книги из ГПНТБ / Долгов Ю.С. Вопросы формирования паяного шва
.pdfпературе пайки, начальное распределение припоя в шве можно представить так, как показано на рис. 25, а сплошной линией. Решение уравнения (17) при этих условиях имеет вид:
С (х, t) = ° 0 erf |
V Dt |
erf I |
V Di |
2 |
2 |
Изменение характера распределения припоя в шве в ходе диффузии схематично показано на рис. 25, а штриховыми ли ниями.
Если же припой ограниченно растворим в основном метал ле и кристаллизационная зона имеет двухфазную структуру, например эвтектическую, исходное распределение металла-при поя и распределение после диффузионного отжига паяного шва в твердом состоянии будет таким, как показано на рис. 25, б. Средний химический состав кристаллизационной зоны отвечает составу жидкого раствора, образовавшегося в шве при темпе ратуре пайки (С^°). При этом в структуре сплава присутствуют две фазы постоянного состава. В пограничном слое основного металла поддерживается предельный для данной температуры диффузионного отжига твердый раствор припоя в основном металле Ст. В процессе отжига средний химический состав двухфазной зоны шва не изменяется, а ее толщина постепенно уменьшается вследствие диффузии металла-припоя в основной металл, как показано на рис. 25, б.
Расстояние
Рис. |
25. Распределение металла-припоя в |
шзе |
Рис. 26. Характер распреде |
||||
при |
диффузионной |
обработке |
в твердом |
со |
|||
|
|
|
стоянии: |
|
|
ления растворяемого |
эле |
а—основной |
металл и припой неограниченно раство |
мента в диффузионной |
зоне: |
||||
римы |
друг в |
друге; |
б — кристаллизационная |
зона |
/ — атомная диффузия; |
2 — ре |
|
|
шва |
имеет |
д в у х ф а з н у ю |
структуру |
|
акционная д и ф ф у з и я |
В отличие от случая полной растворимости припоя и основ ного металла в твердом состоянии при двухфазной структуре кристаллизационной зоны диффузия в нее атомов основного металла при отжиге не происходит. Рассмотрим так называе те
мую реакционную диффузию — диффузию, сопровождающуюся образованием новых фаз, в частности интерметаллических со единений.
При атомной диффузии миграция диффундирующего элемен та происходит в решетке основного металла, с которым этот элемент образует твердый раствор того или иного типа. Макси мальная концентрация элемента ограничена его растворимостью в металле при температуре процесса и снижается в направле нии диффузии, как показано на рис. 26 (кривая / ) .
В случае реакционной диффузии этот процесс сопровождает ся возникновением новых фаз, отличных по своему кристалли ческому строению от металла-растворителя. Диффузия разви вается внутри отдельных фаз. По обеим сторонам межфазной границы устанавливаются вполне определенные составы (С\ и С2 на рис. 26), соответствующие границам двухфазной области соприкасающихся фаз на диаграмме состояния. Распределение концентрации элемента по толщине диффузионной зоны при ре активной диффузии характеризуется наличием скачков концент раций в местах перехода от одной фазы к другой (рис. 26, кри вая 2).
У двухкомпонентных систем двухфазная зона в диффузион ном слое в изотермических условиях отсутствует в связи с тем, что в такой зоне фазы имеют строго постоянные составы (нет градиентов концентрации в объемах каждой фазы), что исклю чает возможность прохождения диффузии. Сосуществование двух фаз возможно только вблизи контактной поверхности. Присутствие же изолированной фазы, содержащей повышенную концентрацию внедряемого элемента, в зоне обедненной им фа зы маловероятно. Такая возможность реализуется только при резкой анизотропии свойств металла, например, в связи с пре имущественной диффузией внедряемого элемента вдоль границ зерен.
Существуют два представления о механизме образования но вых фаз при реакционной диффузии.
Согласно Д. А. Прокошкину новые фазы возникают только после того, как концентрация диффундирующего элемента до стигнет предела его растворимости в исходном металле.
