; окисленность; металл

Во всех работах, посвященных оценке основностишлаковых расплавов, описываются соотношениякомпонентов расплавов, основанные на стехиомет-рических формулах этих компонентов и результа-тах анализа химического состава шлаков, затвер-девших после плавки или сварки, т. е. на основесостава «остатков» фаз, участвующих в металлур-гическом процессе.

Химический состав застывшего, твердого шлакане всегда соответствует таковому расплавленного.Поэтому оценка основности шлаков сводится коценке статического состояния затвердевшего рас-плава. Однако шлак в условиях расплавленногосостояния – это смесь активных составляющих,находящихся в постоянном взаимодействии. Такимобразом, по-видимому, нужно судить не об основ-ности (как о статическом свойстве расплава), а освойствах составляющих шлакового расплава, пре-бывающих в условиях постоянного энергетическогообмена не только друг с другом, но и с составляю-щими других контактирующих со шлаком фаз –газовой и (или) металлической.

Оценка основности шлакового расплава необхо-дима для установления возможности взаимо-действия составляющих шлака между собой и, са-мое главное, с составляющими контактирующихфаз (металлической и газовой). Но этот процессвзаимодействия происходит при температурах ме-таллургических расплавов (около 1500…2000 °С).В таких условиях в расплавах присутствуют не тесоединения, которые исследователи могут обнару-жить в затвердевшем расплаве.

Определение действительного состава фторид-но-оксидного расплава возможно (с определеннымиусловностями) методами высокотемпературного

рентгенографического исследования и анализа ло-кальной структуры атомов расплава [1]. Этот методхорош для изучения исскуственно создаваемых усло-вий, имитирующих реальные условия существованияжидких шлаковых расплавов, но не годится для ис-следования реальных металлургических процессов.

Химики, занимаясь низкотемпературными вза-имодействиями, используют не термин основность,а понятия активностей элементов раствора, напри-мер уровень pH, определяющий способность раст-вора к образованию в нем свободного иона водоро-да. По уровню pH определяют кислый или щелоч-ной раствор, т. е. не столько содержание компонен-тов раствора, сколько активность свободных ионов,которые могут образовываться в результате обмен-ных реакций в самом растворе и участвовать во вза-имодействиях.

Шлаковые расплавы как высокотемпературныерастворы по канонам химиков должны характери-зоваться не составом исходных компонентов и об-разовавшегося в результате металлургического про-цесса и застывшего шлака, а активностью (возмож-ностью вступать во взаимодействие) свободных эле-ментов расплава. Например, одной из причин кор-розии металлов в ионных расплавах могут являтьсяактивные (свободные) ионы кислорода или галоге-нидов [2, 3].

В случае пирометаллургических процессов, гдеиспользуется шлак, речь, по-видимому, должна ид-ти об активности свободного кислорода, посколькуметаллургические шлаки – это оксидные или фто-ридно-оксидные системы.

Свободный ион кислорода может образовывать-ся в металлургических шлаках, которые являютсясоставной частью тройной системы газ—шлак—ме-талл, в результате обменных реакций либо в самом

© В. В. ЛАКОМСКИЙ, Г. М. ГРИГОРЕНКО, Л. Н. ЧУБОВ, 2010

47

шлаке, либо между компонентами шлака с контак-тирующими с ним металлом и газом.

Обменные реакции могут происходить между ос-новными и амфотерными оксидами потому, что кис-лотные оксиды с основными тут же образуют ком-плексные соединения, разрушить которые будетсложно [4, 5].

Возникает вопрос о том, в каком соотношениидолжны быть основные и другие оксиды для обес-печения протекания тех или иных обменных реак-ций. В случае системы шлак—газ происходит взаи-модействие внутри шлака и между шлаком и газом;системы газ—шлак—металл – внутри шлака и междушлаком, газом и металлом. При использовании ком-плекса определение причин сложнее и, самое главное,окислительный потенциал зависит не только от пар-циального давления кислорода в газовой атмосфере,но и возможности образования свободного кисло-рода в шлаковом расплаве [6, 7].

Образование свободных ионов кислорода в шла-ковом расплаве возможно только при условии не-обходимого соотношения в шлаке оксидов кальция,алюминия и кремния (в нормальных шлаковых сис-

темах). Это соотношение определяет количество ос-новных и амфотерных оксидов в соотношении с кис-лотными и позволяет выделяться свободным ионамкислорода или нет.

1. Структурные особенности расплавов оксидных систем /А. П. Шпак, В. Э. Сокольский, В. П. Казимиров и др. –Киев: Академпериодика, 2003. – 137 с.

2. Делимарский Ю. К. Электрохимия ионных расплавов. –М.: Металлургия, 1978. – 248 с.

3. Новохатский И. А. Газы в окисных расплавах. – М.:Металлургия, 1975. – 216 с.

4. Бурдонов Б. А. Распределение кислорода между металломи шлаками различного состава // Физико-химическиеосновы процессов выплавки сталей и сплавов. – М.: Ме-таллургия, 1985. – С. 73—77.

5. Конищев Б. П. Оценка кислотности шлаков с учетом раз-личной степени сродства кислых и основных окислов //Прогресив. способы сварки, новые материалы и конс-трукции в сварочном производстве. – Ижевск, 1973. –С. 88—91.

6. Новиков В. К., Топорищев Г. А., Гребнев С. А. Поведе-ние кислорода в системе металл—шлак // Изв. АНСССР. Металлы. – 1979. – № 3. – С. 38—42.

7. Арсентьев П. П., Коледов Л. А. Металлические расплавыи их свойства. – М.: Металлургия, 1976. – 376 с.



48

УДК 621.791.3

СТРУКТУРА СОЕДИНЕНИЙ ЖАРОПРОЧНОГОНИКЕЛЕВОГО СПЛАВА ИНКОНЕЛЬ-718,

ПОЛУЧЕННЫХ СПОСОБОМВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ВАКУУМНОЙ ПАЙКИ

С. В. Максимова, В. Ф. Хорунов

Представлены особенности структурообразования паяных соединений жаропрочного никелевого дисперсионно-твер-деющего сплава инконель 718, полученных с помощью высокотемпературной вакуумной пайки и припоев на базесистем Pd—Ni—Cr—(Si, Co, В, Ge). Показано, что термическая обработка, состоящая из гомогенизации и последу-ющего двухступенчатого старения, повышает твердость не только матрицы основного материала, но и паяного шва.

The peculiar features of structure formation of brazed joints of heat-resistant nickel dispersion-hardening alloy Inconel718, made by high-temperature vacuum brazing and brazing alloys on base of systems Pd—Ni—Cr—(Si,Co,B,Ge) arepresented. It is shown that the heat treatment, consisting of homogenization and next two-step ageing, increases thehardness of not only the matrix of parent metal, but also of a brazed weld.

Ключ е вы е с л о в а : жаропрочный никелевый диспер-сионно-твердеющий сплав инконель-718; пайка; припой; ни-кель; палладий; кратковременная и длительная прочность,структура

Эффективным способом соединения аустенитныхсуперсплавов на базе никеля типа инконель 718(IN-718) является высокотемпературная вакуумнаяпайка с помощью припоев на основе никеля илиблагородных металлов. Никелевые припои широкоприменяют для пайки коррозионностойких, жаро-прочных сталей и сплавов. Они обеспечивают паянымсоединениям высокую прочность как при комнатной,так и при повышенной температуре, а также корро-зионную стойкость.

Наиболее распространенными являются припоина базе системы Ni—Cr, содержащие в качестве деп-рессантов бор и кремний [1], обеспечивающие хо-рошее смачивание паяемого материала и одновре-менно усложняющие структурное состояние паяныхшвов и основного металла.

В процессе пайки жаропрочного никелевого спла-ва IN-718 происходит активное взаимодействиемежду припоем и основным металлом. В жидком сос-тоянии бор и никель неограниченно растворимы другв друге [2]. При пайке бор активно диффундирует впаяемый материал (на расстояние до 200 мкм).

Поскольку в твердом состоянии взаимная раст-воримость отсутствует, то при кристаллизации об-разуются бориды хрома и никеля, выделяющиесяпо границам зерен основного металла, прилегающе-го ко шву (рис. 1), в виде боридной сетки и дис-персных включений [3].

Микроструктура прилегающей части основногометалла состоит из двух зон. Первая шириной до35 мкм, примыкающая ко шву, содержит дисперс-ные пластинки боридов хрома, формирующиесявнутри зерен твердого раствора. Вторая (ширинойдо 200 мкм) представляет собой боридную сетку,которая выделяется по границам зерен основногометалла. Начиная с расстояния более 200 мкм ос-новной материал не подвержен диффузионным про-цессам и выделение боридов по границам зерентвердого раствора не зафиксировано.

Что касается второго депрессанта (кремния), тоисходя из диаграммы состояния Ni—Si максималь-ная его растворимость в никеле составляет 15,8 ат. %при температуре 1143 °С [4]. С понижением темпе-ратуры растворимость уменьшается, но в паяныхшвах (в центральных участках), полученных с по-мощью припоя BNi-2 (Ni—7Cr—4,5Si-3,1B—3Fe), обна-ружены значительные количества кремния, которыемогут образовывать силициды никеля [4].

