Чистия никел има ниска продължителна якост – около 40 MPa при 800°С за 100 часа и ниско съпротивление срещу газова корозия при високи температури. Необходимите свойства се достигат чрез комплексно легиране, в резултат на което се образуват многофазни сплави, отговарящи на изискванията на съвременното машиностроене.

Към първата група се отнасят елементите, уякчаващи твърдия разтвор на основата на никел. Това са хром, кобалт, молибден, волфрам, ванадий. Покрай уякчаването на твърдия разтвор, хрома играе активна роля в предпазването на сплавите от окисляване; молибдена, волфрама и ванадия образуват съвместно с хрома различни карбидни фази от типа Ме7С3, Ме23С6, Ме6С.

Към втората група елементи се отнасят алуминия, титана, ниобия и тантала. Тези елементи, с уякчаване на твърдия разтвор, образуват с никела интерметално съединение, често със сложен състав, например от типа

(Ni, Co)3(Al, Ti, Nb, Ta); покрай интерметалната фаза, карбидообразуващите елементи на тази група образуват карбиди от вида МеС. Алуминият, както и хрома, образува защитни окисни пластинки, което също повишава окалиноустойчивостта на сплавите.

Към третата група може да се отнесе въглерода, бора, циркония и елементите от групата на лантаноидите – лантан, церий и др., които се прибавят в количества, не надхвърлящи десети или стотни от процента. Целта на добавянето на тези елементи е образуване на фази на внедряване, уякчаване на границите на зърната за сметка на сегрегацията по границите на зърната, образуване на специални фази, пречистване на метала от вредни примеси, влияние върху кинетиката на фазовите превръщания, изменение на морфологията на отделящите се фази.

Елементите от първата група влияят върху уякчаването на топлояките сплави чрез изменение на електронната структура на твърдия разтвор. Това води до понижение на енергията на дефектите на опаковката, намаляване на дифузионната подвижност на атомите, зараждане на локални изкривявания на електронната структура в близост до разтворените атоми.

Използването на понятията на електронната структура за прогнозиране на фазовия състав и якостта на сложните сплави се базира на представите на Л. Полинг за “електронните дупки”. Полинг предполага, че за всеки спин има определен брой свързани и несвързани орбити на електроните.Така, за пет d-орбити има 2,56 свързани и 2,44 несвързани орбити. Легирането променя електронната структура на основата, влияейки на свойствата и създава предпоставки за образуване на определени фази. Оказва се, че ефекта на уякчаване, свързан с еднаквата стойност на еластичните изкривявания е толкова по-голям, колкото е по-голяма разликата на валентността на разтворителя и разтворения елемент. Това потвърждава голямото значение на изменението на електронния строеж на сплавите.

Интервала на съществуване на някои от фазите може да бъде определен също и чрез пресмятане на средното количество на електронните дупки за преходните метали: Cr. Mo, W – 4.66; Mn – 3,66; Fe – 2,22; Co – 1,71;   Ni – 0,61; V – 5.66.  За силиция, разтворен в металната матрица, Nv = 6,66. Средния брой на електронните дупки в матрицата се определя от сумата:

,

където: Nv – среден брой на електронните дупки в сплавта; mi – атомния номер на елемента; Nv – брой на електронните дупки за дадения елемент; n – брой на елементите в матрицата.

Приложено за  σ – фаза и µ – фаза е е установено, че в никеловите сплави те се образуват, ако Nv ≥ 2,49 за σ – фаза и Nv ≥ 2,38 за µ – фаза.

Основната уякчаваща фаза на топлояките сплави на никелова основа е фазата Ni3(Ti, Al, Nb).

Якостта на дисперсно – втвърдяващите се слави зависи от разстоянието между частиците, техните размери и обемна част. Разстоянието между частиците е правопропорционално на диаметъра им и обратно пропорционално на корен квадратен от обемната част на дисперсната фаза.

В  общ вид уравнението на якостта  на дисперсно-уякчената сплав се описва с уравнението:

,

където, σ0 – граница на якостта на матрицата; с – -константа, включваща вектора на Бюргерс и модула на преместване на матрицата; f – обемната част на отделянията; d – диаметъра на частиците.

Това уравнение показва, че колкото е по-голяма обемната част на уякчаващата фаза и по-малък размера на частиците, толкова сплавта има по-висока якост.