По мнению В. 3. Бугакова, сущность реакционной диффу зии заключается в том, что независимо от взаимной раствори мости в зоне контакта двух металлов может происходить хими ческая реакция с образованием интерметаллических соединений непосредственно на границе раздела реагирующих металлов. В качестве доказательства тому В. 3. Бугаков приводит ре зультаты наблюдения за последовательностью появления фаз в процессе реакционной диффузии. Так, при взаимодействии меди с цинком в первую очередь возникает слой у-фазы, кото рая не находится в равновесии с твердыми растворами этих металлов. Первоначально такая промежуточная фаза, по мне-
нию В. 3. Бугакова, может появиться только в результате не посредственной химической реакции на поверхности соприкосно вения металлов, поскольку энергия образования этой фазы ми нимальна по сравнению с другими.
Анализируя вышеуказанные точки зрения на механизм обра зования новых фаз при реакционной диффузии, А. А. Попов указывает, что чисто реакционный процесс может привести лишь к появлению фазы, имеющей исключительно малую тол щину [47]. Обнаружить возникновение такой фазы на поверхно сти металлов при обычных методах исследования невозможно. Фиксировать появление новой фазы можно только после увели чения ее толщины в процессе выдержки. Рост же фазы невоз можен без диффузионных процессов, протекающих как внутри новой фазы, так и в прилежащих участках основного металла. Вне зависимости от действительной последовательности возник новения новых фаз на поверхности в первую очередь обнаружи вается та фаза, которая растет с наибольшей скоростью. Сле довательно, обычное изучение последовательности образования новых фаз при реакционной диффузии не может дать ответа на вопрос о механизме образования новых фаз, т. е. о том, воз никают ли они в результате химического взаимодействия или после насыщения поверхности диффундирующим элементом.
Кинетика роста иитерметаллидных слоев при реакционной диффузии описывается параболической зависимостью от вре мени:
б = тс К Г ,
где б — толщина |
слоя; |
|
|
К — константа |
скорости роста |
в |
см/сек1/2; |
. t — время в сек. |
|
|
|
Отклонения от параболической |
зависимости чаще всего свя |
заны с механическими нарушениями сплошности в зоне диффу зии (растрескиванием, отслаиванием, порообразованием), что приводит к нарушению граничных условий диффузии.
При относительно низких температурах отжига на кинети ческих кривых роста слоев отмечается инкубационный период — промежуток времени, в течение которого слои не появляются. Некоторые исследователи объясняют его причинами, не связан ными с механизмом диффузии, а отсутствием хорошего контак та по поверхности раздела, наличием окисных пленок и др.
Существующие представления о механизме соединения ме таллов в твердом состоянии позволяют объяснить наличие ин кубационного периода с точки зрения времени, необходимого для возникновения между металлами химической связи и релак сации пика межфазовой энергии, что предшествует процессам гетеродиффузии.
Поскольку образование и рост слоев в диффузионных зонах есть термически активируемый процесс, то время начала появ-
ления фаз при реактивной диффузии зависит от температуры в соответствии с соотношением:
|
|
(19) |
где х — инкубационный период |
образования новой фазы |
|
То — константа; |
|
|
Q- энергия |
активации; |
|
R — газовая |
постоянная; |
|
Т — абсолютная температура. |
||
Знание продолжительности |
инкубационного периода в зави |
симости от температуры имеет большое практическое значение, так как появление интерметаллидных прослоек в переходной зоне соединений разнородных металлов вызывает снижение их прочности и пластичности.
Прочность соединений становится тем ниже, чем шире слой интерметаллида. В ряде случаев рост интерметаллидных фаз приводит к самопроизвольному разрушению соединений.
Ухудшение механических свойств соединений при появлении прослоек связано главным образом с низкими механическими свойствами интерметаллидных фаз и прежде всего их высокой хрупкостью. О хрупкости интерметаллидных прослоек свиде тельствует растрескивание их под действием термических напря жений.