© С. В. МАКСИМОВА, В. Ф. ХОРУНОВ, 2010

49

Объяснить отмеченное явление можно следую-щими особенностями кристаллизации металла пая-ных швов. В процессе охлаждения паяного соеди-нения в виде первичных зерен кристаллизуетсятвердый раствор на основе никеля (γ-фаза), имею-щий более высокую температуру плавления. Остав-шийся расплав жидкого металла обогащается бо-ром, кремнием, хромом и вытесняется в централь-ную часть паяного шва, где при дальнейшем охлаж-дении происходит кристаллизация легкоплавкиххрупких эвтектических фаз, состоящих из твердогораствора и силицидов (боридов) [3, 5].

Такие особенности формирования паяных сое-динений жаропрочного никелевого сплава IN-718характерны и для других борсодержащих никеле-вых припоев, например MBF—20: Ni—7Cr—4,5Si—3Fe—3,2B [6]. Получение прочности на растяжениевыше (784,2 ±10,4) МПa из-за наличия кремния ибора в металле шва невозможно. Применение дав-ления при пайке приводит к частичному вытесне-нию из шва хрупких фаз, содержащих депрессанты,и увеличению прочности на растяжение до(868,4±12,8) МПa, но при этом существует опас-ность потери геометрических размеров паяных со-единений [6].

При использовании припоя ВNi—5 (Ni—19Cr—10,1Si),в котором бор отсутствует, формируется паяныйшов, содержащий, как минимум, четыре микрост-руктурных составляющих, в том числе зерна твер-дого раствора на основе никеля, интерметаллиды,отличающиеся высокой твердостью и хрупкостью,бинарные и тройные эвтектики, снижающие проч-ность паяного соединения [7].

Для предупреждения образования интерметал-лических фаз предлагалось увеличить время и тем-пературу пайки, уменьшить ширину паяльного за-зора. Эти три параметра процесса пайки оказывают

определяющее влияние на структурообразованиепаяных швов.

Кристаллизацию паяных швов можно оцениватьпо квазичетверной диаграмме [7]. При увеличениивремени пайки хрупкие составляющие паяных швовчастично рассасываются или уменьшаются их разме-ры, но полностью избавиться от них не удается дажепри очень длительных выдержках. Диффузия припояпо границам зерен основного металла негативно вли-яет на прочностные свойства паяных соединений.

Исключить образование хрупких составляющихв паяных швах и обеспечить высокий уровень ме-ханических свойств соединений при пайке никеле-вых суперсплавов можно путем применения в ка-честве припоев сплавов, имеющих структуру твер-дых растворов в исходном состоянии.

В данной работе представлены результаты иссле-дований структурообразования паяных соединенийжаропрочного никелевого сплава IN-718, полученныхс помощью промышленного припоя ПЖК 1000 иопытных припоев на базе системы Pd—Ni—Cr—(X).

Для проведения металлографических исследо-ваний использовали жаропрочный деформируемыйдисперсионно-твердеющий сплав IN-718(50…55)Ni—(17… 21)Cr—18Fe—(4,75… 5,5)Nb +Ta—(2,8… 3,3)Mo—(0,65… 1,15)Ti—(0,2… 0,8)Al—≤1Co… 0,06C) и припои на базе системы Pd—Ni—Cr—(X) (табл. 1). Припои получали способом ар-гонно-дуговой плавки с нерасходуемым вольфра-мовым электродом. В качестве шихтовых материа-лов использовали 99,99 % Pd, 99,99 % Ni (двукрат-ный электронно-лучевой переплав), 99,9 % Cr(вакуумно-дистиллированный), 99,99 % Si (монок-ристаллический), Co—K(099,8 %), 99,99 % Ge (мо-нокристаллический), 99,9 % B (порошковый).

Для усреднения химического состава получен-ные слитки переплавляли до пяти раз, затем под-вергали прокатке с целью получения пластичных ленттолщиной 0,15…0,05 мм. Припой № 4 (табл. 1) неудалось получить в виде тонкой фольги путем про-катки, для его изготовления использовали сверх-быструю закалку. Образцы паяли в вакуумной печис использованием радиационного нагрева.

Микроструктуру паяных соединений исследова-ли с применением оптической и сканирующей элек-тронной микроскопии после пайки и термическойобработки. Твердость HV определяли с помощью

Т а б л и ц а 1 . Припои и температура пайки

№припоя

Базовая системалегирования

Рекомендуемаятемпература пайки, °С

1 Ni—Cr—Pd—Si 1250 [8]

2 Ni—Cr—Pd—Co—Si 1230

3 Ni—Cr—Pd—Х(Ge) 1230

4 Ni—Cr—Pd—B 1080

Рис. 1. Микроструктура сплава IN-718 в состоянии поставки иучастки рентгеноспектрального микроанализа отдельных вто-ричных фаз

50

твердомера М-400 фирмы «LECO» при нагрузке0,5 Н и времени нагружения 5 с.

Микроструктура сплава IN -718 в состоянии пос-тавки (после ковки и гомогенизации при темпера-туре 1050 °С в течение 1,5 ч, без травления) пред-ставлена на рис. 1. На фоне матрицы твердого рас-твора обнаружены единичные выделения основныхвторичных фаз: сложных карбидов ниобия (спектры3, 4, рис. 1, табл. 2) в виде светлых включений неп-равильной формы и нитридов титана в виде темныхчастиц правильной формы (спектры 5, 6, рис. 1, табл. 2).

В сплаве IN-718 образуются сложные карбидныесоединения, содержащие кроме ниобия, другие ле-гирующие элементы жаропрочного никелевогосплава: титан, молибден, хром, железо, никель (внезначительных количествах).

Атомы титана и ниобия могут замещать друг дру-га в соединениях (Ti, Nb)C. Массовая доля угле-рода в карбидах NbC может составлять 8,6…1,5 % всоответствии с указанной областью гомогенности [9].

Карбиды не разрушаются при ковке, термичес-кой обработке, чрезвычайно стойки при высокойтемпературе и не растворяются при повышении тем-пературы до 1230 °С, благоприятно влияют на дли-тельную прочность при высокой температуре [10].

Нитриды титана содержат составляющие эле-менты сплава IN-718 (ниобий, молибден, хром, же-лезо, никель), а также элементы внедрения. Зафик-сированы единичные выделения карбонитридов.

Жаропрочный сплав IN-718 принадлежит кгруппе сплавов на никель—железной основе, в ко-торых основное упрочнение обеспечивается не γ′-фазой Ni3(Al, Ti) с гранецентрированной решеткой,а γ′′-фазой Ni3Nb с объемноцентрированной тетра-гональной решеткой. Присутствие ниобия способ-ствует повышению ее температуры растворения до915°С и сохранению эффекта упрочнения до болеевысоких температур [11].

Образуется данная фаза после проведения тер-мической обработки, рекомендованной разработчи-ком сплава, состоящей из гомогенизации при тем-пературе 1050 °С в течение 1,5 ч, охлаждения навоздухе и последующего ступенчатого старения при760 °С в течение 10,5 ч, охлаждения с печью до650 °С, выдержки при этой температуре в течение8,5 ч и охлаждения на воздухе. Старение обеспе-чивает оптимальный размер и распределение уль-традисперсных выделений γ′′-фазы, способствуетповышению максимальной твердости и прочностисплава.

Микроструктура сплава IN-718 после пайки привысоких температурах претерпевает изменения.Так, после пайки промышленным припоем Ni—Cr—Pd—Si при температуре 1250 °С в течение 15 минобнаружены утолщение границ зерен и образование

Т а б л и ц а 2 . Химический состав отдельных структурных составляющих сплава IN-718 в состоянии поставки, мас. %

№ исследуемогоучастка

C N Al Ti Cr Fe Co Ni Nb Mo

1 — — 0,72 0,95 19,58 17,07 0,22 51,78 5,81 3,87

2 — — 0,42 0,86 19,59 17,37 0,13 51,95 5,94 3,75

3 8,90 — — 3,25 0,41 0,48 0,06 0,95 84,67 1,29

4 9,52 — 0,10 4,60 0,76 0,45 0,01 1,92 81,32 1,31

5 — 22,60 — 66,30 0,87 0,46 — 1,01 8,42 0,34

6 — 18,55 — 68,09 0,58 0,21 0,10 0,97 11,27 0,12

Рис. 2. Микроструктура паяных соединений IN-718 (после трав-ления), полученных с использованием опытного припоя № 4(Pd—Ni—Cr—B), оптический микроскоп, 100

Рис. 3. Микроструктура приграничной зоны основного металлапри пайке припоем Ni—Cr—Pd—B при температуре 1080 °С (элек-тронный микроскоп)

51

Т а б л и ц а 3 . Химический состав диффузионной зоны основного металла при пайке борсодержащим припоем, мас. %*

№ спектра B C O Al Ti Cr Fe Ni Nb Mo

1 3,67 6,83 — — 7,56 0,75 0,45 1,39 79,35 —

2 4,09 5,89 — — 4,93 0,34 — 0,99 83,76 —

3 — 6,60 1,15 0,21 0,78 16,60 10,26 28,20 29,50 6,70

4 5,75 0,01 — — 0,85 19,19 16,84 30,48 23,14 3,74

5 5,58 0,21 — — 0,87 19,77 17,23 47,38 5,14 3,82

6 1,84 — — 0,42 0,78 19,07 17,38 51,24 5,48 3,79

* Состав определен после травления.