Топлоякостта на сплавите се намира също в пряка зависимост от количеството на уякчаващата фаза. Колкото по-голяма е обемната част на тази фаза, толкова е по-висока работната температура на сплавта. Във връзка с това, най-голямо влияние върху разтворимостта на Ti, Al, Nb, Та оказва хрома, като при повишаване на техните количества, съдържанието на хром в топлояките сплави постепенно намалява. Това способства за повишаване на работната температура на сплавите. В същност, напоследък, композициите на топлояките сплави вече не се базира на системата Ni – Cr, а са комплексно легирани системи, в които съдържанието на хром е на нивото на другите легиращи елементи (Al, Mo, W, Ti, Nb, Co). Обемната част на уякчаващата γ -фаза в такива сплави достига до 60%.

В тези случаи сплавите достигат максималната си якост, когато протича пълен разпад на твърдия разтвор, същото, което се наблюдава и при размери на частиците 200 – 500 Å. При увеличаване на времето за стареене или в процеса на работа диаметъра (d) на частиците нараства и якостта пада. За забавяне на нарастването на частиците се използват два метода: усложняване на състава на матрицата за забавяне на дифузионните процеси / сплавите, за това , се легират с елементи с нисък коефициент на дифузия – Mo, W, Tа, Nb / и изкуственото въвеждане на уякчаващи фази във вид на трудно разтворими окиси – Al2O3 и др. При изкуственото въвеждане на уякчаващи частици, състоящи се от компоненти, слабо разтворими в матрицата, коалесценцията на частиците в значителна степен се забавя, затова композиционните материали имат широка перспектива за развитието си, въпреки значителните трудности при получаването им.

Върху ръста на частиците на уякчаващите фази силно влияние оказват структурата и дължината на границите на зърната и дефектите в структурата. Затова термичната обработка на сплавите се избира такава, че вътрешно-зърнестата структура да бъде максимално съвършена, а дължината на границите – минимална. Това помага за запазване на стабилна структура и за забавено разякчаване.

Като особеност на топлояките никелови сплави се явява наличието на неравновесни състояния на разпада, когато отначало отделената фаза има и състав и структура, които не съответстват на равновесната диаграма на състоянието. Така, фазата Ni3(Ti, Nb, Al) в първите стадии на стареене винаги е обогатена с алуминий. Затова по време на стареенето в течение на стотици и хиляди часа при работна температура, съставът на фазата се изменя. Тя може да се превърне в равновесна фаза, например η – Ni3Ti, с хексагонална плътноупакована решетка. Образуването на η – фаза се съпровожда със загуба на пластичност и с намаляване на продължителната якост. За отслабване и премахване на този ефект, редица сплави нямат в своя състав Ti, Nb или Та. В тези сплави фазата Ni3Al е равновесна. Обаче, легирането само с алуминий не обезпечава получаването на всички необходими свойства на топлояките сплави на достатъчно ниво и може да се разглежда само като частен случай. По-ефективно е комплексното легиране.За да се задържи  γ – η превръщането в сплав, в зависимост от времето на нейната работа се вкарва определено количество алуминий. Колкото то е по-голямо, толкова по-бавно протича процеса на преустройване на структурата на уякчаващата фаза. Забавянето  на  γ – η – превръщането подпомага и за микролегирането на сплавите с бор. Структурата и състава на γ – фазата също съществено влияе върху топлоякостта. Най-високата топлоякост се постига при използване като уякчител на фазата, кохерентно свързаната с матрицата и притежаваща аномална зависимост на якостта от температурата. Якостта на γ – фазата с повишаване на температурата до определена стойност (Тм) не се намалява, а нараства; Ti, Cr, Nb, W, Та не само повишават абсолютното ниво на якостта на γ – фазата, но и вдигат Тм в областта на по-високите температури. Аномалното поведение на γ – фазата е свързано с особения механизъм на движението на дислокациите в нея. При пластична деформация на γ – фазата, за дислокациите е енергийно  е изгодно да се предвижват по двойки, образувайки свръх дислокация по вектора на Бюргерс а<110>. Свръх дислокацията при своето движение може да се разцепи или на две пълни дислокации а/2 <110>, или на свръх частични дислокации а/3 <110>. В първия случай частичните дислокации са свързани с плоска антифазна граница, а във втория – с полоскости от дефектите в опаковката. Как протича разцепването на свръх дислокациите, зависи от енергията на антифазните граници и от дефектите в опаковката, което се определя с легирането на сплавта. При легиране на фаза Ni3Al  с хром, който намалява енергията на дефектите на опаковката, при пълзене в γ – фазата се образуват свръх структурни комплекси от вида дефект на опаковката от типа „внедряване”. Образуването на такъв свръхструктурен комплекс спира развитието на деформацията и повишава якостта на γ – фазата.

