Справочник по пайке

рой из указанных фаз обусловлено ее выделе­ нием на поверхности паяемого металла в виде прикристаллизованных слоев, что и подтвер­ ждается микрорентгеноспектральным анализом образцов, паянных при температуре 1350 °С (рис. 7). На кривой распределения отчетливо видна остановка, соответствующая слою твер­ дого раствора на основе железа (11 % меди).

В соответствии с диаграммой состояния уменьшение растворимости железа в жидкой меди при охлаждении приводит к выделению фазы, богатой железом. Последняя в условиях образования растворно-диффузионного спая выделяется в виде эпитаксиального слоя на границе с паяемым металлом.

При пайке железа медью с разными зазо­ рами структура, формирующаяся при затверде­ вании расплава, оказывается при прочих рав­ ных условиях различной в малых и больших зазорах. В широких зазорах (0,5 2 мм) кри­ сталлизация происходит с образованием разви­ той дендритной структуры и имеет характер объемного затвердевания. Содержание железа в осях дендритов достигает 4 %, а на перифе­ рии падает до 2 2,5 % (массовые доли). Смена форм затвердевания с изменением раз­ мера зазора вызывается изменением условий кристаллизации. Согласно существующим представлениям тип кристаллизации сплавов определяется градиентом температуры распла­ ва, а также величиной и протяженностью об­ ласти концентрационного переохлаждения вблизи фронта кристаллизации. При прочих равных условиях уменьшение зазора, а следо­ вательно, слоя кристаллизующейся жидкости, начиная с определенного момента, приводит к таким изменениям указанных факторов, что дендритная форма кристаллов постепенно ус­ тупает место ячеистой, а последняя - преобла­ дающему росту кристаллов с гладкой поверх­ ностью. Окончательная кристаллическая струк­ тура металла шва не соответствует первона­ чальным формам роста кристаллов. Новые границы зерен в шве пересекают в произволь­ ных направлениях дендритные и ячеистые кри­ сталлы. При больших зазорах имеются участ­ ки, где «вторичные» границы совпадают с по­ граничными зонами первичных дендритов. При малых зазорах структура шва по ширине представляет собой один слой зерен. Возник­ новение вторичной структуры в литых сплавах связывается с образованием при кристаллиза­ ции большого числа дефектов (дислокаций и вакансий), способных перемещаться и группи­

роваться в определенных участках затверде­ вающего металла.

Уменьшение зазора и, следовательно, ко­ личества затвердевающего металла, в конеч­ ном счете, приводит к образованию плоских границ зерен при пайке как однокомпонентны­ ми, так и многокомпонентными припоями.

С уменьшением зазора под пайку от 2 до 0,3 мм предел прочности соединений встык при пайке железа медью возрастает с 255 МПа, что выше предела прочности припоя в исход­ ном состоянии, до 338 МПа, что соответствует пределу прочности железа. При зазоре 0,3 мм медная прослойка оказывается равнопрочной с паяемым металлом. Дальнейшее уменьшение зазора приводит к тому, что шов оказывается прочнее основного металла. При механических испытаниях разрушение образцов происходит по паяемому металлу и прочность стыковых соединений, выполненных с зазором 0,15 мм и менее, перестает зависеть от толщины медной прослойки.

Поскольку состав зоны сплавления зави­ сит от зазора под пайку и с уменьшением зазо­ ра содержание паяемого металла в зоне сплав­ ления возрастает, то наблюдаемая зависимость прочности паяного соединения от размера за­ зора может быть объяснена различной прочно­ стью образующегося в шве сплава, изменением структуры шва с уменьшением зазора и «кон­ тактным упрочнением».