Рис. 4. Микроструктура паяных тавровых соединений, полученных с помощью опытного припоя № 3 в разных состояниях: послепайки (а—в); закалки (г—е); закалки и ступенчатого старения (ж, з)

52

глобулярных выделений по телу зерна матрицы, ростзерен с 3- до 1-го балла (ГОСТ 5639—82, шкала 3).При снижении температуры пайки до 1230 °С и притакой же выдержке уменьшаются количество и дис-персность глобулярных частиц, границы зерен уто-няются, размер зерен увеличивается, но не оченьинтенсивно (до балла 2, 1).

При изотермической пайке припоем Ni—Cr—Pd—B(1080 °С, 30 мин) толщина границ зерен основногоматериала вдали от шва (более 200 мкм) не претер-певает заметных изменений, количество глобуляр-ных выделений незначительное. С обеих сторон па-яного шва в основном металле за счет диффузион-ных процессов, протекающих на межфазной грани-це жидкий припой—твердая подложка, образуетсядиффузионная зона, в которой зафиксировано вы-

деление фаз по границам зерен (рис. 2, 3), обога-щенных бором.

Вследствие диффузионной активности бора иего низкой растворимости основной металл, приле-гающий ко шву, быстро пересыщается бором, чтоспособствует выделению боридов в паяемом метал-ле. Результаты микрорентгеноспектрального ана-лиза показали, что по границам зерен формируютсясложные фазы, содержащие ниобий, бор, углерод,титан и следы других элементов (табл. 3, рис. 3).При определении массовой доли бора энергодис-персионным способом в образцах, содержащих мо-либден, существуют определенные сложности,обусловленные совпадением Kα-линий бора и Mz-линий молибдена.

Большинство боридов характеризуются некото-рым отклонением от стехиометрического состава,

Т а б л и ц а 4 . Химический состав структурных составляющих основного металла, мас. %

Состояниеобразца

№ спектра C N Al Ti Cr Fe Ni Nb Mo

Послепайки

1 — — 0,67 0,93 20,23 17,33 51,59 5,44 3,81

2 — — 0,54 0,82 19,93 17,36 51,96 5,67 3,12

3 11,41 — — 4,58 0,92 0,65 1,28 80,55 0,61

4 10,35 — — 6,46 0,96 0,65 1,22 79,31 1,05

5 — 22,45 — 69,22 0,68 0,43 0,91 6,31 —

6 9,87 — — 5,17 0,87 0,82 2,11 80,66 0,50

7 — — 0,15 0,88 21,15 17,74 57,75 1,31 1,02

8 — — 00,07 0,92 21,29 17,77 54,50 3,04 2,41

Послеполногоцикла об-работки

1 — — 0,44 0,91 19,17 18,02 52,81 5,33 3,23

2 — — 0,57 1,04 19,81 17,68 52,31 5,18 3,10

3 — — 0,52 0,90 19,82 17,96 52,27 4,93 3,60

4 9,51 — 0,03 5,56 0,83 0,76 1,89 80,14 1,28

5 9,19 — 0,09 4,45 1,74 1,53 3,08 78,79 1,13

6 — 21,80 0,05 66,51 1,12 0,67 1,89 7,84 0,12

7 — 18,67 0,02 73,56 0,47 0,68 0,23 6,14 0,23

8 — — 0,67 0,96 19,97 17,64 52,45 5,34 2,97

9 — — 0,59 0,84 19,86 18,71 52,16 4,95 2,89

Рис. 5. Исследуемые участки основного металла после пайки (а) и полного цикла термической обработки (б)

53

кроме того, они зачастую содержат углерод, кисло-род и другие примеси внедрения, образуют легко-плавкие эвтектики [11]. Присутствие таких выде-лений по границам зерен ухудшает пластическиесвойства, в частности значение относительного уд-линения снижается до 2… 4 %. На фоне матрицыосновного металла присутствуют упрочняющие фа-зы внедрения, характерные для данного сплава(нитриды титана и карбиды ниобия) [12].

Следует отметить, что при исследовании паяныхсоединений до травления получить полную инфор-мацию о структуре основного металла невозможно.Травление паяных соединений позволило расши-рить информативность проведенных исследований,но при определении химического состава необходи-мо учитывать некоторую относительность получен-ных результатов.

На рис. 4, а—в представлены микроструктурыпаяных соединений (в травленом состоянии), по-лученных с помощью опытного припоя № 3 Ni—Cr—Pd—Х(Ge) при Tп = 1230 °С, τ = 5 мин. Паяные швыхарактеризуются значительной структурной одно-родностью, отсутствием карбидных, интерметал-лидных включений и ликвационных прослоек(рис. 4, в—ж).

После высокотемпературной вакуумной пайки вобъеме зерна твердого раствора паяемого металлазафиксировано выделение глобулярных дисперс-ных выделений (рис. 4, а—г). Их химический составоказался аналогичен таковому твердого раствора,но количество некоторых элементов больше, чем в твер-дом растворе (примерно на 1…3 % хрома; 1…2 %железа; 2,5… 6,0 % никеля (табл. 4, рис. 5, а). Ко-личество остальных элементов (ниобия и молибде-на) уменьшается примерно в 2,5… 4,0 раза и сос-тавляет 1,31… 2,04 и 1,02… 1,41 %.

По границам зерен основного металла обнару-жены единичные частицы карбидов ниобия непра-вильной формы (рис. 5, а), содержащие титан(4,58… 6,46 %).

Согласно результатам микрорентгеноспектраль-ного анализа, незначительное количество темныхвыделений правильной огранки можно отнести ккарбонитридам титана: они обогащены титаном,азотом и углеродом.

В некоторых участках по границам зерен отме-чены единичные пластинчатые формирования в ви-де прерывистых нитей протяженностью от 2 до10 мкм (рис. 4, а, б), что нежелательно с позициипрочности. Балл зерна после пайки (ГОСТ 5639—82,шкала 3) возрастает с 3- до 2-… 1-го. Более грубоезерно способствует обеспечению лучших характе-ристик длительной прочности [10].

Микротвердость HV основного металла послепайки (заштрихованная область) незначительно по-нижается (рис. 6, 1, 2). Поскольку она являетсямеханической характеристикой материала, значе-ние которой коррелирует со значениями временногосопротивления, можно предположить, что под вли-янием нагрева и медленного охлаждения ухудша-ются механические свойства паяемого соединения.

Для повышения механических свойств основно-го металла проводят комплексную термическую об-работку паяных соединений. Гомогенизация (T == 1050 °С, τ = 1,5 ч, воздух) паяных соединений,полученных с помощью опытного припоя № 3, при-водит к структурным изменениям основного метал-ла, диффузионному перераспределению легирую-щих компонентов, утонению границ зерен в основ-ном металле (рис. 4, г—е), незначительному повы-шению микротвердости (рис. 6).

При последующем двухступенчатом старении(T = 760 °С, τ = 10,5 ч, охлаждение с печью до 650 °С,τ = 8,5 ч, воздух) глобулярная фаза становится диспер-сной, по сравнению с таковой, полученной после пайки.

Пластинчатые выделения по границам зерен от-сутствуют, отмечены единичные выделения карби-дов ниобия в виде частиц неправильной и глобу-лярной формы по границам зерен и по объему зерна(рис. 4, ж, з, рис. 5, б, табл. 4), а также единичныевыделения карбонитридов титана.

Оксиды и бориды могут образовываться в ни-кельжелезных сплавах, но количество их незначи-тельно, поэтому они не влияют на свойства, не свя-занные с сегрегацией [10]. Определение химичес-кого состава границ зерен и матрицы показало ихидентичность.

Микротвердость матрицы паяемого материалапосле полного цикла термообработки повысилась исоставила 4210… 4500 МПа. Аналогичная тенден-ция характерна и для паяного шва (рис. 6, 3), сред-ние значения микротвердости увеличились от 3250(после пайки) до 4200 МПа (после термическойобработки). Таким образом, благодаря полномуциклу термической обработки значения твердостиматрицы основного металла и паяного шва пример-но выровнялись. Это положительно влияет на ме-

Рис. 6. Микротвердость основного металла в исходном состоянии(а) и после пайки (б); гомогенизации (в); двухступенчатогостарения (г)

54

ханические свойства паяных соединений, что под-тверждено проведенными ранее исследованиями.Длительная прочность при 550 °С и нагрузке785 МПа составила 132 ч (без разрушения образца).

Выводы

1. Установлено, что применение припоя системыNi—Cr—Pd—Si при температуре пайки 1080 °С не ока-зывает влияния на структуру основного металла, заисключением приграничной зоны, прилегающей кпаяному шву, в которой выделяются боридные со-единения по границам зерен на глубину около100… 130 мкм, что подтверждено микрорентгено-спектральными исследованиями.

2. Показано, что при вакуумной пайке жаро-прочного сплава IN-718 промышленным припоемNi—Cr—Pd—Si при 1230°С происходит рост зерна с3- до 2-… 1-го балла (ГОСТ 5639—82, шкала 3).