Вторият механизъм на уякчаване на γ – фазата се заключава в това, че при разцепването на свръх дислокацията а<110>.на две дислокации а/2 <110> една от тях напуска октаедричната плоскост на приплъзването {111}  и преминава в друга кубична{100}. Дислокация, останала в плоскостта на приплъзване {111}, за своето приплъзване трябва отново да образува антифазна граница, за което се изисква да се повишат напреженията. Участъка на свръх дислокациите, преминали на нова плоскост на приплъзване, образуват спирачен комплекс. Колкото е по-висока температурата, толкова е по-голяма вероятността на прехода на участъци от свръх дислокации вследствие на термически флуктуации на нова плоскост, толкова повече на брой застойни комплекси и толкова е по-високо съпротивлението на деформациите. В зависимост от състава на сплавта, преобладават този или друг механизъм или те съществуват заедно. По този начин, при създаването на нови композиции топлояки сплави е необходимо да се има предвид забележителната особеност, свойствена за фазите от типа А3В със структура LI2. Към такива фази се отнасят, освен Ni3Al и фази Ni3Si, Co3Ti, Ni3Ga.

Анализа за влиянието на разликите в параметрите на решетката на матрицата  и на отделящите се фази (когато двете фази са изоморфни) показва, че колкото е по-голяма тази разлика (независимо от знака), толкова е по-малко времето до разрушаването на сплавта при зададени температури и напрежения.

От легиращите елементи Ti и Nb увеличават стойността ∆а, тъй като те влизайки в γ – фазата, увеличават периода на нейната решетка; Cr. Mo, Fe намаляват ∆а, доколкото основно, легирайки матрицата, те увеличават периода на решетката в твърдия разтвор, приближавайки се към стойностите на периода на решетката на γ – фазата.

В зависимост от съчетанието на легиращите елементи в никеловите сплави се образуват карбиди: МеС, Ме23С6, Cr7C3, Ме6С.

Повишеното количество карбиди,предизвикано най-напред от голямото съдържание на въглерод, отрицателно влияе върху пластичността на сплавта, затова в деформируемите сплави най-високото съдържание на въглерод в отделните композиции е около 0,12%, най-често то е 0,08% (по маса); обаче, намаляването на съдържанието на въглерода до стойност по-ниска от 0,03%, също е нежелателно, тъй като намалява живота на сплавите и продължителната пластичност. По този начин за повечето от сплавите съдържанието на въглерода се колебае в граници 0,03 – 0,08% (по маса).

Изучаването на влиянието на карбидните отделяния върху свойствата на топляките сплави показва,че покрай обемната част на карбидните отделяния, голямо значение има характера на разполагането на карбидите, техните размери и морфология.

Монокарбидите МеС най-често са карбонитридите, или образувалите ги елементи Ti, Nb, Та се отнасят едновременно и към групата на нитридообразуващите. Вследствие на изоморфността на решетките на карбидите и нитридите те образуват широки области от твърди разтвори.

Карбидите МеС обикновено се отделят като крупни включения, разположени произволно – по границите и вътре в зърната. Карбидите МеС се образуват както в процеса на втвърдяването във вид на евтектични карбиди в междуосовите участъци, така и в близки температури на втвърдяване, изпадайки от твърдия разтвор. При металографските изследвания някакво точно определено ориентиране на карбидите спрямо матрицата не е намерено. При намаляване на стабилността в сплавите, карбидите се разполагат в следния ред: TaC, NbC, TiC, VC. Този ред не съвпада с реда, диктуван от термодинамическите характеристики на тези карбиди в изолирано от сплавта състояние.Най-устойчив в чист вид е не карбида на тантала, о карбида на титана.

В процеса на термичната обработка карбидите МеС с трудност преминават в твърдия разтвор и този процес се забелязва при температури по-високи от 1200°С.