Во многих случаях охрупчивающее действие интерметаллид ных прослоек на соединение проявляется после достижения ими «критической» толщины. Менее толстые прослойки еще не ска зываются отрицательно на прочности соединений. Это объясня ется тем, что в прослойках докритической толщины малы на пряжения, обусловленные объемными изменениями.
Снижение прочности паяных соединений при росте интер металлидных прослоек может быть связано также с нескомпенсированностью диффузионных потоков, приводящей к образова нию диффузионной пористости и дополнительных внутренних напряжений.
ДИФФУЗИОННОЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ОСНОВНОГО МЕТАЛЛА С ПОКРЫТИЯМИ ПОД ПАЙКУ
Применение покрытий на основных металлах находит все бо лее широкое' применение в практике пайки. В зависимости от назначения их можно условно разделить на три группы: техно логические, барьерные и покрытия-припои.
Технологические покрытия .(см. гл. 2) используются для об легчения условий пайки труднопаяемых материалов.
Покрытия-припои — это припои, которые наносят предвари тельно на поверхность соединяемых материалов. Такие покры тия позволяют эффективно решать многие технологические за-
дачи, возникающие при изготовлении изделий с большим коли чеством паяных соединений, расположенных в труднодоступных местах, например теплообменных аппаратов. Покрытия-припои позволяют получать хорошо пропаянные соединения при пайке с весьма малыми зазорами, а также в случае применения кон тактно-реакционного метода пайки.
Очень важно, чтобы химический состав покрытия, а следова тельно, и физико-химические свойства покрытий оставались не изменными вплоть до выполнения той роли, которая им пред назначена при пайке. Причиной нарушения химического соста ва покрытия-припоя могут быть диффузионные процессы между покрытием и основным металлом, которые приводят к измене нию температуры их плавления. В случае применения очень тонких покрытий для контактно-реакционной пайки диффузия между покрытием и основным металлом может привести к уменьшению количества жидкой фазы, образующейся при тем
пературе пайки, |
вплоть до |
того, что |
при |
этой |
|
температуре |
||||||||
жидкость вообще не образуется. |
|
|
|
|
|
|
|
|||||||
Для получения высокопрочных паяных соединений при ис |
||||||||||||||
пользовании технологических |
покрытий |
под |
пайку |
необходимо |
||||||||||
Fe, Ni, сг % по массе |
полное |
растворение |
покрытий |
в |
припоях. |
|||||||||
Как указывалось в гл. 2 (стр. 51), неполное |
||||||||||||||
|
|
|
|
1 |
Сталь |
растворение |
покрытий |
может |
происходить |
|||||
Покрытие |
1 |
из-за изменения исходного химического сос |
||||||||||||
|
|
|
|
»1 |
|
тава покрытия, вызываемого диффузией в |
||||||||
|
|
|
|
|
покрытие компонентов основного металла в |
|||||||||
|
|
|
|
1 |
|
процессе |
пайки. Для оценки |
интенсивности |
||||||
|
|
|
|
1 |
|
этого процесса образцы стали Х18Н10Т с |
||||||||
|
|
|
|
/1 |
/, |
|||||||||
|
|
|
|
никелевым |
покрытием |
были |
|
подвергнуты |
||||||
|
|
|
/ |
/ |
1 |
отжигу по режимам пайки. Результаты мик- |
||||||||
|
/ |
/ |
|
рорентгеноспектрального |
анализа |
распреде |
||||||||
* |
|
|
ления элементов (рис. 27) |
свидетельствуют |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
о существенном изменении химического сос- |
||||||||