3. Пайка жаропрочного сплава IN-718 припоемсистемы Ni—Cr—Pd—Х(Ge) вызывает преимущест-венную кристаллизацию твердого раствора в пая-ном шве и снижает микротвердость HV матрицыосновного металла примерно на 200 МПа. После-дующая термическая обработка, состоящая из го-могенизации и двухступенчатого старения, повы-шает твердость не только матрицы основного мате-риала, но и металла паяного шва соответственно до4210… 4500 и 4200 МПа.

1. Induction brazing of Inconel 718 to Inconel X750 usingNi—Cr—SiB amorphous foil / Xiaovei Wu, R. S. Chandel,Hang Li et al. // J. of materials processing technology. –2000. – 104, № 1-2. – P. 34—43.

2. Диаграммы состояния двойных металлических систем:Справочник в 3 т. / Под общ. ред. Н. П. Лякишева. –М.: Машиностроение, 1999. – Т.1. – 991 с.

3. Тransient liquid phase bonding of Inconel 718 and Inconel625 with BNi-2: Modeling and experimental investigations /M. A. Arafin, M. Medraj, D. P. Turner, P. Bocher // Mate-rials Science and Engineering A 447. – 2007. – Р. 125—133.

4. Диаграммы состояния двойных металлических систем:Справочник в 3 т. / Под общ. ред. Н. П. Лякишева. –М.: Машиностроение, 1999. – Т.3, кн. 1. – 872 с.

5. Thermodynamic modeling and experimental investigation ofbrazed joints used in aerospace industry / M. A. Arafin,M. Medraj, D. P. Turner, P. Bocher // Proc. of the 3rdIntern. Brazing and Soldering conf. (San Antonio, Texas,USA, April 24—26, 2006). – San Antonio, 2006. –С. 189—196.

6. Yeh M. S. Chuang T. H. Super plastic forming/brazing pro-cess for Inconel 718 superalloy components // Welding J. –1997. – 76, № 5. – P. 197—200.

7. Grushko B., Weiss B. Z. Structure of vacuum brazed BNi-5joint of Inconel 718 // Metallurgical and Materials Tran-sactions A. – 1984. – 15, № 4. – P. 609—620.

8. Сравочник по пайке / Под ред. И. Е. Петрунина. 3-еизд., перераб. и доп. – М.: Машиностроение, 2003. –480 с.

9. Самсонов Г. В., Винницкий И. М. Тугоплавкие соедине-ния. Справочник. – М.: Машиностроение, 2003. – 480 с.

10. Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы. – М.: Метал-лургия, 1976. – 568 с.

11. Суперсплавы 11: Жаропрочные сплавы для аэрокосмическихи промышленных энергоустановок / Под ред. Ч. Т. Симса,Н. С. Столфора, У. К. Хагеля. В 2 кн. – М.: Металлур-гия, 1995. – Кн. 2. – 384 с.

12. Гольдшмидт Х. Дж. Сплавы внедрения / Под ред. Н. Т. Че-ботарева. – М.: Мир, 1971. – Вып. 1. – 423 с.



55

Удосконалення системи освіти вищої школи, сучасні тен-денції скорочення аудиторних занять та поліпшення са-мостійної роботи студентів потребують суттєвогопідкріплення базових та професійно орієнтованих дис-циплін з усіх напрямів підготовки фахівців сучасною нав-чальною літературою.

Представлений комплекс робіт дає можливістьвирішувати проблеми при підготовці фахівців з напрямку«Металургія» – галузі, яка забезпечує основні надход-ження коштів у державний бюджет України і значну час-тину валютних коштів.

Існуюча наукова і навчальна література, видана зачасів колишнього Радянського Союзу, містить значнийобсяг інформації з питань теорії і практики металургійно-го виробництва металів і сплавів. Однак підручники, вяких зазначені проблеми були б вирішені системно,відсутні (основні питання зібрані воєдино і викладенняїх розвинуто в окремих підручниках). Поза увагою за-лишились і окремі питання, зокрема підготовка фахівцівіз спеціальної металургії, переробки відходів мета-лургійної промисловості, що десятиріччями накопичува-лись на металургійних комбінатах, автоматизація мета-лургійних процесів, створення екологічно чистихпідприємств із замкнутим циклом переробки сировини.

Авторський колектив, в який входять викладачі пе-редових навчальних вузів України з напрямку «Мета-лургія» (Національної металургійної академії України,Національного технічного університету України «КПІ» іПриазовського державного технічного університету), про-тягом 10—12 років видав комплекс підручників, що охоплю-ють майже всі аспекти напряму. Підручники написаноукраїнською мовою, вони повністю відповідають змісту нав-чальної програми за галузевим стандартом освіти.

Комплекс робіт включає шість підручників, що маютьвідповідний гриф Міністерства освіти і науки України:

1. «Основи металургійного виробництва металів ісплавів», Д. Ф. Чернега, В. С. Богушевський, Ю. Я. Гот-вянський, С. Г. Грищенко, В. М. Шифрін, В. Я. Шурхал;

2. «Фізико-хімічні та металургійні основи виробниц-тва металів», Ю. Я. Готвянський;

3. «Безкоксова металургія заліза», В. П. Іващенко,О. Г. Величко, В. С. Терещенко, В. А. Чеченєв;

4. «Конвертерне виробництво сталі (теорія, техно-логія, якість сталі, конструкція агрегатів, рециркуляціяматеріалів і екологія)», Б. М. Бойченко, В. Б. Охотсь-кий, П. С. Харлашин;

5. «Проектування і обладнання електросталеплавиль-них і феросплавних цехів», В. А. Гладких, М. І. Гасик,А. М. Овчарук, Ю. С. Пройдак;

6. «Автоматичні системи керування процесами спеціаль-ної електрометалургії», В. С. Богушевський, Д. Ф. Чернега,Г. Г. Грабовський.

Комплекс робіт об’єднується підручником «Основиметалургійного виробництва металів і сплавів», в якомудокладно висвітлені основи металургійного виробництвачорних і кольорових металів і сплавів, узагальнено су-часні науково-технічні розробки провідних підприємстві науково-дослідних інститутів, наведені вимоги чиннихстандартів.

Велику увагу приділено новітнім технологіям –спеціальній і ковшовій металургії. Дано сучасні уявленняпро процеси, що забезпечують виробництво якісних і ви-сокоякісних металів та сплавів, описано конструкції спо-руд та агрегатів, викладено нагальні екологічні проблемиметалургійного виробництва. Цей курс читається студен-там металургійних і машинобудівних спеціальностейпрактично в усіх технічних закладах України від I до IVрівнів акредитації незалежно від спеціальності. В ньомустисло викладаються питання, що знаходять розвиток вінших підручниках. Останні використовуються при вик-ладанні окремих дисциплін у залежності від навчальноїпрограми спеціальностей напряму.

Підручник замовлено 70 навчальними закладами і ви-дано у видавництві «Вища школа» основним накладом2600 і додатковим 500 примірників, він складається ізсеми розділів.

Перший розділ присвячено питанням металургії чавуну(окремі питання розділу деталізовані в підручнику 2.У другому розділі розглянуті розвиток і сучасні процесипрямого виробництва заліза (окремі питання розділу де-талізовані в підручнику 3). Третій розділ присвячено питан-ням металургії сталі (більш детально питання конвертерноговиробництва розглянуті в підручнику 4, питання проекту-вання і обладнання сталеплавильних цехів – в підручнику 5.

Слід відмітити, що у підручнику «Основи мета-лургійного виробництва металів і сплавів» основну увагузосереджено на технологіях переплавних процесівспеціальної металургії (зокрема, електрошлаковий пе-реплав, плавка у вакуумних дугових, вакуумнихіндукційних, електронно-променевих і плазмово-дуговихпечах, електромагнітне оброблення металів у рідкому станіта під час кристалізації). Наведено конструктивні особли-вості агрегатів, електрообладнання і технологію окремихпроцесів. Порівняно з раніше виданими підручниками із за-гальної металургії, матеріал у такому обсязі подано вперше.

Вважаю, що цей комплекс підручників під загальноюназвою «Теорія і технологія металургійного виробництваметалів і сплавів» заслуговує присвоєння Державноїпремії України.

Л. Б. Медовар

РЕЦЕНЗІЯна комплекс підручників

«Теорія і технологія металургійного виробництва металів і сплавів»,авторів Д. Ф. Чернеги, В. С. Богушевського, Ю. Я. Готвянського,В. С. Терещенка, Б. М. Бойченка, П. С. Харлашина, В. А. Гладких,

представлений на здобуття Державної премії Українив галузі науки і техніки за 2010 рік

56

СЕССИЯ НАУЧНОГО СОВЕТА ПО НОВЫМ МАТЕРИАЛАМПРИ КОМИТЕТЕ ПО ЕСТЕСТВЕННЫМ НАУКАМ

МЕЖДУНАРОДНОЙ АССОЦИАЦИИ АКАДЕМИЙ НАУК

26—27 мая 2010 г. в Киеве в ИЭС им. Е. О. ПатонаНАН Украины состоялась 15 сессия Научного советапо новым материалам при Комитете по естественнымнаукам Международной ассоциации академий наук(МААН). Тематика сессии «Новые процессы полу-чения и обработки металлических материалов».

