Для большинства свариваемых пар разнородных металлов или сплавов характерны существенные различия в температуре плав­ления, плотности, коэффициентах теплофизических свойств, осо­бенно в коэффициентах линейного расширения. Отличаются также и кристаллографические характеристики — тип решетки и ее параметры (табл. 113).

Для таких металлов, как титан, ниобий, тантал, молибден, дополнительные трудности возникают в связи с тем, что при нагреве эти металлы активно взаимодействуют с газами атмосферы.

При поглощении газов резко ухудшаются свойства сварных сое­динений. В большинстве случаев при ограниченной взаимной растворимости для основных комбинаций свариваемых металлов чрезвычайно трудно избежать образования стойких интерметалли­ческих фаз, обладающих высокой твердостью и хрупкостью (табл. 114).

Так, в паре Fe — А1 образуются соединения FeAla, Fe2Al5, Fe2Al7, FeAl, которые имеют микротвердость порядка 800— 900 кгс/мм2. Наиболее хрупкая фаза Fe2Al6. В паре А1 — Ni при сварке сталей 18-8 и алюминия образуются интерметаллиды NiAl и NisА], обладающие большой хрупкостью.

Пластичность фазы NiAl может быть увеличена, напри­мер, нагревом и гомогениза­цией фазы при температуре 1150° С 48 ч, либо при темпе­ратуре 1315° С 6 ч, а также за счет измельчения зерна этой фазы при добавке 0,5% Мо. На рис. 167 в качестве примера показаны некоторые типовые прослойки, получающиеся при сварке алюминия со сталью и алюминия с никелем.

В парс Fe — Ті образуются хрупкие фазы FcTi и Fe2Ti, а в паре Ті — Л1 — хрупкие фазы TiAl и TiAlg. Эти фазы представляют собой химические соединения и резко отличаются от соединяемых металлов по всем характеристикам. Напри­мер, фаза FeAlg обладает ромби­ческой решеткой с параметра­ми а = 47,43 А; b = 15,46 А; с = 6,08 А, совершенно отлич­ной от структуры Fe и А1.

В связи с отмеченными осо­бенностями и трудностями свар­ки разнородных металлов и их сплавов успешно сварить удаст­ся отдельные пары металлов способами и приемами, при ко­торых: 1) обеспечивается мини­мальное время контактирова­ния соединяемых металлов в жидком состоянии, что умень­шает размеры прослоек хруп­ких интерметаллидов либо даже предотвращает их возникнове­ние; 2) создается надежная за­щита металла при сварке пла­влением от взаимодействия с окружающим воздухом; 3) пред­отвращается образование хруп­ких интерметаллидов подбо­ром промежуточных однородных или комбинированных из раз­ных металлов вставок, хорошо

сваривающихся с каждым элементом пары, например ванадия, тантала, ниобия, бронзы; 4) подавляется рост интерметаллических хруп­ких фаз легированием метал­ла шва некоторыми компо­нентами. В ряде случаев подавить рост интерметалли­ческих фаз удается легирова­нием металла шва такими компонентами, как кремний, цинк, никель.

Процесс образования прочных связей в сварном соединении можно разбить на две стадии; 1) подгото­вительная стадия — сближе­ние соединяемых металлов на расстояния, при которых может возникнуть междуатомпоо взаимодействие, что достига­ется: а) в процессе смачивания твердой поверхности жидкой фазой; б) за счет совместной пластической деформации двух твердых веществ; в) за счет диффузионных процессов;

2) конечная стадия — образование прочного соединения, когда определяющую роль играют квантовые процессы электронного взаимодействия, приводящие к возникновению либо металличе­ской связи (чистые металлы), либо ковалентной связи (металлы, химические соединения, окислы).

Для первой фазы характерны физическое взаимодействие (этап А на рис. 108) и химическое взаимодействие (этап Б на рис. 168), длительность и условия протекания которых опреде­ляют прочность сварного соединения, а также возможность появ­ления химических соединений.

Протекание в контакте соединяемых элементов процессов электронного взаимодействия указанных типов требует опреде­ленной энергии для активации поверхности. Эта энергия может быть тепловой (термическая активация), механической (механи­ческая активация) или радиационной (радиационная акти­

Это замедление обусловлено тем, что на свободной поверх­ности твердого или жидкого металла атомы оказываются не­уравновешенными из-за отсут­ствия связи (вакуум) или ослаб­ления связи, вызванного дру­гими свойствами окружающей среды. Это приводит к повы­шению энергии поверхности слоя Еп (рис. 169, а) по сравне­нию с энергией Е0, необходимой атому для перемещения впутри тела. Аналогичное явление воз­никает и при сварке разнород­ных металлов, когда из-за быст­рого образования физического контакта жидкого металла с тверділи, более тугоплавким (ста­дия А), па границе фаз образуется пик межфазной энергии Ег (рис. 169, б), так как переход атомной системы в новое состоя­ние осуществляется не мгновенно, а за некоторый конечный промежуток времени. Указанное явление и определяет период ретардации.

