![](/user_photo/_userpic.png)
Свариваемость материалов
..pdfСварочные материалы на никелевой основе должны приме няться для сварки между собой стали X группы со сплавами XIII группы. Если зона соединения нагрета в рабочих условиях ниже 500 °С, то термическая обработка может не произво диться.
Г л а в а 33. РАЗНОРОДНЫЕ МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ (Гирш В. И.)
33.1. Общие проблемы сварки и возможные пути решения
Особенности сварки разнородных материалов и вызываемые при этом трудности связаны в большинстве случаев с сущест венным различием физических и химических свойств соединяе мых материалов. К числу таких особенностей необходимо от нести следующие:
резкое различие в химическом составе материалов. Это приводит во многих случаях к появлению новых нежелатель ных с позиций формирования эксплуатационных свойств соеди нения фаз, изменению свойств металла в околошовной зоне и изменениям в структуре в результате диффузии компонентов парного металла;
различие в теплофизических свойствах (температуре плав ления, теплопроводности, теплоемкости, коэффициента терми ческого расширения), что ведет к асимметрии теплового поля, возникновению остаточных напряжений и деформаций;
несовпадение диапазонов сварочных температур одного ма териала с допускаемой температурой, при которой не проис ходит ухудшения характеристик другого металла;
отличие в природе оксидов, их химической стойкости, тем пературах плавления, способности к растворению в основном металле, защитных свойствах и т. п.;
различия электрических и магнитных свойств материалов; неодинаковая способность растворять газы; несовпадение диапазонов режимов термической обработки,
требуемой в ряде случаев для снятия остаточных напряжений. На свариваемость разнородных материалов определяющее влияние оказывает их физико-химическая совместимость, про являющаяся в способности образовывать между собой твердые растворы и химические соединения (интерметаллиды). Для двойных металлических систем Юм-Розери сформулировал об щие правила, определяющие растворимость в твердом состоя нии, образование и стабильность промежуточных фаз. Со
гласно этим правилам:
растворимость в твердом состоянии ограничена, если раз личия в размерах атомов компонентов, участвующих в образо
вании сплава, превышают 14—15%. При превышении значений атомного диаметра растворяемого элемента указанного пре дела растворимость в твердом состоянии будет уменьшаться пропорционально увеличению разницы в атомных диаметрах взаимодействующих элементов, т. е. размерный фактор явля ется неблагополучным. При малом различии (менее 14—15%) размерный фактор имеет второстепенное значение и на раство римость в твердом состоянии влияют другие факторы;
для многих металлических систем устойчивость фаз и рас творимость в твердом состоянии связаны с электронной кон центрацией (число всех валентных электронов, приходящихся •на элементарную ячейку при условии, что все узлы в кристал лической решетке заняты, или число валентных электронов к числу атомов, т. е. как величина е/а) ;
взаимная растворимость двух элементов в твердом состоя
нии связана с их валентностью — растворимость |
в элементе |
с меньшей валентностью оказывается больше, чем |
в элементе |
с большей валентностью (эффект относительной валентности). Этот эффект не является общим правилом. При сплавлении компонентов с высокой валентностью нельзя предсказать, на основе какого из них будет образовываться более широкая об ласть твердых растворов.
Указанное правило, сформулированное Юм-Розери, легло в основу методики анализа возможности образования твердых растворов, предложенной Л. Даркеном и Г. Гури, в основу ко торой положено построение эллипсов растворимости (диа граммы растворимости) [1]. Методика предполагает графиче ское изображение зависимости максимальной растворимости в твердом состоянии различных легирующих элементов от атом ного радиуса и электроотрицательности. Электроотрицатель ность— количественная характеристика способности атомов химического элемента поляризовать образуемые им ковалент ные связи. Электроотрицательность (х) характеризуют срод ство атома металла к электрону и является функцией элек тронного состояния:
где п — число валентных электронов; г — радиус атома. Диаграмма растворимости строится в координатах электро
отрицательность— атомный радиус. Оценка растворимости оп ределяется по сопоставлению взаимного расположения вспомо гательных эллипсов, построенных для конкретных элементов, Участвующих в образовании шва.