В заседании Научного совета приняли участиеболее 100 ученых и специалистов в области мате-риаловедения от академий наук, вузов и предпри-ятий Беларуси, Казахстана, России и Украины.

26 мая, в первый день работы Научного совета,проходили заседания секций совета по материаламна основе меди и полимерным материалам, а 27 маясостоялось пленарное заседание. Это позволило об-судить на пленарном заседании некоторые предло-жения и замечания по дальнейшей деятельности На-учного совета, высказанные в ходе работы секций.

Открыл пленарное заседание Научного советаего председатель, президент МААН, президентНАН Украины, директор ИЭС им. Е. О. Патонаакадемик Б. Е. Патон. Он отметил, что пленарноезаседание 2010 г. посвящается достаточно широко-му кругу проблем в области материаловедения. Напленарном заседании представлены более 20 док-ладов, из них было отобрано 12 наиболее интерес-ных. Большое количество докладов свидетельству-ет о том, что интерес к Научному совету по новымматериалам возрастает.

Академик Б. Е. Патон ознакомил участниковсессии с программой и регламентом работы пленар-ного заседания, на котором были заслушаны док-лады ученых из Беларусии, Казахстана, Россий-ской Федерации и Украины.

Академик РАН Е. Н. Каблов (Всероссийскийнаучно-исследовательский институт авиационныхматериалов, Москва, Российская Федерация) выс-тупил с докладом «Перспективные технологии про-изводства изделий из жаропрочных сплавов новогопоколения». Он отметил, что в авиационной про-мышленности в настоящее время широко использу-ется пайка. Для пайки различных изделий в ави-ации применяется около 50 марок припоев на осно-вах олова, свинца, меди, серебра, никеля и титана.Часть из этих припоев может быть изготовлена толь-ко в виде порошков. В ВИАМе введена в производ-ство установка, которая позволяет выпускать высо-кокачественные порошки припоев в промышленных

масштабах. Сотрудниками института разработаныпринципиально новые технологии термомеханичес-кой обработки труднодеформируемых гетерофаз-ных сплавов, обеспечивающие формирование рег-ламентированных структур с повышенной пластич-ностью при оптимальных температурно-скоростныхпараметрах деформации. Разработаны также спосо-бы получения отливок с направленной и монокрис-таллической структурами.

Новым технологиям изготовления микро- и на-норазмерных порошков неорганических материа-лов посвящен доклад «Электронно-лучевая техно-логия получения микро- и наноразмерных порош-ков неорганических материалов» академика НАНУкраины Б. А. Мовчана (Институт электросваркиим. Е. О. Патона НАН Украины, Киев). В Меж-дународном центре электронно-лучевых техноло-гий ИЭС им. Е. О. Патона создана электронно-лу-чевая установка для производства твердофазных ижидкофазных субстанций с наночастицами неорга-нических материалов. Разработанная технологияпозволяет управлять составом, формой, размероми структурой наночастиц неорганических материа-лов, в основном различных оксидов.

Академик РАН В. Е. Панин (Институт физикипрочности и материаловедения СО РАН, г. Томск,Россия) посвятил свой доклад «Актуальные проб-лемы наноструктурирования поверхностных слоевконструкционных материалов и их сварных соеди-нений» исследованию влияния наноструктурирова-ния поверхностных слоев на прочностные и эксплу-атационные свойства материалов. В результате на-несения наноструктурных покрытий возрастает нетолько прочность, но и пластичность стали, увели-чивается усталостная прочность при циклическихиспытаниях на знакопеременный изгиб, отмеченотакже увеличение износостойкости и термическойстойкости обработанных материалов.

О преимуществах и недостатках, а также о перс-пективах развития акустических методов неразруша-ющего контроля рассказал академик РАН Н. П. Але-шин (ФГУ Научно-учебный центр «Сварка и конт-роль» при МГТУ им. Н. Э. Баумана, Москва, РФ).

Задачам, которые необходимо решать ученымпри переходе от материалов с микрокристалличес-кой структурой к материалам с нанокристалличес-кой структурой, а также свойствам материалов с

57

такой структурой был посвящен доклад «Научныеосновы получения нанометаллических материалов»академика НАН Украины С. А. Фирстова (Инсти-тут проблем материаловедения НАН Украины, Ки-ев). Если раньше улучшение прочностных свойствконструкционных материалов шло в основном засчет разработки сплавов с новым химическим и фа-зовым составом, то в последние годы наметилисьновые пути повышения свойств конструкционныхматериалов в результате целенаправленного фор-мирования в них нанокристаллической структуры.

«Создание высокопрочных титановых сплавовдля морской техники» – тема доклада сотрудниковЦНИИКМ «Прометей» (Санкт-Петербург, РФ),представленного канд. техн. наук Б. Г. Ушаковым.Сплавы, предназначенные для изготовления конс-трукций, которые эксплуатируются в морской воде,должны отличаться высокой коррозионной стой-костью, хорошей свариваемостью и высокими ме-ханическими свойствами, в частности пластич-ностью при обработке давлением. В результате вы-полнения большого объема исследований такиесплавы были разработаны. Новым материалам наоснове сплава типа 5В присущи повышенный уро-вень прочностных характеристик, оптимальное со-четание характеристик работоспособности (вяз-кость разрушения, сопротивление упругопласти-ческим деформациям, сопротивление ползучести).

О применении электромагнитных воздействий иоригинальной МГД-техники в новых процессах полу-чения металлоизделий из цветных металлов, стали ичугуна рассказал чл.-кор. НАН Украины В. И. Дубо-

делов (Физико-технологический институт металлови сплавов НАН Украины, Киев).

В докладе сотрудников Института металлофи-зики НАН Украины (Киев), прочитанном д-ромтехн. наук В. Ф. Мазанко, рассмотрено явлениеаномального переноса при внешних воздействияхна металлы и способы его практического использо-вания. По мнению авторов, это явление можно ис-пользовать для импульсных способов сварки дав-лением; механико-химико-термической обработки;модифицирования поверхностных слоев металла;восстановления изношенных поверхностей; созда-ния покрытий с различными свойствами: коррози-онно- и износостойкими, антиэмиссионными, деко-ративными, с аморфным и наноструктурированнымсостоянием.

Участники сессии имели возможность в ходедискуссии обменяться мнениями о прочитанныхдокладах, о состоянии работ в области разработкиновых материалов в своих странах, оценить работуНаучного совета по новым материалам, высказатьпожелания по ее улучшению. Проводимые ежегод-но сессии Научного совета по новым материаламМААН позволяют сохранять и развивать творчес-кие связи между учеными различных стран, спо-собствуют интенсификации информационного об-мена между ними.

Следующую сессию Научного совета по новымматериалам МААН запланировано провести в мае2011 г. в ИЭС им. Е. О. Патона.

И. А. Рябцев

С. И. КУЧУКУ-ЯЦЕНКО – 80

2 августа 2010 г. исполнилось80 лет со дня рождения пер-вого заместителя директораИнститута электросварки им.Е. О. Патона НАН Украины,академика НАН УкраиныСергея Ивановича Кучука-Яценко.

Сергей Иванович послеокончания Киевского поли-технического института по

распределению был направлен на работу в Институтэлектросварки им. Е. О. Патона, где прошел слав-ный трудовой путь от молодого специалиста-инже-нера до профессора, доктора технических наук, за-ведующего одного из ведущих отделов, первого за-местителя директора института по научной работе,академика Национальной академии наук Украины.В 1960 г. С. И. Кучук-Яценко защитил кандидатскую,а в 1972 г. – докторскую диссертации. В 1978 г. онбыл избран членом-корреспондентом, а в 1987 г. –

действительным членом Национальной академиинаук Украины.

Научная деятельность С. И. Кучука-Яценкосвязана с исследованиями физико-металлурги-ческих процессов при сварке различных материаловв твердой фазе. В частности, им получены новыеданные об особенностях формирования соединенийс образованием тонкого слоя расплава на кон-тактирующих поверхностях свариваемых деталей,его поведении под действием электродинамическихсил и особенностях его взаимодействия с газовойсредой в зоне контакта. Впервые было показано,что состояние расплава в период, предшествующийдеформации свариваемых деталей, оказывает доми-нирующее влияние на образование металлическихсвязей между контактирующими поверхностями иформирование химической неоднородности в зонесоединения. Детально изучено влияние оксидныхструктур в расплаве на качество соединений и опре-делены пути минимизации окислительных процес-сов в указанный период сварки.

НАШ И ПОЗДРАВЛЕНИЯ

58

Наряду с перечисленными исследованиямиС. И. Кучук-Яценко в течение многих лет проводитцеленаправленное изучение быстропротекающихпроцессов нагрева и разрушения единичных кон-тактов при высоких концентрациях энергии. Им ус-тановлен ряд новых закономерностей, харак-теризующих энергетические показатели процессаконтактного плавления металлов, определены путиавтоматического управления основными парамет-рами процесса с целью получения наиболее благо-приятных условий нагрева и деформации сварива-емых деталей.