Лг, |
|
|
|
|
Рис. 27. Распределение никеля, железа |
и хрома |
||||||||
|
|
|
|
|
|
после отжига стали Х18Н10Т с никелевым покры |
||||||||
|
|
|
|
|
|
тием толщиной 20 мкм |
по режимам: |
|||||||
О |
|
|
Ю |
20 мкм |
ЮвСС, 15 мин |
(сплошные |
линии) |
и |
П80°С, |
10 мин |
||||
|
|
|
|
(штриховые линии) |
|
|
|
тава гальванопокрытия. При этом если диффузия железа и хро
ма из стали происходит на всю толщину покрытия, |
то |
диффу |
зия никеля в сталь отмечается на глубину не более 10 |
мкм от |
|
первоначальной границы раздела сталь — покрытие. |
|
|
Для расчета диффузии железа и хрома из стали |
в |
никеле |
вое покрытие, учитывая полную растворимость этих |
элементов |
|
в никеле, можно использовать уравнение: |
|
|
где |
Со — концентрация железа или хрома |
в стали; |
|
|
|||
|
6— толщина |
покрытия (20 |
мкм); |
|
|
|
|
|
D — коэффициент диффузии 'В см2/сек. |
|
|
||||
|
Обработка опытных данных по распределению железа и хро |
||||||
ма |
в никелевом покрытии (см. рис. 27) |
с использованием |
выше |
||||
указанного уравнения дает при |
1080 и |
1180° С величины |
D со |
||||
ответственно для железа 3 - Ю - 9 |
и 3 - Ю - 8 |
см2/сек, а |
для |
хрома |
|||
0,7 • 10- 9 и 2,5- Ю-9 |
см2/сек. |
|
|
|
|
|
|
|
Большая интенсивность диффузионных |
процессов |
в |
гальва |
нопокрытии объясняется особенностями атомно-кристаллического строения электролитических осадков, для которых характерна высокая концентрация дефектов (вакансий, дислокаций) и уп ругих искажений решетки. В результате электролитические осадки имеют аномально высокие значения тех свойств, уровень которых определяется степенью совершенства кристаллической решетки. Так, коэффициенты диффузии в электролитических слоях могут быть на несколько порядков выше, а энергия акти вации ниже, чем для металлов, полученных обычными способа
ми [14]. Микротвердость |
никелевого |
гальванопокрытия |
на |
стали Х18Н10Т достигает |
в исходном |
состоянии 370 |
кгс/мм2 |
и уменьшается после отжига несмотря на образование твердого раствора до 170 кгс/мм2, очевидно, в результате прохождения в покрытии процессов рекристаллизации.
Высокая химическая активность титана, выражающаяся в том, что он образует интерметаллические соединения практиче ски со всеми металлами, используемыми ъ качестве припоев,
ограничивает возможность получения паяных соединений |
тита |
на с высокими механическими свойствами. |
|
Поскольку хрупкие фазы возникают в швах прежде |
всего |
как следствие растворения титана в жидких припоях, один из способов предотвратить их образование заключается в исполь зовании барьерных покрытий, которые в процессе пайки исклю чают контакт титана с жидким припоем и в отличие от рас смотренных выше технологических покрытий должны сохра няться в соединении.
Прочность соединений, выполненных с использованием барь ерных покрытий, зависит от прочности сцепления покрытия с основным металлом и от структуры переходной зоны между ними. На структуру переходной зоны влияют процессы диффу-
•зионного взаимодействия покрытия с металлом, развивающиеся во время пайки.-
Авторы работы [66] исследовали влияние температурно-вре- мениого режима пайки на механические свойства соединений сплава титана АТ-3, паянного медно-серебряным припоем по •барьерным покрытиям из меди, хрома, серебра, рения и родия.