Эффективность «контактного упрочне­ ния» в случае стыкового соединения стержней возрастает с уменьшением отношения ширины шва (толщины мягкой прослойки) к диаметру стержня. В результате нормальные напряжения в прослойке могут значительно превысить пре­ дел прочности ее материала, определенный при свободной деформации. Для вязкого разруше­ ния соединения по мягкой прослойке получена

Си (массовые доли), %

1¥

\

20 4\

16 31

11

8

<ь

оW го зо м 50 бомкн

Рис. 7. Распределение меди в зоне спая при пайке стали 03-ВД

зависимость прочности соединения от механи­ ческих свойств материала прослойки и ее раз­ меров:

О, =о” |и-[зл/Зае (1 + е„)3/2]"‘},

где оЦ*, ев - соответственно предел прочности

и относительное удлинение материала про­ слойки в исходном состоянии; as - отношение ширины шва (толщины прослойки) к диаметру стержня.

При образовании спаев взаимодействие на границе паяемый металл - расплав припоя может приводить к возникновению общих зе­ рен. Такой тип кристаллизации связан с проис­ ходящим при пайке оплавлением зерен паяемо­ го металла в диффузионной зоне, насыщенной компонентами припоя. Такой вид спая харак­ терен для пайки железа бериллием (рис. 8).

Замер микротвердости в этом случае по­ казал, что, если с увеличением выдержки при температуре пайки твердость паяемого металла снижается, твердость в шве возрастает, причем наибольшая твердость наблюдается в цен­ тральной его части (рис. 9). Последнее связано с образованием интерметаллидов в зоне шва, более богатых бериллием.

Согласно исследованиям поверхностных слоев стали 03-ВД и сталей, насыщаемых при температурах 1000 1150 °С бериллием, диффузия бериллия в сталь начинает заметно идти при 800 .°С; при 1150 °С происходит оп­ лавление зерен. На границе низкоуглеродистая сталь - бериллий при 1000 °С одновременно идут два процесса:

- диффузия бериллия в сталь, что вызы­ вает у - а-перекристаллизацию и появление кристаллов a -фазы, ориентированных в на­ правлении диффузии;

Рис. 8. Микроструктура шва при пайке стали 03-ВД бериллием (температура пайки 1350 °С, выдержка 1 мин; увеличение х 125)

Рис. 9. Распределение микротвердости по ширине шва при пайке стали 03-ВД бериллием:

/ - выдержка при пайке 1 мин; 2 - выдержка

после пайки при 1250 °С 1 ч

- диффузия углерода из стали в бериллий, что вызывает обеднение поверхностных слоев стали углеродом.

Взаимодействие бериллия с углеродом приводит к образованию карбида бериллия, имеющего высокую твердость.

При охлаждении насыщенных бериллием слоев происходит выпадение из перенасыщен­ ного раствора бериллия в a -железе интерме­ таллических соединений - бериллидов, что сопровождатся повышением твердости.

Формирование галтелей паяных со­ единений. Свойства паяных соединений в зна­ чительной мере определяются характером гал­ телей, которые в зависимости от типа соедине­ ний могут воспринимать до 75 % внешней на­ грузки. Процессы образования галтелей паяно­ го соединения зависят от природы взаимодей­ ствующих металлов, зазора, режима пайки, характера флюсования и других факторов. При прочих равных условиях образование галтелей определяется количеством жидкой фазы в шве. Гаптель паяного соединения можно рассматри­ вать как своеобразную емкость, которая в про­ цессе пайки заполняется расплавом припоя. При оптимальном количестве припоя в шве и необходимых условиях формирования спая образуются полномерные галтели. Избыток жидкой фазы, неравномерность зазора ведут к искажению формы галтелей, к образованию наплывов.

В основу расчета равновесной формы галтели положена зависимость, описывающая форму поверхности жидкости, граничащей с плоским вертикальным элементом детали.

При равновесной форме жидкости гра-

du

ничные условия следующие: и = 0 и — = 0 dv

при v -> оо, где и - ордината галтели; и - аб­ сцисса галтели.