Практическим результатом перечисленныхфундаментальных исследований является разра-ботка С. И. Кучуком-Яценко новых способов кон-тактной сварки непрерывным, импульсным,пульсирующим оплавлением, запатентованных введущих странах мира. На их основе С. И. Кучуком-Яценко совместно с коллективом сотрудников былиразработаны технологии сварки различныхизделий, системы управления и новые образцы сва-рочного оборудования, не имеющие аналогов вмировой прак-тике. Оборудование отличается высо-кой производительностью, минимальной потребляе-мой мощностью и массой, обеспечивает стабильное ивысокое качество соединений. Эти преимуществанаиболее значимы при сварке деталей сложнойконфигурации с большими поперечными сечениями.

В последние годы он проводит исследования кон-тактной сварки сопротивлением деталей из трудно-свариваемых сплавов, композиционных материаловс использованием активирующих покрытий испециальных прослоек, имеющих композиционнуюструктуру, в том числе состоящих из многослойныхнаноструктурированных материалов. Это позволилосоздать новые технологии соединения жаропрочныхматериалов на основе интерметаллидов никеля ититана, а также инструментальных сплавов.

Научная и инженерная деятельность С. И. Кучу-ка-Яценко характеризуется комплексным подходом крешению поставленных задач. Выполненные им фун-даментальные исследования сопровождаются разра-боткой оригинальных технологий сварки, автоматичес-кого и в последние годы компьютеризированного уп-равления процессом сварки и созданием современногосварочного оборудования.

При его непосредственном участии осуществляетсяорганизация промышленного производства разрабо-танного нового сварочного оборудования и его массо-вого внедрения в производство. Вот некоторыенаиболее значимые этапы деятельности С. И. Кучука-Яценко. Более пятидесяти лет С. И. Кучук-Яценкозанимается работами по сварке рельсов. Разработанныепри его активном участии и руководстве технологии иоборудование для сварки рельсов позволили впервыев мировой практике применить высокопроизводитель-ную контактную сварку в полевых условиях, что взначительной мере способствовало переводу железныхдорог на бесстыковые пути. При активном участииС. И. Кучука-Яценко серийный выпуск такого обору-до-вания по документации ИЭС был организован наКаховском заводе электросварочного оборудования,который с 1970-х годов стал мировым экспортером та-кого оборудования.

За прошедшие годы создано более десяти поко-лений рельсосварочных машин, которые использу-ются в странах СНГ и во многих странах мира,С. И. Кучук-Яценко принимает активное участие всовершенствовании этого оборудования и техно-логии сварки, что позволяет поддерживать их вы-сокую конкурентоспособность.

В последние годы созданы новые поколения сва-рочных машин, позволяющих сваривать рельсыбесконечной длины при ремонте бесстыковых путейс одновременной стабилизацией их напряженногосостояния. В 1966 г. за разработку и внедрениемашины для стыковой сварки рельсов при ремонтеи строительстве бесстыковых железнодорожныхпутей С. И. Кучуку-Яценко в составе авторского кол-лектива присуждена Ленинская премия. Ему присво-ено звание «Почетный железнодорожник СССР».

Разработки С. И. Кучука-Яценко и его сот-рудников успешно использованы также намашиностроительных заводах при изготовлениикольцевых заготовок, валов и заготовок из разно-родных материалов. Особенно эффективным ока-залось применение многопозиционной контактнойсварки, позволяющей сваривать крупногаба-ритные детали одновременно в нескольких местах(корпуса двигателей, радиаторы мощных транс-форматоров). Внедрение одной установки в линиипроизводства картеров блоков мощных дизелей наКоломенском тепловозостроительном заводе поз-волило повысить производительность труда в 70 рази высвободить 380 сварщиков. Значительный эф-фект получен также в результате много-позиционной сварки на Запорожском трансформа-торном заводе при изготовлении радиаторов тран-сформаторов. В 1976 г. С.И. Кучук-Яценко в сос-таве авторского коллектива удостоен Государ-ственной премии УССР за создание и промышлен-ное внедрение новой технологии и высокоэффек-тивных сборочно-сварочных комплексов длясерийного производства крупногабаритных конст-рукций из унифицированных элементов.

Впервые в мировой практике С. И. Кучуком-Яценко с группой сотрудников была разработанаоригинальная технология контактной сваркиизделий сложной формы и большого сечения из вы-сокопрочных сплавов на основе алюминия, обес-печивающая получение соединений, практическиравнопрочных с основным металлом. На ее основеразработано и освоено производство уникальногооборудования, которое используется при производ-стве космической техники на заводах Украины иРФ. В 1986 г. С. И. Кучук-Яценко в составе автор-ского коллектива удостоен Государственной премииСССР за создание технологии и оборудования дляконтактной стыковой сварки конструкций из высо-копрочных алюминиевых сплавов.

Значительный вклад С. И. Кучук-Яценко внесв создание технологии и оборудования для контак-тной стыковой сварки, трубопроводов различногоназначения. При его активном участии разработанытехнологии, системы управления и оборудованиедля контактной стыковой сварки (КСС) трубдиаметром от 60 до 1400 мм и выполнено егоширокомасштабное внедрение при строительстветрубопроводов на территории бывшего СССР.

59

С использованием КСС сварено более 70 тыс. кмразличных трубопроводов, в том числе 4 тыс. кмсамых мощных трубопроводов в районах КрайнегоСевера. Применение КСС позволило повыситьпроизводительность труда и обеспечить надежностьтрубопроводов. Эта работа была также отмеченаЛенинской премией в 1989 г.

Под его руководством и при непосредственномучастии непрерывно продолжаются работы по соз-данию технологий сварки давлением неповоротныхстыков труб различного назначения. Впервые вмировой практике разработаны технологии и обо-рудование для прессовой сварки с нагревом дугой,управляемой магнитным полем, труб диаметром до300 мм с толщиной стенки 5...15 мм, отличающихсявысокой производительностью при минимальнойэнергоемкости процесса.

С. И. Кучук-Яценко принимает активноеучастие на всех этапах выполнения перечисленныхработ. В 1998 г. ему присвоено звание «Заслуженныйдеятель науки и техники Украины», в 2000 г. присуж-дена премия им. Е. О. Патона за научную работу«Сварка в твердой фазе». С. И. Кучук-Яценко – автор640 научных публикаций, в том числе 9 монографий,350 авторских свидетельств. Им получено более 300украинских и зарубежных патентов, многие из кото-рых приобретены по лицензионным соглашениям за-рубежными фирмами.

В настоящее время академик С. И. Кучук-Яценко продолжает заниматься актуальными проб-лемами в области сварки, созданием прогрессивныхтехнологий соединения трудносвариваемых мате-риалов. Он возглавляет один из ведущих научныхотделов Института электросварки.

С. И. Кучук-Яценко длительное время плодо-творно сотрудничает с Каховским заводом элект-росварочного оборудования – одним из ведущихпредприятий-изготовителей сварочного оборудо-вания в Украине. Он принимает активное участие ворганизации серийного производства контактныхстыковых машин для сварки железнодорожных рель-сов и труб.

С. И. Кучук-Яценко является заместителемпредседателя ученого совета ИЭС, заместителемглавного редактора журнала «Автоматическая свар-ка», членом межгосударственного научного советапо сварке и родственным технологиям. Им подго-товлено более десяти кандидатов и докторов техни-ческих наук. Он был избран первым президентомОбщества сварщиков Украины, входит в состав егоправления, является членом Общества сварщиковСША и Великобритании.

Заслуги ученого отмечены двумя орденами Трудо-вого Красного Знамени, орденом «Знак Почета», орде-ном Князя Ярослава Мудрого, медалями.

Л. М. ЛОБАНОВУ – 70

В сентябре 2010 г. исполня-ется 70 лет доктору техни-ческих наук, профессору,академику НАН Украины, за-служенному деятелю науки итехники Украины, лауреатуПремии Совета МинистровСССР, Государственнойпремии Украины, Премииим. Е. О. Патона НАНУ,известному ученому в области

материаловедения и прочности материалов и кон-струкций Леониду Михайловичу Лобанову.

Л. М. Лобанов окончил факультет промышлен-ного и гражданского строительства Киевскогоинженерно-строительного института и механико-математический факультет Киевского государст-венного университета. С 1963 г. работает вИнституте электросварки им. Е. О. Патона НАНУкраины, с 1985 г. – заместитель директора понаучной работе и заведующий отделом оптимизациисварных конструкций новой техники института.В 1997 г. избран академиком НАН Украины.

Научная деятельность Л. М. Лобанова связанас исследованиями поведения материалов при свар-ке, разработкой экспериментальных методов иссле-дования и регулирования сварочных напряжений идеформаций, созданием высокоэффективных свар-ных конструкций и разработкой методов и средствих диагностики.

Широкое признание получили его работы, посвя-щенные разработке методов оптического модели-рования, голографической интерферометрии, элек-тронной спекл-интерферометрии и ширографии дляисследования напряженного состояния и контроля ка-чества сварных соединений в конструкциях из ме-таллических, композиционных и полимерныхматериалов. Разработанные методологические подхо-ды и созданные приборы имеют высокую точность иинформативность, применяются в научно-исследова-тельских организациях и предприятиях Украины,стран СНГ, Китая, Южной Кореи.