Заради това, че в сплавите е възможно да съществуват твърди разтвори на карбиди от вида (Ti, Nb)С, в сложните композиции тези карбиди могат да разтворят някакво количество от молибден и волфрам и да имат сложна химическа формула, зависеща от съотношението на легиращите елементи и термичната обработка, например (Ti0,53 Nb0,31 W0,16)С.

Карбида Ме23С6 се отделя в сплавите с високо съдържание (по-високо от 10 – 20%) на хрома във вид на отделни включения с пластинчата или с правилна геометрична форма. Често отделянията на Ме23С6 напомнят на видманщетова структура в стоманите. Карбидите Ме23С6 притежава сложна кубична структура, близка до хексагоналната плътно опакована структура на σ – фазата. Високата кохерентност на решетката на карбида Ме23С6 и σ – фазата са причината често да се наблюдава начало на образуване на σ-фаза на отделянията на карбидите Ме23С6. Карбидите Ме23С6 преминават в твърд разтвор при температура по-висока от 1150°С и интензивно се отделят при стареене в интервала 700 – 980°С, при това предимно по границите на зърната, по линиите на двойници при дефекти на опаковката и в края на двойниците. В сложните сплави, освен хрома , в състава на карбидите от типа Ме23С6 влизат Mo, W, Ni, Co, Fe, Si. Основната роля, която играят карбидите от типа Ме23С6, е: отделяйки се по границите на зърната, водят до намаляване на приплъзванията на зърната при пълзене.

Карбид Ме7C3 е неустойчив в никеловите сплави. Той се наблюдава в сравнително прости композиции и в начални стадии на разпад на твърдия разтвор.При процес на стареене, карбида Ме7C3 преминава в карбид Ме23C6. След термична обработка, карбида Ме7C3 не присъства в сплавите.

Карбидите Ме6С съществуват само в сложни сплави. Този карбид няма аналог  в двойните системи Ме – С. За да се образува е необходимо сплавта да бъде легирана отделно или заедно с молибден и волфрам, макар че при образуването му участват никел, кобалт, силиций, хром, волфрам, молибден и въглерод. Карбида Ме6С има сложна кубична структура. Образува се в сплавта при температури 800 – 900°С, при по-високи от 1200°С карбида Ме6С преминава в твърд разтвор. Карбида Ме6С се отделя по границите на зърната, често едновременно с карбид Ме23С6. Отчитайки всички структурни фактори, определящи топлоякостта на сплавите, термичната обработка се залага така, че да се получи оптимално съчетание на всички свойства. Обикновено тя се състои от едно или две нагрявания до температури, при които в твърдия разтвор преминава цялата γ – фаза и частично карбидите, закаляване на въздух, за да не се създават обемни напрежения, стареене при различни температури, с отделяне на γ – фаза и карбиди в дисперсна форма, обезпечаваща високи стойности на кратковременната и продължителната якост.

Ако въпросите на якостта на дисперсно-уякчаващите топлояки сплави, независимо от начина на уякчаване – естествено стареене или изкуствено въвеждане на частици – са разработени доста задълбочено, то за пластичните свойства на материалите определена математическа теория още не е разработена, затова на създателите на сплавите се налага да се ръководят само от общоизвестни зависимости на пластичността от структурата – големината на зърната, наличие на включвания по границите, окрехкостяващото влияние на σ – и µ – фазите, окрехкостяващото въздействие на видманщетовите структури, образуващи се при прекъснатото отделяне на карбиди или на прекъснати люспести отделяния по границите на зърната.

Пластичността на сплавта в общ вид зависи от равномерността на разпределението на дислокациите и съвършенствата на структурата, механизма на предвижване на дислокациите през междуфазните граници и границите на зърната и наличие на свободни от отделяния обеми на решетката, по които може да се осъществи безпрепятствено движение на дислокациите. От тези позиции голям интерес представлява, тъй наречените квазипериодични микрорешетки, образувани от частици на γ – фазата при тяхното отделяне. По своя структурен признак квазипериодичната микрорешетка е в близък порядък на разположението на атомите.Интересно е, че колкото е по-високо полето на еластичните премествания, т.е. колкото е по-висока кохерентността на отделящите се фази от матрицата, толкова по-правилно е обемното разпределение на частиците на втората фаза.