Для расплава припоя в равновесном со­ стоянии граничные условия следующие: и = 0

dv

Значения параметров UQ, а, Р, а, получен­ ные экспериментально на меди с применением различных припоев и флюса № 209 при темпе­ ратуре (800 ± 10) °С и выдержке 5 мин, приве­ дены в табл. 2. Нулевое значение угла р связа­ но с условиями эксперимента.

Применение расчетных методов оценки галтелей при проектировании изделия позволя­ ет обеспечить формирование полных галтелей при минимальном расходе припоя.

2. Значения капиллярной константы а и

краевого угла смачивания различных припоев

*а - капиллярная константа, связанная с по­

верхностным натяжением припоя ст и его плотно­

стью зависимостью а =

Влияние состава припоя и газовой сре­ ды в камере пайки на свойства паяных со­ единений. Изменение свойств паяемого метал­ ла происходит не только под влиянием нагрева и взаимодействия с расплавом припоя, но и под действием газовой среды, находящейся в каме­ ре пайки. Влияние газовых сред особенно за­ метно проявляется, когда паяемый металл ак­ тивно взаимодействует с газовыми средами. Из конструкционных материалов, применяемых в паяных изделиях, таким свойством обладают титан и сплавы на его основе.

Взаимодействие титана с кислородом в ат­ мосферных условиях протекает уже при 20 °С. По мере повышения температуры интенсив­ ность окисления возрастает. При достижении 450 °С параллельно с окислением идет процесс проникновения кислорода в кристаллическую решетку титана и образование газонасыщенного слоя, представляющего собой твердый раствор газа в металле. При температуре выше 600 °С кислород активно диффундирует в титан.

Наличие газов в кристаллической решет­ ке титана приводит к ее искажению, являюще­ муся причиной уменьшения пластических свойств материала.

Высокотемпературный нагрев титана на воздухе, а также в среде кислорода приводит к появлению на его поверхности окалины, состоя­ щей главным образом из рутила. При окислении титана в парах воды при 800 1200 °С окисная пленка состоит только из фазы ТЮ2 в модифи­ кации рутила; фаз Ti20 3 и ТЮ не обнаружива­ ется. Таким образом, в образовании поверхно­ стных пленок на титане основная роль отво­ дится кислороду и водяному пару.

Из других атмосферных газов в образова­ нии поверхностных пленок на титане при вы­ соких температурах большое значение имеет

азот. При окислении титана на воздухе азот в составе окалины обнаруживается начиная с температуры 900 °С. Отмечается, что наличие азота в решетке рутила приводит к образова­ нию дырчатой структуры, облегчающей диф­ фузию кислорода в объеме окисной пленки. Значения толщин окисных пленок, образую­ щихся при окислении титана ВТ1 на воздухе, приведены в табл. 3.

3. Значения толщин окисных пленок при окислении титана ВТ1 на воздухе, мм

Пайку титановых сплавов производят при температуре около 1000 °С, поэтому при нали­ чии окислительной атмосферы взаимодействие кислорода с титаном в процессе пайки проте­ кает с большой интенсивностью.

Удаление окисных пленок при пайке ти­ тана фактически обеспечивается путем регули­ рования соотношения скоростей окисления и растворения окислов в паяемом металле и в конечном итоге достигается за счет примене­ ния среды с парциальным давлением кислоро­ да, при котором скорость растворения пленки больше, чем скорость ее роста.

Применение аргона или вакуума при пай­ ке титана не изменяет механические свойства соединений, выполненных припоями на основе серебра, а также припоями систем титан - никель, титан - никель - медь, титан - никель - кобальт и др. Однако в отдельных случаях применение вакуума приводит к лучшим ре­ зультатам по сравнению с аргоном. Например, при пайке титана припоем на основе алюминия в вакууме с остаточным давлением 0,133 Па растекание лучше, чем в атмосфере аргона. При пайке титана с повышенным содержанием водорода в вакууме достигается не только улучшение условий пайки, но и обезводороживание паяемого металла. В связи с этим утвер­ дилось мнение о предпочтительности вакуума перед нейтральными газами даже в тех случа­ ях, когда не удается создать высокой степени разрежения, как это имеет место, например,