Благодаря трудам Л. М. Лобанова и егоучеников сформировано новое научное направ-ление – бездеформационная сварка конструкций,которая базируется на регулировании тепловыхпроцессов во время сварки с целью уменьшения те-пловложения и создании предварительно напря-женно-деформированных состояний, оптимизи-рованных по отношению к сварочным напряжениями деформациям. Разработанные способы итехнические средства устранения сварочных дефор-маций и напряжений были использованы при соз-дании комплекса «Энергия-Буран» и других ракет-но-космических систем. Принципиально новымиявляются разработанные технологии бездефор-мационной сварки стрингерных панелей и оболочекиз высокопрочных алюминиевых и титановых сплавов.

Под руководством Л. М. Лобанова в ИЭС им.Е. О. Патона выполняется комплекс фундаменталь-ных исследований в области статической и

60

динамической прочности сварных соединений с уче-том их механической неоднородности и наличиятрещиноподобных дефектов, сопротивления свар-ных соединений хрупким и слоистым разрушениям,а также усталостным разрушениям, научных подхо-дов для обеспечения надежности и долговечностисварных конструкций при соблюдении требованийотносительно снижения их металлоемкости, методовнеразрушающего контроля качества и диагностикисварных соединений и конструкций, оценки и прод-ления ресурса сварных конструкций ответственногоназначения. Созданы новые типы высокоэф-фективных сварных конструкций, к которым отно-сятся легкие стрингерные металлоконструкции,пролеты мостов, тяжелона-груженные конструкциииз высокопрочных сталей, уникальные конст-рукции преобразуемого объема. При его активномучастии разработаны и введены в практику госу-дарственные стандарты Украины, которые регла-ментируют требования к качеству сварных конст-рукций и технологии их изготовления, организованосистему сертификации сварочных технологий,материалов, оборудования и конструкций, разрабо-тана концепция Государственной программы пообеспечению технологической безопасности дляосновных отраслей экономики Украины.

Л. М. Лобанов принимал активное участие всоздании трехтомного издания «Сварныестроительные конструкции», в котором обобщен

опыт по исследованию и разработке в области про-ектирования и изготовления конструкций, опреде-ления их технического состояния и реконструкции.

Л. М. Лобанов ведет большую научно-органи-зационную работу как председатель Украинскоготехнического комитета по стандартизации в областисварки, заместитель председателя Межгосударствен-ного научно-технического совета по сварке и родствен-ным технологиям, является членом Межведомственно-го совета по вопросам научно-технологической без-опасности при Совете Национальной безопасности иобороны Украины, заместителем председателя науч-ного совета по целевой комплексной программе НАНУкраины «Проблемы ресурса и безопасной эксплуа-тации конструкций, сооружений и машин». Онактивно сотрудничает с международными научнымиорганизациями стран СНГ и дальнего зарубежья,регулярно выступает с научными докладами напрестижных научных форумах, возглавляет ряд меж-дународных проектов.

Л. М. Лобанов – автор более 600 научныхработ, в том числе 6 монографий, 60 авторскихсвидетельств и патентов. Подготовил 8 докторов и15 кандидатов наук.

Награжден орденами «За заслуги» II и III степенейи «Знак Почета», знаком отличия Президиума НАНУкраины «За научные достижения», медалью Ю. В.Кондратюка за участие в космической деятельности имногими другими медалями и знаками отличия.

Степан Иванович ТЕЛЬНЫЙ

С. И. Тельный – выдающийся ученый-электроме-таллург, электротермист, основатель кафедры элек-трометаллургии Национальной металлургическойакадемии Украины, заслуженный деятель науки итехники Российской Федерации, доктор техническихнаук, профессор.

С. И. Тельный родился 1 августа 1890 г. в Ека-теринославе (Днепропетровск) в семье железнодо-рожного техника, служившего паровозным маши-нистом, а с 1902 г. выполнявшего обязанности ре-визора службы тяги на станции Попасная Екатери-нинской железной дороги.

В 1908 г. после окончания Первого реального учи-лища Степан Иванович поступил в Екатеринославскийгорный институт (ЕГИ) на металлургический факуль-тет, который окончил в 1914 г., получив звание горногоинженера. Дипломные проекты С. И. Тельного, пос-вященные электрометаллургии и горно-заводской ме-ханике, были удостоены премии, а проект по электро-технике – почетного отзыва. После окончания ЕГИ его оста-

вили в качестве профессор-ского стипендиата для под-готовки к научно-педагоги-ческой деятельности.

В 1917 г. С. И. Тельныйназначен ассистентом ка-федры металлургии сталиЕГИ, а в 1920 г. его по кон-курсу избрали доцентом поэлектрометаллургии в этомже институте.

Фундаментальные иприкладные разработкиС. И. Тельного публиковались в научных отечест-венных и зарубежных журналах. Электропечи свращающейся дугой заводского масштаба установ-лены и успешно работали на заводах им. В. И. Ле-нина в Днепропетровске, мастерских Днепрострояи др. Наряду с этими работами С. И. Тельный раз-

К 120-летию со дня рожденияи 85-летию создания кафедры электрометаллургии

Сердечно поздравляем юбиляров и желаем им крепкого здоровья,творческого долголетия и талантливых учеников

61

работал и опубликовал новый графический методинтегрирования дифференциальных уравнений.

В эти годы С. И. Тельный начал разрабатыватьтеорию вольтовой дуги применительно к дуговымэлектропечам, а также графические методы иссле-дования явлений в цепях с железом.

В 1925 г. в Днепропетровском горном институтепри активном участии С. И. Тельного была созданасамостоятельная кафедра электрометаллургии,профессором и заведующим которой он был назначен.

В 1927 г. С. И. Тельного Наркомпрос УССРкомандировал на заводы в Германию для изучениявопросов конструирования электрических печей иэлектрометаллургических установок. Результатыкомандировки были использованы при разработкев Укргипромезе (Харьков) эскизного проекта элек-трометаллургических цехов Днепрокомбината (За-порожье). В 1928—1930 гг. С. И. Тельный по сов-местительству работал консультантом в Укргипро-мезе, в качестве эксперта участвовал в разработкепроекта завода ферросплавов в Зестафони (Грузия).

В 1930 г. в связи с преобразованием металлурги-ческого факультета Днепропетровского горного инсти-тута в самостоятельный Металлургический институтС. И. Тельный был назначен в ДМетИ на должностьпрофессора, заведующего кафедры электрометал-лургии. В 1932—1941 гг. С. И. Тельный работал дирек-тором по научной работе ДМетИ.

Высшая Аттестационная комиссия Всесоюзногокомитета по делам высшей школы при СНК СССРв 1936 г. утвердила С. И. Тельного в ученом званиипрофессора по кафедре электрометаллургии ДМетИ,а в 1937 г. – кандидата технических наук без за-щиты диссертации.

В 1938—1939 гг. С. И. Тельного назначили чле-ном экспертной комиссии по металлургии ВАК.В эти годы он опубликовал ряд фундаментальныхработ по осциолограмированию тока и напряжениядуговых электропечей, непрерывному горениютрехфазной вольтовой дуги, шунтированию дуги вэлектрических ферросплавных печах, построениюкруговых диаграмм и электрических характеристикэлектрометаллургических установок, теории воль-товой дуги применительно к дуговым электричес-ким печам.

В 1941 г. С. И. Тельный утвержден Президиу-мом АН СССР в должности заместителя председа-теля секции электросварки и электротермии Отде-ления технических наук Академии наук СССР.

С 1930—1939 гг. С. И. Тельный избирался депу-татом Днепропетровского горсовета ХIУ и ХУ со-зывов, с 1935 г. назначен председателем Днепро-петровского отделения ВАРНИТСО. ПриказомНКЧМ СССР от 29 июня 1940 г. он награждензначком «Отличник социалистического соревнова-ния в черной металлургии».

В годы Великой отечественной войны С. И. Тель-ный вместе с ДМетИ был эвакуирован в г. Магни-

тогорск и назначен заместителем директора по на-учной работе МГМИ.

В соответствии с приказом по НКЧМ СССР,С. И. Тельного перевели на работу в Уральский ин-дустриальный институт в связи с предложением ди-рекции УПИ принять участие в конкурсе на замещениедолжности профессора, заведующего кафедрой.

Свой переход в Уральский индустриальный ин-ститут С. И. Тельный мотивировал открывшейсявозможностью применять свой опыт и знания в под-готовке специалистов по электрометаллургии чер-ных металлов. «Сдвиги в размещении электроме-таллургической промышленности, которые прои-зошли за время войны и роль Уральского индустри-ального института, – писал С. И. Тельный, обраща-ясь к директору УИИ им. С. М. Кирова А. С. Кач-ко, – которую он приобретает в подготовке кадровспециалистов в этой отрасли для Урала и Востока,укрепляет во мне стремление перейти на постоян-ную работу в этот институт на должность профес-сора – заведующего кафедрой электрометал-лургии черметфака».

За активную работу в Уральском индустриальноминституте С. И. Тельный награжден орденом «ЗнакПочета».