Подреденото разположение на уякчаващите се фази позволява да се създаде по-равномерно разпределение на дислокациите, желаната текстура на отделянията и освобождава по такъв начин някаква част от обема за относително безпрепятствено движение на дислокациите. Пластичността на такава структура трябва да бъде по-голяма, отколкото при статистически равномерното разпределение на включванията. Това е особено важно при сплави, предназначени за продължителна (20000 – 50000 ч.) работа при температури 800°С и повече, когато в процеса на работа протича стареене на сплавта и коалесценция на отделянията. Като потвърждение на това положение могат да служат данните за пластичността на монокристалите на сплави Ni3Al и на топлоустойчивите сплави, получени с метода на насочената кристализация. В последния случай, например, удължението при разрушаване след изпитване на продължителна якост се увеличава с 5 – 10 пъти, не гледайки на едновременното рязко повишаване на продължителната якост, изразяваща се в значително превишаване на работната температура насочено към кристализиралите сплави в сравнение с деформируемите и летите материали, но нямащи ориентация на структурата.

От тези позиции е ясно и поведението насочено към кристализирани евтектики.

По такъв начин, разглеждайки съвременното състояние на теорията на легиране и термичната обработка на топлояките материали, може да се формулират следните основни положения, определящи продължителната якост и пластичност на сплавите:

1.Максималното уякчаване на твърдия разтвор с легиращи елементи, създаващи големи статистически премествания на решетката и силно различаваща се валентност от основния материал.

2.За активното уякчаване по пътя на дисперсионното втвърдяване при легирането на сплавта е необходимо да се обезпечи:

а) отделяне на фази от типа А3В със структура LI2;

б) обемното съдържание на отделената γ – фаза е равно на 50 – 60%;

в) легирането на фаза А3В с елементи, повишаващи енергията на дефектите на опаковката;

г) минимално несъответствие на решетките на матрицата и фазите на отделянето;

д) допустима стойност на концентрация на електронните ваканции в матрицата, с отчитани на обедняването и при отделяне на фази от вида А3В и карбиди;

е) максимално забавени дифузионни процеси, водещи до коалесценция на частиците на втората фаза;

ж) предотвратяване отделяне на фази с хексагонална решетка (Ni3Ti);

з) равномерно подредено отделяне на уякчаващи фази във вид на квазипериодични микрорешетки.

3. При термичната обработка на сплавите трябва да бъдат получени:

а) висока степен на хомогенизация на твърдия разтвор и максимално възможно ниво на съвършенство на кристалната решетка на матрицата;

б) максимално възможна големина на зърната, обезпечаваща оптимално съчетание на якостта, пластичността и умората;

в) минимален обем на прекъсното отделяне на карбиди  Ме6С и пластинчати отделяния Ме23С6 по границите;

г) заоблени частици на уякчаващите фази по границите на зърната, което да препятства приплъзването по границите на зърната и сравнително слабо да понижава пластичността.

Принципите на уякчаване на перлитните, мартензитните и аустенитните стомани с карбиди и с интерметални фази от вида на Лавес, в основата си са такива, както и никеловите сплави. Допустимото количество на фазата в тях, обаче не превишава 5%, а структурната стабилност основно се регулира с усложнения състав на фазата и матрицата, по пътя на въвеждане на елементи с ниска дифузионна подвижност. Вследствие на това, структурното несъответствие на уякчаващите фази и матрици е по-голямо,отколкото в никеловите сплави, максималната температура на приложение на такива материали се ограничава основно чрез дифузионната подвижност на компонентите и не може да превишава 700 – 750°С.

Най-простата от дисперсионно-втвърдяващите се никелови сплави  е сплавта ХН77ТЮ; по-висока топлоякост има сплавта ХН77ТЮР, с добавка на 0,005 – 0,008% бор. Закалена във вода сплавта има хексагонална с.ц.к. на твърдия разтвор, преситена с титан и алуминий. След закаляване сплавта придобива относително невисока якост, но има много висока пластичност. Сплавта и е с граница на якост Rm = 650 MPa, удължение – δ – не по-малко от 50%, а ударната жилавост KCU = 22 – 23.102 kJ / m2. Високата пластичност на сплавта в закалено състояние дава възможност тя да се заварява, а също да се провежда пластична деформация в студено състояние – изправяне, профилиране, огъване, щамповане.