На рис. 33.1 приведены эллипсы растворимости для берил лия и меди. На диаграмме координаты меди и бериллия ле жат за пределами соответствующих больших эллипсов, но
большой эллипс каждого из этих металлов пересекает площадь малого эллипса другого металла. Этот факт позволяет сделать предположение, что в двойной системе этих металлов воз можно существование интерметаллических соединений, обла стей твердых растворов какого-либо из компонентов в другом металле наряду с возможным образованием зон твердых рас творов, интерметаллидов. Экспериментально подтверждено также
наличие |
всистеме |
Си — Be |
твердого |
раствора |
бериллия |
|||||||||
в меди (a-фаза), у-фаза (СиВе), |
СиВе2, СиВе3 |
(6-фаза), твер |
||||||||||||
дый раствор в меди в бериллии (е-фаза). |
|
|
целесообразно |
|||||||||||
|
|
|
Подобный |
|
анализ |
|||||||||
|
|
|
проводить |
при |
отсутствии |
диаграммы |
||||||||
|
|
|
состояния |
или |
при поиске |
материала |
||||||||
|
|
|
для промежуточных слоев в сварном |
|||||||||||
|
|
|
соединении |
|
разнородных |
металлов. |
||||||||
|
|
|
В остальных случаях анализ диаграмм |
|||||||||||
|
|
|
состояния более целесообразен, так как |
|||||||||||
|
|
|
дает |
больший |
объем |
информации. |
|
|||||||
|
|
|
Металлургическая |
|
совместимость |
|||||||||
|
|
|
оценивается, |
как |
правило, |
на |
основе |
|||||||
|
|
|
анализа |
двойных |
диаграмм |
состояния |
||||||||
|
|
|
для компонентов, входящих в сваривае |
|||||||||||
|
|
|
мый |
материал. Возможность того, что |
||||||||||
08 |
1,0 |
1,1 1fy 1,6 0 |
в реальных |
условиях |
процесса |
сварки |
||||||||
Атомный радиус А |
успеют |
реализоваться |
|
закономерности, |
||||||||||
Рис. 33.1. |
Эллипсы раство |
следующие |
|
из |
равновесных |
диаграмм |
||||||||
римости меди |
и бериллия |
состояния, |
зависит |
в |
определенной |
сте |
||||||||
|
|
|
пени |
от |
способа и режима сварки. |
Ос |
новные методы сварки по мере их ухода от условий, соответ ствующих условиям построения диаграмм, можно расположить в следующем порядке: шлаковые, газовые, дуговая, плазмен ная, электронно-лучевая, лазером, контактная точечная и шов ная, пайка, контактная стыковая, высокочастотная, трением, ультразвуком, диффузионная, взрывом, магнитно-импульсная холодная. Последовательность их расположения носит в оп ределенной степени условный характер, так как при одном и том же методе, но при разных режимах можно иметь сильно различающиеся картины металлургического взаимодействия.
32.2. Сварка стали с металлами
исплавами других групп
33.2.1.Сварка стали с алюминием
иалюминиевыми сплавами
Алюминий с железом способен давать твердые растворы, интерметаллидные соединения (Fe2AU—62,93 % Al; Fe2Al5 54,71 % Al; FeAl2 — 49,13% Al; FeAl — 32,57% Al и др.) и эв
тектику (Al + FeAl3, 7\u,= 654 °C, содержание железа в металле 1,8%). Растворимость железа в твердом состоянии ограничи вается 0,053 % при эвтектической температуре. Растворимость алюминия в железе порядка 32%. т. е. в 600 раз выше. При затвердевании в структуре сплавов алюминия и железа выпа дают кристаллы соединения FeAls (59,18 %).
Для условий сварки характерно появление FeAl3 и Fe2Ab. Они обладают низким пределом временного сопротивления (15—17 МПа). Твердость Fe2AU, FeAl3 и FeAl2 лежит в диа пазоне ри = 9600—11500 МПа. С увеличением содержания же
леза |
и |
с |
повышением |
температуры |
твердость |
снижается. |
Для |
Fe3Al р„ = 2700 МПа. |
Разупрочнение FeAl3 и Fe2Al5 начи |
||||
нается |
при |
температуре |
0,45 Тпл. Для Fe2Al5 |
характерно |
||
аномально |
высокое значение удельного |
электрического сопро |
тивления.