Покрытия толщиной 15—25 мкм наносили гальваническим способом. Как показали эксперименты, эти покрытия надежно защищали титан от взаимодействия с припоем при пайке. Пай-
5—78 |
65 |
ку |
проводили |
при температурах 740—870° С |
с выдержкой |
15 |
мин. |
|
|
|
Как видно |
из рис. 28, зависимость прочности |
при растяже |
нии паяных соединений от температуры пайки имеет вид кри вых с максимумами. Для серебряного покрытия максимум проч
ности |
сдвинут |
в |
сторону меньших температур |
по |
сравнению с |
|||||||||
|
|
|
|
|
другими |
покрытиями. |
|
|
|
|
||||
6g, нгс/мм! |
|
|
|
Чтобы установить причину |
такой |
|||||||||
|
|
|
зависимости |
прочности |
соединений |
|||||||||
|
|
|
|
|
||||||||||
и |
у |
|
ГЧ Bh |
|
от |
температуры |
пайки, |
провели |
||||||
|
|
|
|
|
электронномикроскопнческие |
иссле |
||||||||
15 |
- у |
|
|
|
дования |
структуры переходной |
|
зоны |
||||||
|
|
|
основной |
металл |
— покрытие. |
Ре |
||||||||
5 ( |
L |
|
|
|
||||||||||
|
|
|
|
зультаты |
исследований |
показали, |
||||||||
3 п |
V |
|
1^ |
|
что диффузионные |
зоны на границе |
||||||||
|
|
титанового сплава с покрытием пос |
||||||||||||
|
|
|
||||||||||||
|
|
"С |
ле пайки по режимам, отвечающим |
|||||||||||
TtO |
780 |
КО |
наибольшей |
прочности |
паяных |
сое |
||||||||
Рис. 28. Влияние |
температуры |
динений, |
представляют |
собой |
|
твер |
||||||||
дые |
растворы титана |
с |
металлом |
|||||||||||
пайки на прочность |
соединений |
|||||||||||||
покрытия, в которых |
наблюдаются |
|||||||||||||
титана, |
на паянных |
по |
барь |
|||||||||||
ерным |
покрытиям |
припоем |
одиночные |
включения |
второй |
|
фазы |
|||||||
|
ПСрМ068-27-5 |
|
размером около 2000 А. |
|
|
|
||||||||
|
|
|
|
|
При |
повышении |
температуры |
пайки сверх оптимальной скорость диффузионных процессов зна чительно возрастает, в результате чего в переходной зоне обра зуются крупные выделения второй фазы и появляются микро трещины. Механическая прочность паяных соединений при этом
резко |
падает. |
|
Поскольку скорость |
диффузии серебра в титане при одних |
|
и тех |
же температурах |
выше, чем хрома, рения и родия, мак |
симум прочности паяных соединений с серебряным покрытием оказывается смещенным в область меньших температур.
Для улучшения технологии низкотемпературной пайки алю миния и его сплавов, а также для получения паяных соедине ний с высокой коррозионной стойкостью на поверхность основ ного металла наносят покрытия из более тугоплавких металлов (меди, никеля, серебра), которые легко 'поддаются пайке. Широ
кое применение, в частности, находит предварительное никели
рование поверхности алюминия под пайку. После нанесения ни келевого покрытия детали подвергают термической обработке
для улучшения прочности |
сцепления |
покрытия |
с |
металлом |
|||
(нагрев |
при |
250° С в течение 2 ч) и затем |
пайке |
оловянно- |
|||
свинцовы'ми |
припоями с |
'использованием |
соответствующих |
||||
флюсов. |
|
|
алюминия, |
|
|
||
На |
работоспособность |
соединений |
выполненных |
по такой технологии, большое влияние оказывают интерметал лические соединения, о возможности появления которых в пере-
66
ходной |
зоне основной металл — покрытие свидетельствует |
диа |
|||
грамма |
состояния |
никель — алюминий [64]. |
|
|
|
Как |
показали |
исследования, выполненные |
Т. Т. Бочаровой |
||
на сплаве |
АМгб, |
в том числе плакированном |
алюминием, |
диф |
|
фузионный |
отжиг при температурах до 350° С с выдержкой |
12 ч |
не приводит к структурным изменениям |
в |
зоне контакта |
нике |
левого гальванопокрытия с алюминием |
и |
сплавом АМгб |
[10]. |
После отжига при температурах 400—500° С на границе раз |
|||
дела металла с покрытием образуются |
две |
новые фазы N12AI3 |
|
и NiAl3 . |
|
|
|
800 |
|
|
о |
501 |
|
/ |
|
700 |
|
||
|
|
||
600 |
|
|
J |
500 |
|
/ |
|
400 |
) |
t |
|
300 |
|
'-*" |
200 ' •— too /7
У
2 4 6 8 W 12
100 WO °С |
Ю 12 |
-ті3-і— |
|
2 4 |
tв 8- І0 12 4 |
-Рис. 29. Влияние продолжи тельности диффузионного отжига при различных тем пературах на ширину ин терметаллидных слоев, об разующихся между сплавом АМгб и никелевым покры
тием (по Т. Т. Бочаровой)
. Н а рис. 29 представлены результаты исследования кинетики роста интерметаллидных слоев между сплавом АМгб и никеле вым гальванопокрытием. Аналогичные результаты получены для диффузионной пары никель — сплав АМгб, плакированный алюминием.