Топлоякостта на закалената сплав, както и нейната кратковременна якост са ниски. За да се получат високи характеристики топлояките сплави се подлагат на стареене при температури 700 – 750°С, със следващо охлаждане на въздух, освен това, закаляването също се извършва чрез охлаждане на метала след високотемпературно нагряване в атмосфера на спокоен въздух.

Максималната якост сплавта придобива след стареене при температура 700°С. Стареенето при по-ниски температури стяга процеса на разпада на твърдия разтвор, при по-високи температури се съпровожда с намаляване на уякчаването, поради увеличение на разтворимостта на титана и алуминия и съответното намаляване на количеството отделена γי –фаза. Освен това, при високотемпературното стареене (при 800 – 870°С) ускорява процеса на развитие и ръста на η – фаза Ni3Ti с хексагонална решетка.

Покрай основната уякчаваща фаза Ni3(Ti, Al), в сплавта може да присъстват карбиди Ме7С3, Ме23С6 и карбонитрида TiСN. Карбида Ме7С3 е неустойчив и обикновено преминава в карбид  Ме23С6.

Върху свойствата на сплавта значително влияние оказва също и температурата на закаляване. За температури 600 – 800°С най-голяма продължителна якост на сплавта се наблюдава при температура на закаляване 1080°С. За по-ниски температури (600 – 800°С) най-добрите свойства се обезпечават при температура на закаляване 1000°С. В процеса на работата и на продължително изотермично стареене свойствата на сплавта при температури 700 – 750°С се запазват за доста дълго време високи стойности, което се осигурява със значително количество γי –фаза [обикновено 10-12%(по маса)] и с малка склонност към нарастване на нейните размери, вследствие на еднотипността на решетките на уякчаващите фази и на твърдия разтвор и на относително ниската дифузионна подвижност на атомите на алуминия и титана. Въвеждането на бора увеличава продължителната якост на сплавта, и този ефект, открит в сплав ХН77ТЮ, и след това е широко използван при създаване на топлоустойчивите сплави на никелова основа за всички, без изключение марки. Днес, всички те съдържат различни количества бор. Колкото е по-високо съдържанието на бора, толкова е по голяма топлоякостта, обаче бора затруднява горещата деформация, затова на практика съдържанието му се ограничава в стотни и хилядни от процента.Механизмите за влиянието на бора не са изучени докрай, макар, че са известни многобройни опити за изясняване природата на неговото влияние върху топлояките свойства на стоманите и сплавите на основата на желязо и никел.

Следващата разновидност на сплавите за лопатки се различават от сплавта ХН77ТЮР с по-високо съдържание на титан, алуминий и допълнително въведен ниобий, което повишава количеството на γי –фаза, отделяща се при стареенето, до 60%. За уякчаване на твърдия разтвор  в сплавта се въвежда молибден, волфрам, кобалт, но при това трябва да се има предвид, че с увеличаване на легираността се намалява технологичната пластичност и пластичността на сплавта в процеса на експлоатацията. За да се повиши пластичността на сплавите, легирани  с голямо количество молибден и волфрам, е необходимо да се намали съдържанието на хрома.

Намаляването на съдържанието на хрома под 15% води до намаляване на съпротивлението на сплавите към окисление. Затова сплавите с низко съдържание на хром изискват повърхностна защита от газова корозия.

Топлоустойчивите, технологичните  и експлоатационните свойства на сплавите в значителна степен зависят от технологията на тяхното производство: методите на топене и кристализация, технологията на топлинна обработка под налягане, условията на механичната обработка. Никеловите сплави се топят в открити индукционни или дъгови пещи или по метода на вакуумното индукционно топене със последващо претопяване във вакуумно- дъгови пещи. В особени случаи, когато е необходима много висока чистота , металът се стопява чрез електронно-лъчевото топене. Наред с използването на най-съвременни методи на топене, за изготвяне на топлоустойчивите сплави се използват най-чисти шихтови материали, в които е ограничено съдържанието на олово, сяра, бисмут, кадмий и др., съгласно съответстващите нормативни документи. Обикновено чистотата на сплавите по отношение на тези примеси е на много високо ниво, а съдържанието на тези елементи не надвишава 10-3 – 10-4% (по маса).