Интерметаллиды химически стойки. Последующая термиче ская обработка соединений может привести только к росту протяженности зоны интерметаллидов. В соединении имеют место три характерных участка: железо (сталь)— интерметаллидная зона — алюминий (алюминиевый сплав). Механические свойства соединений зависят от промежуточной зоны — ее со става. количества интерметаллидов, их формы, протяженности, характера расположения и сплошности.
На алюминии образуется химически стойкая тугоплавкая окисная пленка (А120 3 имеет 7’Пл = 2047 °С), что при сварке плавлением может привести к дефекту в виде включений этой пленки в металл шва. Использование флюсов не дает положи тельных результатов: флюсы для сварки алюминия легко плавки, жидкотекучи, плохо смачивают стали; флюсы для стали активно реагируют с расплавленным алюминием.
Характер диффузионных процессов при сварке в твердой фазе алюминия с железом и сталью на начальной стадии вза имодействия и в дальнейшем отличается. Показано, что в на чальный период имеет место диффузия железа в алюминий. В результате в пограничной зоне образуется слой из смеси фаз FeAl3+Fe2Al5 . В дальнейшем при температуре, соответствую щей рекристаллизации стали, наблюдается интенсивная диф фузия алюминия в сталь [3, 8]. Скорость этого процесса зави сит от химического состава материала контактирующих заго товок и условий нагрева. Для твердофазного взаимодействия при определенных температурно-временных условиях сварки может отсутствовать сплошной фронт интерметаллидов.
Реакционная диффузия в системе алюминий — железо на блюдается при температуре >400 °С. Рост интерметаллидного слоя подчиняется параболическому закону: у2 = 2k\xy где k\ — величина, пропорциональная коэффициенту диффузии алюми ния через слой.
Легирование материалов алюминиевой заготовки Si, Мп и другими элементами, а стали —V, Ti, Si и Nj ведет к повыше нию энергии активации реакционной диффузии, pix влияние связано с затруднением образования зародышей и промежу
точной фазе. Противоположное влияние отзывает |
с и Мп |
в стали. Повышенное содержание в определенных |
пределах |
в стали свободного кислорода и азота ведет к росту темпера туры начала образования интерметаллидов. Возникновение ин терметалл идного слоя для каждой температуры начинается после некоторого критического времени, т- е. имеет место ла тентный период (то), по прошествии которого идет интенсив ное образование интерметаллидов. Его зависимости от темпе ратуры имеет вид [8]
т0 = 6,0-10-13 ехр (192,3/ДГ).
При ведении процесса в твердо-жидком состоянии (с рас плавлением алюминия) со стороны железа (стали) образуется ЕегАЦ, а со стороны алюминия — FeAl3.
При сварке хромоникелевых нержавеющих сталей с алю миниевыми сплавами интерметаллидная прослойка имеет бо лее сложный характер и в ее образовании участвует Сг и Ni.
Биметаллическое соединение имеет удовлетворительные ме ханические свойства лишь до образования сплошного слоя интерметаллидной фазы. Работоспособность соединения сохраня ется при определенном температурно-временном воздействии. Верхний температурный порог для биметаллических изделий из рассматриваемого сочетания материалов составляет 500— 520 °С.
Основными путями получения работоспособного соединения алюминиевых сплавов со сталями являются следующие:
ограничение протяженности слоя интерметаллидных про слоек. Высокая прочность может быть получена при ширине зоны с 10 мкм;
легирование алюминия элементами, сдерживающими обра зование промежуточной фазы, прежде всего кремнием, а также применение стали с низким содержанием углерода и марганца, что позволяет поднять температуру образования интерметал лидов на 40—60 °С выше температуры рекристаллизации стали. Этот путь может быть с успехом использован при сварке в твердой фазе.
Различия в пластических свойствах и твердости позволяют успешно применять для рассматриваемого сочетания материа лов клинно-прессовую сварку при изготовлении биметалличе ских стержней, трубчатых переходников и т. п. Температура нагрева стальной заготовки, имеющей в продольном сечении форму клина, до 500—600 °С. Предусматривают меры по за щите стали от окисления. Высокие механические свойства со
единения получаются при использовании покрытий из цинка на поверхности клина.
Диффузионная сварка ведется при температуре 425—495 °С (время до 10 мин, сварочное давление 210—310 Па). Поверх ность заготовки из стали покрывается слоем Ni и W. Послед ний с алюминием способен образовывать эвтектику. При этом температура сварки должна быть ниже температуры образо вания эвтектики.
