книги из ГПНТБ / Долгов Ю.С. Вопросы формирования паяного шва

блнжается к сплаву ОТ4, максимальная концентрация меди в нем падает.

после завершения диффузионной пайки и прохождения процес­ са гомогенизации паяного шва до такой степени, когда макси­ мальная концентрация меди в шве снизится до 3—4%. В резуль­ тате гомогенизации уменьшается общее количество интерметал-

При анализе граничных условий прохождения процесса диф­ фузии, меди в титан, необходимых для математического описа­ ния полученных результатов, Б. Н. Перевезенцев и В. Н. Лашков не выделяют стадий диффузионной пайки и гомогенизации шва. Выбранные ими расчетные формулы относятся только к этапу гомогенизации. Удовлетворительное совпадение расчетных

.данных с экспериментальными при определении состава диффу­ зионных зон объясняется тем, что продолжительность собственно диффузионной пайки, т. е. продолжительность существования жидкой фазы в шве мало по сравнению с общей продолжитель­ ностью выдержки при температуре пайки.

В. Л. Гришиным и С. В. Лашко выполнены исследования структуры швов и прочности соединений титана ВТ1 и сплава ОТ4, подвергнутых контактно-реакционной диффузионной пайке серебром, медью и никелем [22]. Указанные металлы в виде фольг различной толщины (от 20 до 100 мкм) укладывали в за­ зоры между основным металлом. Пайку проводили в вакууме при температурах в диапазоне 960—1050° С с различными вы­ держками.

Качественная картина микроструктурных изменений в швах,

зависимости от продолжительности выдержки при температурах пайки.

Длительность диффузионной пайки при оценке по этому спо­ собу соответствует времени, в течение которого все количество металла-припоя, первоначально внесенного в зазор, перейдет в твердый раствор с основным металлом.

Количество меди или никеля, содержащихся в твердом раст­ воре в момент завершения диффузионной пайки, пропорцио­ нально площади 5г под кривой распределения элемента и равно их количеству, введенному первоначально в зазор и пропорцио­

диффузионных зон. Хорошее совпадение результатов анализа с диаграммой состояния является достаточным критерием пра­ вильной идентификации фаз и структурных составляющих.

Некоторые результаты 'металлографического и .микрорентге-

хода меди в расплав жидкая фаза насыщается титаном до кон­

разованием в шве прослойки жидкой фазы, состав которой бли­ зок к ликвидусу диаграммы состояни"я титан — припой при

но свободная фаза ТІ2С113 не обнаруживается.

900° С. Многослойная структура кристаллизационных зон сохра­ няется при увеличении выдержки при 900° С вплоть до полного их исчезновения, т. е. завершения процесса диффузионной пайки. На рис. 40, а, показано влияние продолжительности выдержки

Рис. 40. Распределение меди в диффузионных зонах титана после различной продолжительности выдержки при температурах:

а — 900°С; б — 950°С; в — 1000°С

слойки соединения ТігСи, которая, однако, не выявляется под оптическим микроскопом.

Структура швов, образующихся в результате кратковремен­ ной выдержки при температуре 950°С (см. рис. 38, б), характе­

из интерметаллида TiCu. Изменение интенсивности медного из­ лучения по ширине шва для указанных двух случаев представ­ лено кривыми 2 и 3 на рис. 39. Структура шва, состоящая из че­ редующихся слоев интерметаллидов Ti2 Cu и TiCu, по-видимому, является результатом образования разделенной эвтектики при затвердевании расплава. В целом, такая структура кристаллиза-

ционных зон отвечает несколько большему содержанию в рас­ плаве титана, чем по данным диаграммы состояния.

После выдержки 30 мин в шве можно наблюдать единствен­ ный слой интерметаллида Ti2 Cu, что является косвенным дока­

ллизационной зоны свидетельствует о завершении процесса диф­

ральная часть шва представляет собой эвтектику (Ti2 Cu + TiCu). С увличением выдержки при температуре пайки происходит уменьшение толщины кристаллизационных зон, однако их струк­ тура остается неизменной вплоть до завершения диффузионной пайки. Максимальная концентрация меди в диффузионных зо­

которая состоит из а-твердого раствора меди в титане и соеди­ нения Ti2 Cu. Такая структура формируется при охлаждении от температур пайки вследствие уменьшения растворимости меди в р-титане и эвтектоидного превращения. В связи с этим распре­ деление меди в диффузионных зонах паяных швов, представлен­ ное на рис. 40, являются усредненным по объему, превышающе­ му размеры отдельных фаз.

На рис. 41 представлена микроструктура швов, образующих­ ся в ходе диффузионной пайки титана никелем при температуре 1000° С. Содержание титана в кристаллизационных зонах швов близко к его концентрации в эвтектике (около 30% по массе) и не зависит от продолжительности выдержки при температуре пайки вплоть до исчезновения кристаллизационной зоны в струк­ туре шва (рис. 41, б). Результаты микрорентгеноспектрального анализа распределения никеля в диффузионных зонах швов по­ казаны на рис. 42. Максимальная концентрация никеля в твер­

Эта концентрация остается неизменной до тех пор, пока в струк­ туре шва сохраняется кристаллизационная зона. После завер­ шения диффузионной пайки максимальная концентрация никеля в шве уменьшается по мере увеличения выдержки.

По данным распределения в диффузионных зонах концентра­ ции меди и никеля было определено количество этих металлов,

Согласно данным рис. 44 сравнительно небольшие изменения температуры пайки должны,существенно сказываться на дли­ тельности диффузионной пайки титана медью. Столь сильная зависимость обусловлена, с одной стороны, изменением скоро­ сти диффузии меди в титане, а с другой, — скачкообразным изменением состава жидкости в шве.

паяных швов, образующихся при контактно-реакционной диф­ фузионной пайке титана медью при температуре 1000° С, в зави­ симости от времени выдержки при различных толщинах фольг

от толщины жидкой прослойки в шве, образующейся на первом этапе взаимодействия припоя с основным металлом и хорошо аппроксимирующейся параболической зависимостью от времени:

лем при температуре 1000° С, выполненного на основе соотноше­ ния (24). Величины коэффициентов диффузии меди п никеля в