Если длительность контактирования жидкого и твердого металлов в разнородном соединении меньше периода ретардации (замедления), вполне возможно получение соединения разнород­ных металлов с ограниченной растворимостью без промежуточ­ных хрупких прослоек. Время ретардации можно рассчитать по формуле

т _ т схр Г е (Ет + Яж) 1

Тр —т0ехр|^ 2кТ J,

где Тр — время ретардации (т. е. время жизни атома перед потен­циальным барьером), с; т0 — время инкубационного периода для пеактивируемого процесса (Ет + Ет = 0), с; є — заряд электрона; ЕТ, Ew — энергии активации диффузии в твердой и жидкой фазах; к — постоянная Больцмана; Т — темпера­тура, К

При сварке нары А1 + Ті, при взаимодействии жидкого алю­миния с твердым нагретым титаном, период ретардации (при котором в соединении отсутствуют хрупкие фазы) составит: при температуре алюминия 700° С 170 с, при температуре алюминия 800° С 9 с, при 900° 1 с. Для пары А] Т Fe при температуре 700° С это время составит 4 с. Указанные расчеты осложнены отсутствием надежных данных о велнчипе необходимой энергии активации поверхности для различных металлов.

Практическое осуществление сварки без хрупких фаз во мно­гих случаях затруднено темл что в реальных сварных соедине-
пнях площади контакта велики и сам коитакт происходит не по всей поверхности одновременно, в результате чего, если исхо­дить только из так называемого периода ретардации и стремле­ния избежать хрупких фаз, практически можно получить соеди­нение с «разрывным» контактом, т. е. имеющим связи только в отдельных местах. Прочность такого соединения может быть совершенно неудовлетворительной. Поэтому в ряде случаев, особенно при крупногабаритных деталях, приходится выбирать время контактирования, когда заведомо образуется плотный и равномерный слой интерметаллидов, осуществляющий достаточно надежную связь соединяемых металлов, но с пониженным уров­нем прочности.

Наиболее тонкое регулирование нагрева более тугоплавкого металла свариваемой пары и степени нагрева легкоплавкого металла достигается только при использовании пагрева незави­симым источником: плазменной струей и дугой косвенного дей­ствия (наплавкой независимой дугой).

Для осуществления быстрого и равномерного контакта сва­риваемых жидкого легкоплавкого металла и нагретого тугоплав­кого металла важное значение имеет состояние поверхности пос­леднего. Невозможно получить соединение, если поверхность тугоплавкого металла загрязнена, окислена и т. ц. Предохраняет поверхность от окисления при нагреве, уменьшает энергию акти­вации, улучшает смачиваемость и стабилизирует контакт между жидким легкоплавким металлом и нагретой поверхностью пред­варительное покрытие этой поверхности поверхностно активным слоем.

При сварке стали и алюминия могут быть применены покры - тия: цинковое толщиной 30—50 мкм, наносимое гальваническим путем либо горячим цинкованием; алюминиевое из чистого алю­миния толщиной 0,1—0,2 мм, наносимое алитированием; комби­нированное медно-цинковое; комбинированное шшель-цинковое.

Важное значение для регулирования толщины соединитель­ных прослоек, имеющих в своем составе пнтермсталлиды, и регу­лирования прочности всего соединения имеет способ, связанный с легированием металла шва некоторыми элементами. Эффектив­ность этого способа показана для сварных соединений из алюми­ниевых сплавов АМц и АМгб и оцинкованной стали.

Так, при введении через присадочную проволоку легирующих элементов толщина прослойки интерметаллидов в соединитель­ном слое составила: при 1 % Si 18—20 мкм, при 4—5% SL 3—5 мкм; при 1% Си 28—30 мкм, при 2,5% Си 10—12 мкм; введение 1—3% Ni не изменило толщину прослойки, которая составляла 16 — 22 мкм; яря 2% Zn 28—30 мкм, при 7% Zn 10—12 мкм; при даль­нейшем увеличении содержания цинка толщина прослойки ра­стет, а ее прочность резко падает Зависимость прочности свар­ного соединения от толщины интерметаллической прослойки показана па рис. 170.

Рис 170. Влияние па проч­ность сварного соединения стали и алюминия:

о — толщины б и нтср метал ли д ной прослойки; б — угла а раз­делки кромки стальной детали; <? — толщины интерметаллидпой прослойки и скорости сварки

Практически регулировать длительность нагрева и контак­тирования свариваемых металлов можно смещением источника теплоты на один из элементов, обычно легкоплавкий (см. рис. 171, б) применением теплоотводов II т. и.

С точки зрения надежной защиты металлов от действия окру­жающего воздуха наиболее универсальным для многих металлов оказался способ аргонодуговой сварки, но для таких металлов, как титан, ниобий, тантал, молибден, наилучшие условия обес­печивает сварка в вакууме электронным лучом.