Для кинетических кривых роста слоев характерным являет ся наличие инкубационного периода, высокая скорость роста слоев в начальный период и дальнейшее постепенное уменьше ние скорости роста. Как видно на рис. 29, продолжительность инкубационного периода уменьшается с повышением темпера туры отжига и при одинаковых режимах отжига оказывается меньшей для фазы NiAl3 , чем Ni2 Al3 .
В табл.. 13 приведены результаты определения по данным рис. 29 констант скорости роста и энергии активации процесса роста фаз в системе никелевое покрытие — основной металл в установившейся стадии роста слоя №А13 и Ni 2 Al 3 .
Небольшое различие в величинах энергии активации роста интерметаллидных фаз для плакированного и неплакированного сплава АМгб позволяет сделать вывод, что плакирующий алю миний и сплав АМгб практически одинаково взаимодействуют с никелевым покрытием.
I * |
. |
67 |
Как и все интерметаллические соединения, №А13 и Ы1гА13 отличаются повышенной хрупкостью при комнатной температу
ре. |
Сравнительная |
оценка |
хрупкости |
слоев |
была |
проведена |
с |
|||||||
помощью нанесения |
отпечатков |
микротвердости |
при |
постепенно |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Т а б л и ц а |
13 |
|
|
Константы скорости К роста ннтерметаллидных фаз в зависимости |
|
||||||||||||
|
|
от |
температуры отжига образцов и энергия активации Q |
|
||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
К |
|
|
Q в ккал /г • атом |
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
- 1 / 2 |
|
|
||||
|
|
|
|
|
Темпе |
|
|
|
|
|
|
|||
|
Сплав |
АМгб |
в см - сек |
|
|
|
|
|
|
|||||
|
ратура |
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||
|
|
|
|
|
|
|
NiAIj |
NI,Alj |
NIAI, |
NI3 A13 |
|
|||
|
Неплакированнын |
400 |
0,05 |
і |
0,03 |
|
|
24 |
44 |
|
||||
|
450 |
0,22 |
, |
0,28 |
|
|
|
|||||||
|
|
|
|
|
500 |
0,50 |
і |
2,36 |
|
|
|
|
|
|
|
Плакированный |
|
400 |
0,06 |
0,04 |
|
|
|
|
|
||||
|
|
450 |
0,18 |
0,12 |
|
|
24 |
47 |
|
|||||
|
|
|
|
|
500 |
0,65 |
|
1,85 |
|
|
|
|
|
|
возрастающих |
нагрузках. Появление |
трещин |
вокруг |
отпечатков |
||||||||||
в |
слоях |
№А1з, |
отмечается |
при |
нагрузке |
на |
иидектор 20 |
гс, |
||||||
в |
слое |
Ni 2 Al 3 — 50 |
гс, т. |
е. интерметаллид |
NiAl3 |
оказывается |
более склонным к хрупкому растрескиванию при |
нагружении. |
|||
При сопоставлении |
коэффициентов линейного |
расширения |
||
никеля (13,3-Ю-6 1/°С) |
и |
алюминия (23,8-Ю-6 1/°С) |
в интер |
|
вале 20—100° С видно, |
что |
при охлаждении размеры |
никелево |
го покрытия сокращаются значительно меньше, чем алюминие
вой подложки. Это приводит |
к |
возникновению растягивающих |
напряжений в поверхностном |
слое алюминия и в сопряженном |
|
с ним слое NiA]3 . Под действием |
этих растягивающих напряже |
ний и происходит трещинообразование в хрупкой интерметаллйдной прослойке NiAl3 (трещины распространяются нор мально по отношению к действующим напряжениям) и скалы вание никелевого покрытия по границе раздела NiAl 3 — алю миний.
