2 раза ниже в случае стальной подложки.

Это может быть связано с образованием в контактирующей зоне промежуточной фазы, богатой железом, в результате чего растекание замедляется, что подтверждается стабилизацией угла смачивания в интервале 1533—1553 К (рис. 60). Действительно, микроструктурным исследованием и методом микро-рентгеноспектралыюго анализа на установке МАР-2 установлено, что растекание этих сплавов сопровождается интенсивным взаимодействием с материалом подложки, в результате чего закристаллизовавшийся конечный сплав оказывается насыщенным либо титаном, либо железом. Так, при взаимодействии сплавов титана с 20 и 32 % Ре с тугоплавкой подложкой происходит снижение содержания железа в сплавах примерно в 3 раза и наоборот, в такой же степени возрастает его содержание в сплаве с 20 % Ре при растекании по стальной подложке (см. табл. 9). Кроме того, при сплавлении контактирующих материалов происходят изменения не только в переходной зоне, но и в прилегающих к ней областях на расстоянии до 60 мкм. При растекании сплава с 20 % Ре по титановой подложке образуется плавная линия перехода с прослойкой небольшой толщины и микротвердости (см. табл. 9). Этот же сплав растекается по стальной подложке с образованием резко выделяющейся широкой переходной зоны, содержащей 32 % Ре, что соответствует фазовому составу аг + Ч- Т1Ре2, отличающемуся невысокой микротвердостью (см. табл. 9). Однако в ограниченной области переходной зоны и в зоне этого сплава микротвердость повышается до 6500 МПа, что может быть связано с образованием интерметаллической цепочки Т1Ре + Т1Ре2.

Растекание сплава Т1 — 32 % Ре по титановой подложке сопровождается ростом переходной зоны и ее микротвердости (см. табл. 9). При этом значительно (до 2800—5500 МПа) повышается микротвердость в области титана, прилегающей к переходной зоне. Только на расстоянии 60—70 мкм значение микротвердости снижается до 1600 МПа, что соответствует показателю для титана ВТ 1-0. Последнее объясняется диффузией железа в титан, выявленной с помощью микрорентгеноспект-рального анализа, и связанным с этим упрочнением пограничной зоны из-за изменения фазового состава титана.

Рис. 59. Зависимость характеристик растекания от массового содержания железа в сплавах системы титан — железо.

Таким образом, при растекании титаножелезных сплавов по титановой и стальной подложкам фактически образуются участки сварных швов, прилегающих либо к титану, либо к стали со своими характерными зонами, присущими соединению, полученному сваркой плавлением.

Смачивание молибдена алюминием. Смачивание твердых молибдена и ниобия расплавами на основе алюминия исследовали на установке,

Рис. 60. Зависимость угла смачивания сплава титана ВТ1-0 (сплошные кривые) и стали СтЗ (штриховые кривые) от температуры нагрева сплавов системы титан — железо.

позволяющей осуществлять раздельный нагрев твердой и жидкой фаз [160]. Опыты проводили в среде гелия, температуру фиксировали пла-тино-платинородиевой термопарой. В качестве объектов исследования использовали молибден и ниобий после электронно-лучевой плавки, алюминий чистоты 99,98 % и порошки легирующих компонентов:

Таблица 9. Влияние состава подложки и титаножелезного сплава на формирование и свойства сварного соединения

* Перед чертой — исходное содержание, за чертой — после расплавления.

кремния, титана и хрома марки ч.д.а. Для экспериментов готовили навески одинаковой массы (500 мг). При достижении твердой подложкой температуры опыта навеска плавилась и соприкасалась с подложкой, время контакта при заданной температуре составляло 2 мин, после чего каплю фотографировали аппаратом «Зенит-С». Краевые углы измеряли на микроскопе УИМ-21 с точностью 3°.