при пайке крупногабаритных изделий в печах с использованием механических вакуумных на­ сосов. Применение низкого вакуума с повы­ шенным содержанием примесей приводит к уменьшению пластичности металла, что стано­ вится особенно опасным при пайке тонко­ листовых конструкций. В этом случае исполь­ зование вместо вакуума аргона может снизить содержание примесей. Поэтому, если необхо­ димо максимальное сохранение пластичности титана, то, несмотря на удовлетворительное протекание процесса пайки в вакууме, вопрос предпочтительности вакуума или аргона сле­ дует решать с учетом содержащихся в них вредных примесей.

В зависимости от характера взаимодейст­ вия металлов при образовании спая и, следова­ тельно, от направленности изменения свойств взаимодействующих металлов может резко изменяться прочность паяемого металла под действием расплавленного припоя. Наимень­ шие изменения наблюдаются в случае взаимо­ действия металлов, расположенных рядом в периодической системе элементов Д. И. Мен­ делеева и образующих непрерывные твердые растворы. Изменение механических свойств ограниченных твердых растворов примерно обратно пропорционально предельной раство­ римости.

Значения предельной растворимости компонентов припоев в титане приведены в табл. 4, там же указаны интерметаллиды, обра­ зующиеся в системах этих металлов с титаном, и их температуры плавления.

Ввиду того, что при 20 °С растворимость компонентов припоев в a-Ti значительно ниже предельной, указанной в табл. 4, после пайки припоями, содержащими никель, кобальт, мар­ ганец, получить структуру, состоящую из твердого раствора, можно лишь в случае при­ менения весьма продолжительных выдержек и при толщине паяемого материала, которая по­ зволяет рассматривать диффузию компонентов припоя в решетку титана как в бесконечное пространство.

В большинстве встречающихся на прак­ тике случаев образующаяся при диффузионной пайке структура шва двухфазная: твердый рас­ твор a-Ti и интерметаллидные включения. Изменение механических свойств сплавов, имеющих в своем составе интерметаллиды, зависит от особенностей выделения второй фазы и характера дисперсионного механизма упрочнения. В результате дисперсных выделе-

Металлические соединения в системе

ний может иметь место как упрочненение, так и разупрочнение сплава. Выделение небольшо­ го количества второй фазы в мелкодисперсном состоянии сопровождается повышением проч­ ности и уменьшением пластичности. Вторая фаза в этом случае вносит искажения в кри­ сталлическую решетку металла. Увеличение количества выделяющейся избыточной фазы может послужить причиной резкого уменьше­ ния пластических и прочностных свойств, если эта фаза выделяется в виде сетчатого каркаса. Менее опасны интерметаллиды в случае их выделения в виде сосредоточенных включений.

Уменьшение количества выпадающих интерметаллических включений, а следова­ тельно, и снижение охрупчивания титана могут быть достигнуты за счет различных приемов. Из них для пайки представляют интерес два:

-выбор компонентов припоя, которые имеют увеличенную растворимость в a-Ti;

-использование в качестве припоя мно­ гокомпонентных композиций, позволяющих при таком же количестве припоя, вводимого в

зону пайки, как и в случае однокомпонентного

припоя, уменьшить степень пересыщения a-Ti.

При применении в качестве припоя мно­ гокомпонентных композиций, например при пай­ ке титанового сплава ОТ4 (ГОСТ 19807-91), наи­ большая прочность наблюдается при толщине медного слоя 8 мкм, а никелевого 2 мкм, т.е. при содержании в покрытии 80 % Си и 20 %Ni (рис. 11).

Толщина слоя Си, мкм

Рис. 11. Механические свойства образцов из сплава ОТ4 в зависимости от толщины медно-никелевого покрытия:

/- после выдержки 30 мин при 1000 °С; 2- после выдержки 2 ч при 1000 °С