Поскольку слой хрупких ннтерметаллидных фаз ослабляет прочность связи никелевого покрытия с алюмиииевомагниевой основой, то появление их в переходной зоне никель — сплав АМгб недопустимо.
Температурно-временные условия начала образования ннтер металлидных прослоек можно определить из кинетических кри вых роста новых фаз; они соответствуют величине инкубацион ного периода. На рис. 30 показаны зависимости температуры и времени выдержки, при которых наблюдается появление ин-
терметаллидных фаз в системах Ni — сплав АМгб и Ni—AI (плакированный АМгб). Обе кривые начала появления интер-
металлидного |
слоя |
имеют |
аналогичный характер, но для пары |
|||||
Ni — сплав АМгб |
кривая |
сдвинута |
в |
сторону меньших вы |
||||
держек. |
|
|
|
|
|
|
|
|
°С |
|
|
|
|
|
|
|
|
500 |
|
|
|
|
|
|
|
|
450 |
|
|
|
"\.Есть |
|
интерметаллид |
||
400 Y Есть интерметаллид |
|
|||||||
|
|
|
|
|
||||
350 |
Нет |
|
1 |
|
Нет |
|
|
'—=о— |
|
интерметаллида |
|
инпіерметаллид а |
|||||
|
|
4 |
6 |
|
|
|
4 |
6 |
|
|
|
а) |
|
|
|
В) |
|
Рис. 30. Зависимость между температурой отжига и временем |
||||||||
|
|
появления |
фазы №А1з |
для |
систем: |
|
||
а — никель — сплав АМгб; |
б — никель — А1 |
(плакированный АМгб) |
||||||
Таким образом, промежуток времени, по истечении которого |
||||||||
начинается интенсивный рост фазы NiAl3 , |
резко сокращается с |
|||||||
повышением |
температуры |
отжига от 350 |
до |
500° С. Учитывая |
это, термообработку для улучшения прочности сцепления по крытия с основой следует проводить при температуре не выше
350° С, что исключает |
опасность |
появления интерметаллидов |
на |
|
границе никель — сплав АМгб. |
|
|
|
|
Кратковременное |
пребывание |
никелированных |
изделий |
из |
сплава АМгб при более высоких |
температурах (до |
450° С) |
так |
же неопасно, если продолжительность его не превышает вели чину инкубационного периода (см. рис. 30).
; / КОНТАКТНОЕ ПЛАВЛЕНИЕ
Явление контактного плавления заключается в том, что при нагреве разнородных металлов в зоне их контакта образуется жидкий сплав при температурах меньших, чем температура плавления наиболее легкоплавкого из них. Этот жидкий сплав и выполняет при пайке роль припоя.
Контактное плавление наблюдается у таких пар металлов, которые способны образовывать между собой сплавы более легкоплавкие, чем сами металлы. Диаграммы фазового равно весия таких металлов характеризуются наличием эвтектик или минимумов на линиях плавкости. Примером систем второго ти па могут служить медь — марганец, никель — палладий и др.
Температура начала контактного плавления соответствует эвтектической или температуре плавления наиболее легкоплав кого сплава в системах с полной взаимной растворимостью ком понентов в твердом состоянии. Необходимый перегрев для за метного начала процесса составляет менее 1°С. При этом жид-