Топенето на сплавите във вакуум преследва три цели-да се отделят вредните металически примеси; да се ограничи съдържанието на кислорода и азота, да се предотврати тяхното попадане  от въздуха при регулираната кристализация, реализирана в процеса на вакуумното дъгово или електронно-лъчево претопяване; да се формира такава  макроструктура която ще позволи да се  направи гореща деформация на образеца.

Характерна особеност на топлоустойчивите сплави на основата на никела се явява силното химическо взаимодействие на компонентите, което се проявява още в течно състояние, което води до значително развитие на ликвацията при кристализацията. Като следствие на ликвацията се явява намалена пластичност на отлетия метал и анизотропия на механичните свойства на проката.

Топлинната деформация на високолегираните топлоустойчиви  сплави  има следните характерни особености:

1)     малка пластичност при всякакви температури

2)     високо съпротивление на деформация, включително и еднофазовата област на твърдия разтвор

3)     малък температурен интервал на деформация, приближаващ се към 80-100оС

4)     висока чувствителност към прегряване.

Характерна особеност на топлоустойчивите сплави се явява високата температура на рекристализация и затова отклонението от режима на деформация  води до появяването на полугорещо състояние, което при последваща термична обработка води до разнозърнистост или до едрозърнистост. Това често се дължи на попадането на метала в областта на критичните степени на деформация.

Втора причина на разнозърнистостта на проката и. се явява наличието на значителна остатъчна химическа микроеднородност, изразена във вид на фигури, напомнящи на дендритите на изходните кристали.

Температурата на рекристализация зависи от легирането и предварителната деформация и термична обработка.Колкото е по-висока степента на легиране, толкова е по-висока температурата на кристализация.

Чувствителността на топлоустойчивите сплави към прегряване се изразява в това че над определена температура пластичността на сплавите катастрофално спада. При това ако в стоманите това е свързано с изгарянето на границите на зърната, в топлоустойчивите сплави прегаряне във вид на дълбоко окисляване по границите на зърната не се наблюдава и природата на намаляването на топлинната пластичност засега не е ясна.

В случаите когато металът се деформира в границите на удовлетворителната пластичност е необходимо да се съблюдават определени условия за степента на еднократно отгряване. Колкото по-голяма е степента на легиране, толкова по-малка е допустимата степен на отгряване при топлинна обработка с налягане. При висока степен на деформация сплавта може да се прегрее локално от отделената топлина при коване и затова горната температура на  нагряване при деформация трябва да се избира с отчитане на следващи степени на отгряване.

Тъй като топлоустойчивите сплави са доста чувствителни към режимите на термична обработка е необходимо да се  поддържа строго температурата и нейното еднородно разпределение по обема на пещта.

Тъй като топлинната обработка на сплавите е свързана с продължително нагряване необходимо е предварително да се определи дълбочината на слоя с променен химически състав за правилния избор на допуска на механичната обработка. За намаляване на допуска на механичната обработка е целесъобразно, термичната обработка да се извършва в пещи със защитна атмосфера. При операции на стареене при температури по-ниски от 750 – 800оС термичната обработка може да бъде проведена в пещи с въздушна атмосфера, а при температури по-високи от 800оС стареенето на незащитените с покритие лопатки трябва да се провежда в защитна среда.

Подобни статии

  • Изработка и монтаж на приспособление с приложение на плазмен кондуктор и инструментален стенд
    При изработката на приспособлението за монтажа на агрегатите за самолети от среден и голям тонаж, се поставят фиксиращи елементи по монтажен еталон. В такива случаи монтажа на приспособлението се прави в системата на инструменталния стенд и плазмения кондуктор. Инструменталния стенд предназначен за ...
  • Полеви транзистори
    Полевите транзистори са активни полупроводникови прибори, чиято работа се основава на управление на електрическото съпротивление на слой от полупроводников материал, посредством напречно електрическо поле. Полупроводниковият слой, чието съпротивление се модулира чрез промяна на сечението му, се нари...
  • Проектиране на осветителни уредби
    Задачата на светлотехническото изчисление на осветителната уредба е да се осигурят необходимите условия за извършване на определен вид зрителна работа чрез определяне на необходимата мощност на светлинните източници. При започване на проектирането се избират следните параметри на осветителната уред...