В соответствии с приказом начальника Главногоуправления политехнических и индустриальныхвузов, С. И. Тельного откомандировали в распоря-жение директора Куйбышевского индустриальногоинститута.

В Куйбышевском индустриальном (позже поли-техническом) институте С. И. Тельный заведовалкафедрой теоретической и общей электротехники,организованной в 1933 г. в Средневолжском энер-гетическом институте (в настоящее время – Самар-ский государственный технический университет).

На сайте Самарского государственного техничес-кого университета высоко оценен вклад С. И. Тель-ного в области электрометаллургии и электротермии.

Из всей плеяды талантливых ученых и специа-листов, принимавших участие в становлении фа-культета, особо можно выделить профессора, док-тора технических наук, заслуженного деятеля нау-ки и техники РСФСР Степана Ивановича Тельного(1890—1962 гг.). Он по праву является отцом оте-чественной электрометаллургии.

Научно-педагогический коллектив кафедры элек-трометаллургии глубоко чтит память о Степане Ива-новиче Тельном, изучает и развивает его творческоенаследие, воспитывает новое поколение студентов,специализирующихся в области электрометаллургииферросплавов, специальных сталей и сплавов.

М. И. Гасик,

заведующий кафедрой электрометаллургии,

академик НАНУ

62

Памяти В. Н. Бернадского

7 августа 2010 г. на 82-м году ушел из жизни кандидаттехнических наук, заведующий отделом прогноз-но-аналитических исследований Института элек-тросварки им. Е. О. Патона НАН Украины, за-служенный деятель науки и техники Украины, уче-ный, наставник, давший путевку в жизнь молодымученым, которые стали основным научнымпотенциалом сегодняшнего института, ВсеволодНиколаевич Бернадский.

В. Н. Бернадский – один из представителейПатоновской научной школы и вся его трудовая де-ятельность связана с Институтом электросварки, вкотором он работал с 1952 г.

Свою научно-инженерную деятельность В. Н. Бер-надский начинал под руководством лауреата Ле-нинской премии Г. В. Раевского, участвуя в раз-работке и внедрении технологий индустриальногопроизводства и монтажа сварных преобразуемыхконструкций – рулонированных резервуаровбольшой емкости и тонкостенных плоскосворачи-ваемых труб. Он был участником строительства ипуска первых в бывшем Советском Союзе промыш-ленных установок для выпуска рулонированныхстенок и днищ резервуаров. В дальнейшем вел раз-работку и исследование технологий электродуго-вой сварки тонкого металла: на флюсо-медной под-кладке и контактной шовной сварки, оригинальнойтехнологии скоростной рельефно-роликовой сварки.В 1962 г. В. Н. Бернадский успешно защитил канди-датскую диссертацию на тему «Вопросы технологиисварки и прочности плоскосворачиваемых труб».

Уже в этот период В. Н. Бернадского привле-кали к большой научно-организационной работе.Начиная с 1962 г. Всеволод Николаевич Бернад-ский более 20 лет был ученым секретарем Инсти-тута электросварки и заместителем главного редак-тора журнала «Автоматическая сварка». Эту дея-тельность он совмещал с научной работой в областитехнологии сварки тонколистовых конструкций. Всвязи с развитием в Институте электросварки поис-ковых исследований по космическим технологиямон вошел в состав творческого коллектива по изыс-канию технологии сварки и обработки металлов вкосмосе, а также по разработке возможных вари-антов тонкостенных космических конструкций.Этот этап его деятельности был отмечен медальюим. С. П. Королева.

В начале 1980-х гг. В. Н. Бернадский по инициа-тиве директора Института электросварки академикаБ. Е. Патона сформировал и возглавил в институтеновое направление по анализу состояния и техно-логическому прогнозированию развития мировойсварочной науки и сварочного производства. Раз-работанная В. Н. Бернадским с сотрудниками от-дела система информационно-экономического мо-ниторинга мирового рынка сварочной техники икомплексно-ситуационного анализа развития сва-рочной науки и сварочного производства в веду-

щих странах и регионах мирабазируется на оригинальныхметодиках, современных ин-формационных технологияхи созданных проблемно-ори-ентированных библиометри-ческих и фактографическихбазах и банках данных. Сис-темный анализ экономико-статистической информациинашел свое отражение в меж-дународном сборнике «СВЭСТА», издающимсяпри содействии Международного института свар-ки. Данное направление исследований значитель-но расширило возможности института по выборуприоритетной тематики научных исследований иэффективному трансферу новых технологий с уче-том конъюнктуры мирового и региональных рын-ков сварочной техники. Всеволод Николаевич сталпризнанным авторитетом в области анализа состо-яния и тенденций развития мирового сварочногопроизводства, техники и технологий сварки и род-ственных процессов.

Значительное место в научной деятельностиВ. Н. Бернадского занимали формирование и акту-ализация сварочной терминологии на украинскомязыке. Под его редакцией и при его участии вышласерия многоязычных словарей по сварке на укра-инском, русском и английском языках, в том числепервый электронный русско-украинский словарьпо сварке.

Результаты многолетней активной научно-ин-женерной деятельности В. Н. Бернадского пред-ставлены более чем в 320 научных публикациях,изданных в сварочной и экономической периодикеУкраины, России, Великобритании, Польши идругих стран; среди них 22 авторских свидетельстваи патента, 12 книг и брошюр, 15 справочников исловарей.

За выдающийся вклад в развитие сварочной на-уки и техники В. Н. Бернадский награжден орде-нами Трудового Красного знамени и «Знак почета»,а также рядом медалей; его деятельность отмеченаПочетными грамотами Президиума ВерховногоСовета УССР и Верховной Рады Украины, он быллауреатом премии Совета Министров СССР.

Многочисленные ученики, друзья и коллеги сглубокой скорбью переживают эту потерю, выра-жают искреннее соболезнование родным и близкимВсеволода Николаевича, всем, кто знал, любил иуважал его. Светлая память об этом человеке на-всегда останется в их сердцах.

Редколлегия и редакция

журнала «Современная электрометаллургия»

63

ПОДПИСКА — 2010 на журнал «Современная электрометаллургия»

Стоимостьподписки

через редакцию*

Украина Россия Страны дальнего зарубежья

на полугодие на год на полугодие на год на полугодие на год

120 грн 240 грн 700 руб. 1400 руб. 30 дол. США 60 дол. США

*В стоимость подписки включена доставка заказной бандеролью.

ПОДПИСНОЙ КУПОНАдрес для доставки журнала

Срок подписки с 201 г. по 201 г. включительно

Фамилия И. О.

Компания

Должность

Тел., факс, E-mail

Полноцветная рекламаОбложкаПервая страница обложки(190 190 мм) – 700 $Вторая страница обложки(200 290 мм) – 550 $Третья страница обложки(200 290 мм) – 500 $Четвертая страница обложки(200 290 мм) – 600 $Вклейки после 2-й и перед 3-йстраницами обложкиСтраница (200 190 мм) – 400 $Внутренняя вклейкаРазворот А3 (400 290 мм) – 570 $Страница (200 290 мм) – 340 $1/2 страницы (200 145 мм) –170 $

Черно-белая реклама1 полоса (170 250 мм) – 80 $1/2 полосы (170 125 мм) – 50 $1/6 полосы (80 80 мм) – 15 $

• Оплата в гривнях или рублях РФпо официальному курсу• Для организаций-резидентов Укра-ины цена с НДС и налогомна рекламу• Статья на правах рекламы – 50 %стоимости рекламной площади• Предусмотрена система скидок:при размещении рекламыв 2 номерах – 10 %;при размещении рекламыв 4 номерах – 20 %

Технические требования к рекламным материалам• Размер журнала после обрези 200 290 мм• В рекламных макетах для текста, логотипов и других элементов не- обходимо отступать от края модуля 5 мм с целью избежания потери части информацииВсе файлы в формате РС• Corell Draw, версия до 10.0• Adobe Photoshop, версия до 7.0• QuarkXPress, версия до 5.0• Изображения в формате TIFF,цветовая модель CMYK,разрешение 300 dpi

Подписано к печати 27.08.2010. Формат 60 84/8. Офсетная печать.Усл. печ. л. 8,6. Усл. кр.-отт. 7,7. Уч.-изд. л. 9,5.Печать ООО «Фирма «Эссе». 03142, г. Киев, пр. Акад. Вернадского, 34/1.

© СЭМ, 2010

РЕКЛАМА в журнале «Современная электрометаллургия»

Если Вас заинтересовало наше предложение, заполните, пожалуйста, купон и отправьте заявкупо факсу или электронной почте.Телефоны и факсы редакции журнала «Современная электрометаллургия»:тел.: (38044) 271-22-07, 529-26-23,факс: (38044) 528-34-84, 528-04-86, 529-26-23.Подписку на журнал «Современная электрометаллургия» (индекс 70693) можно оформить покаталогам подписных агентств «Пресса», «Идея», «Саммит», «Пресс-центр», KSS,«Блицинформ», «Меркурий» (Украина) и «Роспечать», «Пресса России» (Россия).

64

Documents

Corel Ventura - 3 10...вакуумной пайки..... 49 РЕЦЕНЗИИ И НАУЧНЫЕ ДИСКУССИИ Медовар Л. Б. Рецензия на комплекс підручників