Ультразвуковая сварка позволяет получать нахлесточные, точечные и шовные соединения на тонких заготовках. Колеба ния подаются со стороны алюминия. Толщина алюминия огра ничивается величиной порядка 1,0—1,25 мм.
Сварка трением позволяет получать высокого качества со единения, равнопрочные алюминиевому сплаву в отожженном состоянии. В процессе сварки температура в стыке быстро до стигает своего максимума и затем стабилизируется. При сварке аустенитной стали 12Х18Н10Т с АД1 продолжитель ность латентного периода для температуры 660 °С, что близко к развиваемой в стыке, составляет 100—120 с. Продолжитель ность сварки ~ 10 с. Поэтому интерметаллидная фаза не успе вает образоваться в сколько-нибудь значительных количествах. С другой стороны, непрерывно идущая осадка (главным об разом за счет алюминия) способствует получению чистого от интерметаллидов шва (суммарная осадка ~14 мм).
При наличии в алюминиевом сплаве магния продолжитель ность латентного периода резко сокращается. Поэтому алюми ниевые магниевосодержащие сплавы сваривают на режимах, обеспечивающих температуру в стыке не выше 500 °С.
Сварка взрывом таких материалов требует применения барьерного слоя, который наносится на стальную заготовку. Этим способом получают слоистые листы и ленты.
Широкое применение получила сварка прокаткой, которая позволяет регламентировать температуры нагрева зоны соеди нения. Таким способом в промышленных масштабах сварива ется 12Х18Н10Т + АМг6; армко-железо+АМг5 и другие соче тания.
При сварке плавлением и сварко-пайке процессы зарожде ния и роста интерметаллидной прослойки идут значительно интенсивнее. При формировании соединения существенным яв ляется смачивание твердой стали алюминием. Для улучшения смачивания и тем самым сокращения времени контакта рас плава со сталью прибегают к легированию шва и нанесению покрытий на поверхность стальной заготовки (цинковое, цин ко-никелевое— как наиболее технологичное и недорогое). После смачивания идет процесс растворения железа в жидком алюминии. Установлено, что образующаяся в процессе раство рения фаза ИегАи может переходить в расплав в виде кристал
лов и растворяться. Причем скорость роста промежуточного слоя больше скорости растворения, что делает невозможным получение соединения без интерметаллидных прослоек. Сниже ния отрицательного действия этого фактора можно добиться увеличением объема расплава алюминия (предварительная разделка кромки), оптимизацией режима с целью ограничения температуры расплава, легированием ванны через присадочный материал элементами, влияющими на скорость роста и состав
интерметаллидной |
прослойки. |
Введение в шов Si (4—5% ), |
Zn (6,5—7% ), Ni |
(3—3,5%) |
позволяет уменьшить толщину |
интерметаллидного слоя и получать соединения с прочностью на уровне 300—320 МПа.
С учетом отмеченных особенностей в практике нашли при менение два варианта технологии соединений методами плав ления алюминия со сталью: 1) сварка-пайка с предваритель ным нанесением на стальную кромку покрытия с использова нием аргонодуговых аппаратов с неплавящимся электродом и 2) автоматическая дуговая сварка плавящимся электродом по слою флюса АН-А1. Покрытия (цинковые, алюминиевые) имеют толщину 30—40 мкм и наносятся гальваническим спо собом или алитированием. При сварке необходимо вести дугу по кромке алюминиевого листа на расстоянии 1—2 мкм от ли нии стыка и соблюдать определенную скорость (при малых скоростях наблюдается перегрев и выгорание покрытий, при больших — несплавления).
При сварке под флюсом роль флюса сводится к улучшению смачиваемости и торможению образования интерметаллидов. Необходимо не допускать прямого воздействия дуги на кромку стали, а разделку кромки на стали делать возможно ближе к очертанию профиля ванны. Таким способом сваривают тол щины 15—30 мм.
33.2.2. Сварка стали с медью и медными сплавами
При нормальной температуре сплавы железа с медью пред ставляют собой твердые растворы железа в меди (е-фаза, со держание Fec0,2% ), меди в а-железе (<0,3% Си) и смеси этих растворов (а + е). Растворимость меди в a-железе меньше, чем.в у-железе. При 20 °С при равновесных условиях в а-же лезе растворяется менее 0,3 % Си. При 850 °С максимальная растворимость меди в б-, у- и a-железе составляет соответст венно 6,5; 8 и 1,4%. Растворимость железа в меди уменьша ется с понижением температуры с 4 % при 1094 °С до 0,4 % при 750 °С, при 650 °С падает до 0,2 % и с дальнейшим сни жением температуры изменяется незначительно.
