после длительных (1990—5140 ч) выдержек при предельно допустимой для данного металла шва температуре.

Как известно, важным требованием, предъявляемым к металлу, который используется в конструкциях, эксплуатируемых при высоких температурах, является стабильность его структуры и свойств. Требование это обусловлено тем, что во многих металлах при неблагоприятном составе вследствие длительного воздействия высокой температуры происходит изменение структуры, в результате

чего металл теряет присущие ему механические свойства. В углеродистых и легированных перлитных сталях при этом происходит сфероидизация цементита и коагуляция карбидных выделений, что приводит к охрупчиванию металла. В сталях и сплавах аустенитного класса нагрев до температур, при которых эксплуатируются комбинированные конструкции (350—600° С), может вызвать выпадение и коагуляцию вторичных карбидов, а также появление интерметаллидных фаз, таких как о-фаза, х-фаза, фазы Лавеса типа Ме2 • Меч (например Fe2W или Fe2Mo), \'-$азы (Ni3Al, Ni3Ti и др.).

Нагрев аустенитных сталей с двухфазной (аустенитно-феррит-ной) структурой в указанном интервале температур настолько их охрупчивает, что такие стали не следует применять в конструкциях, работающих при этих температурах, особенно, если они содержат

более 5—8% феррита. При кратковременном нагреве этих сталей появляется так называемая «475-градусная хрупкость». В случае длительного нагрева происходит перерождение 6-феррита в сг-фазу.

В аустенитных сталях и сплавах из интерметаллидных фаз, которые весьма сильно охрупчивают металл, наиболее легко и часто образуется с-фаза. В настоящее время имеются данные, свидетельствующие о том, что эта хрупкая структурная составляющая образуется не только из феррита вследствие превращения б(а) ■— о, но и непосредственно из аустенита по схеме V -»■ °- Иными словами, сейчас принято считать, что к образованию о-фазы при нагреве склонны не только двухфазные, но и чисто аустенитные стали.

Образование о-фазы возможно даже в сплавах на никелевой основе [104]. О возможности появления о-фазы предложено судить по числу вакансий электронов, которое подсчитывается по формуле:

Л/„ = 4,66 (атомн. % Сг + -г-агомн. % Мо)-|-1,71 (атомн.% Со) + 0,61 (атомн. % №).

Предполагается, что о-фаза появляется в том случае, если Ыи больше 2,32. Более точно оценить склонность аустенитного металла к появлению а-фазы — позволяет исследование микроструктуры после длительного нагрева в интервале температур 650—875° С. В чисто аустенитном металле наиболее интенсивно эга фаза образуется при температурах 800—875°С [721. В металле, склонном к сигматизации, она появляется после 100 ч выдержки при таких температурах. Этим и объясняется тот факт, что для ускоренной оценки склонности исследуемого металла^к сигматизации используется нагрев его в течение 100 ч при 800° С .

В металле шва, выполненного проволоками ЭП622, ЭП673 и ЭП606, не появляется о-фаза. После выдержки 100 ч при 800° С в междендритных участках обнаруживаются лишь незначительные выделения карбидов (рис. 78), количество которых в металле шва, выполненном проволокой ЭП673, несколько больше, чем в шве, получаемом при сварке проволокой ЭП622. В структуре металла шва, выполненного проволокой ЭП606, карбидные выделения имеют вид отдельных скоплений.

Что касается стабильности свойств, то в металлах, предназначенных для работы в условиях высоких температур, она оценивается прежде всего по падению ударной вязкости после длительной выдержки при рабочей температуре. В табл. 16 приведены средние результаты испытаний на ударную вязкость металла шва, полученного при сварке проволоками ЭП622, ЭП673 и ЭП606 в состоянии

рис "78. Микроструктура металла

ттт? внПОЛНеННОГО ПрОВОЛОКОИ 31 ЮОО,

Геле выдержки в течение 100 ч при 800°С, Х900.