Введение углерода в железомедные сплавы несколько сни жает растворимость меди. Марганец и кремний улучшают рас
творимость. Марганец расширяет область у-твердого раствора, в котором медь растворяется интенсивнее.
физико-химические свойства Си и Fe близки (строение кри сталлической решетки, атомные радиусы и т. д.), что дает воз можность получения непосредственного соединения меди (мед ных сплавов) с железом (сталью). Осложняющим фактором является различие в температурах плавления, сильная разница в теплопроводности и теплоемкости, высокая сродство меди к кислороду, ее высокая жидкотекучесть, склонность к порис тости, появление эвтектики Си + СигО, охрупчивающей металл.
Типичным дефектом, сопровождающим сварку стали с медью (медными сплавами), наплавку, пайку сталей медь содержащими припоями, т. е. процессы, в которых имеет место контакт стали с жидкой медью, является межкристаллитное проникновение меди в сталь (МКП). Дефект представляет со бой трещины в виде «клиньев», заполненных медью, часто охватывающей группу зерен. Его глубина от 0,01 до 40 мм. Ло кализация в районе действия напряжения растяжения, у кон центраторов напряжений. Частота появления дефекта от еди ниц до десятков на одном квадратном сантиметре. Дефект су щественно снижает механические свойства стали (оод, ов, а_ь 6) и особенно пластические. Трудно или вовсе невозможно об наружить его неразрушающими методами контроля. Избежать появления дефекта для многих марок сталей без применения специальных методов не удается. Механизм МКП объясняется на основе представлений об адсорбционном понижении прочно сти, межзеренной коррозии и диффузии под напряжением, рас клеивающего действия жидкой меди. Исследования [4] пока зали общность условий образования МКП меди в сталь и горя чих трещин (ГТ) в стали.
Все пути и приемы, способствующие предотвращению появ ления ГТ в стали, способствуют и предотвращению МКП меди.
Сокращение времени контакта жидкой меди со сталью, ве дение процесса в твердой фазе при возможно более низкой температуре, легирование металла шва элементами, повышаю щими стойкость ГТ, применение барьерных подслоек и подста вок, повышение содержания ферритной фазы в стали способст вуют предотвращению появления этого дефекта.
Сварка трением дает сварные соединения с прочностью на уровне основного материала в отожженном состоянии. Нет МКП меди в сталь, что связано со спецификой процесса: мак симальные температуры развиваются на соединяемых поверх ностях и обычно составляют 700—800 °С (ниже температуры плавления более легкоплавкого металла).
Сварка взрывом дает соединение высокой прочности. Появ ления пор и микротрещин в зоне сварки крайне редки. Поверх ность контакта имеет чаще всего типичные для сварки взры-
вом волнообразный характер. Вблизи границы имеет место на клеп, а на стороне стали возможно появление в узкой зоне закалочных структур вследствие высокой скорости охлажде ния. Толщина плакирующего слоя (медный сплав) обычно 4—10 мм. Отжиг при температуре 700—900 °С сваренных би металлических листов приводит к росту пластических свойств, некоторому снижению предела прочности и уменьшению ани зотропии свойств по площади листа. Метод применяется для получения слоистых листов и лент.
Сваркой прокаткой применяется для получения биметалли ческих листов и лент сталь + медь, сталь + латунь, сталь + мо нель-металл и других сочетаний. В большинстве случаев со единение равнопрочно основному металлу. В результате терми ческой обработки (нормализация при 750 °С в течение 30 мин) биметалла сталь — медь в углеродистой стали наблюдается скопление углерода непосредственно у медного слоя, а вблизи
еенаходится зона, обедненная углеродом.
Диффузионная сварка позволяет получать сварные соеди
нения медных сплавов со сталями на большой номенклатуре пар (БрОЦСб—5—5+сталь 20ХНР, бронза БрОЦЮ—10+ +сталь 10, бронза БрОЦ8—12+сталь 12ХНЗА, бронза БрХ0,8+сталь Э, латунь Л59 + сталь, константан+ 12Х18Н10Т, бронза БрАЖМЦЮ-З—1,5+ сталь ЗОХГСА, медь М1 + армкожелезо и т. д.).
Температура сварки зависит от состава медного сплава и лежит в диапазоне 700—1000 °С. Сварка меди МБ, МОБ, Ml с армко-железом ведется при 7=1000 °С. Этот температурный режим при соединении БрОСНЮ-2-3 со сталью 40Х вследст вие наличия в сплаве свинца приведет к оплавлению поверхно сти уже при температуре 760—780 °С. В таких случаях целе
сообразна |
предварительная наварка |
на сталь |
медной |
про |
|||||
кладки |
малой |
толщины (порядка 1 |
мм) |
при |
температуре |
||||
900 °С, |
а |
затем |
сваркой |
получают |
заготовки с бронзой |
||||
БрОСН 10-2-3 |
при |
7 = 750 °С. |
Сварка |
стали |
с |
медной |
про |
кладкой при предварительном нанесении на медь слоя никеля (200 мкм) повышает качество соединения и позволяет произ водить закалку стали. К применению прослойки никеля прибе гают тогда, когда необходимо добиться повышения прочности соединения.
Контактная сварка ведется с применением подкладок под
электрод, обеспечивающих интенсификацию |
тепловыделения |
в зоне сварки и высокие градиенты температур |
(например, ли |
стовой молибден толщиной 0,6 мм со стороны медного сплава при сварке стали 10 с латунью Л63).
Возможна ультразвуковая сварка деталей малых толщин. Колебания подводятся со стороны меди.
Сварка плавлением выполняется различными методами —
ручная электродуговая плавящимся и неплавящимся электро дами, полуавтоматическая и автоматическая сварка под флю сом и в среде аргона, электронно-лучевая, газопламенная
и др.
Для получения качественных соединений используются раз личные приемы: процесс ведут с преимущественным плавле нием медного сплава (смещение пятна нагрева на м’ёдь), используют концентрированный источник тепла, применяет на плавки и проставки из материалов, не склонных к образова
нию трещин и т. п. |
|
|
|
|
||||
При |
изготовлении из |
|
|
|||||
делий |
из |
листового |
би |
|
|
|||
металла, |
|
получаемого |
|
|
||||
сваркой |
взрывом |
и |
про |
|
|
|||
каткой, |
соединения |
вы |
|
|
||||
полняются |
если |
послойно. |
|
|
||||
В случае, |
глубина |
|
|
|||||
ванны |
превосходит |
тол- |
|
|
||||
щину |
свариваемого слоя, |
|
|
|||||
возможен |
переход |
и |
меди |
|
|
|||
в стальной |
шов |
ста |
|
|
||||
ли— в |
медный. |
В |
ме |
|
|
|||
стах |
расплава |
контакта |
|
|
||||
меди |
со |
сталью |
может |
|
|
|||
иметь |
место МКП |
меди. |
Рнс. 33.2. Варианты конструктивного оформления |
|||||
Все это |
ведет |
к |
ухуд |
соединения |
при сварке биметалла медь—сталь; |
|||
1 — стальной |
слой; 2 — медный слой; 3 — про |
|||||||
шению |
и |
механических |
ставка; 4 — накладка,; 5 — наплавка; 6 — подслой |
|||||
свойств |
коррозионной |
|
|
стойкости биметалла. Для предотвращения этих нежелательных явлений прибегают к использованию специальной конструкции сварного соединения (рис. 33.2).
При сварке биметалла и его использовании в качестве про ставки в результате нагрева в зоне перехода сталь — медь мо жет иметь место снижение прочности. Термическая обработка
такого |
материала |
показала, что кратковременный нагрев до |
5 мин |
вплоть до |
950 °С и длительный до температуры 250 °С |
не оказывают существенного влияния на механические свой ства биметалла. Это необходимо учитывать при выборе разме ров проставки.
33.2.3. Сварка стали с титановыми сплавами
Титан с железом образует систему ограниченной растворимо сти с эвтектоидным распадом p-фазы'. Предел растворимости титана в железе снижается от 12% при 1200 °С до 4% при 300 °С. Растворимость железа в а-титане составляет 0,5 и 0,05—0,1 % соответственно при 615 и 20 °С. Титан и железо