книги / Справочник по пайке

- выбрать зазор между паяемыми поверх­ ностями и тем самым создать плотный их кон­ такт, что является необходимым условием обеспечения качественной пайки;

- защитить материалы паяемой конструк­ ции от окисления как во внутренней (паяемой) полости, так и снаружи, в процессе всего цикла пайки;

- повысить чувствительность приборатечеискателя к появлению микротрещин или других ничтожно малых дефектов в материа­ лах конструкций и сварных швах, позволяю­ щих создать герметичную паяемую полость.

Повышенной чувствительности течеискателя способствует гелий, обладающий высокой степенью проницаемости. В случае разгерме­ тизации конструкции на стадии пайки (до плавления припоя) наличие гелия в газовой среде позволяет установить месторасположе­ ние дефекта, произвести в этом месте ремонт и продолжить пайку конструкции. На стадии охлаждения, когда сформирован паяный шов, наличие гелия в защитной среде в случае раз­ герметизации конструкции предотвращает окисление паяного шва. Такой состав среды позволяет одновременно сохранить паяемую конструкцию без ее отбраковки, гарантировать качественное формирование паяного шва. Под­ готовку деталей под пайку и режимы пайки выбирали с учетом существующего опыта и рекомендаций [6-8]. Низкая прочность паяного соединения с разрушением по паяному шву (см. рис. 3) свидетельствует о некачественном формировании паяного шва в процессе пайки.

ПРИРОДА ИЗМЕНЕНИЯ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ТВЕРДЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ТЕЛ В КОНТАКТЕ С ЖИДКИМИ СРЕДАМИ

Механизм разрушения материалов, нахо­ дящихся в контакте с жидкими средами, впер­ вые обнаружен Ребиндером [9] как эффект адсорбционного понижения прочности твер­ дых тел в контакте с жидкими средами в конце 20-х гг. Суть эффекта заключается в облегче­ нии разрыва твердого тела и, соответственно, в уменьшении работы образования новых по­ верхностей в твердом теле. Появляющиеся при этом дефекты (микротрещины, вакансии, дива­ кансии, поры и т.д.) способствовали формиро­ ванию трещин разрушения и деформации твер­ дого тела. Дефекты, являющиеся капилляром, адсорбируют атомы поверхностно-активной среды и служат каналом для их дальнейшего проникновения в объем твердого тела. Формы

проявления адсорбционного эффекта [9] могут быть в виде:

-пластифицирования со снижением пре­ дела текучести и коэффициента упрочнения;

-хрупкого разрушения с понижением прочности;

-самопроизвольного диспергирования. Эффект пластифицирования обнаружива­

ется при деформировании материалов, контактируемых с органическими растворами, на­ пример с олеиновой кислотой, этиловым спир­ том и др., и заключается в облегчении зарож­ дения и выхода дислокаций на поверхность твердого тела. Пластифицирующее действие может также проявляться при адсорбционной активности жидкометаллического расплава по отношению к твердому телу (в случае отсутст­ вия других эффектов и малой скорости дефор­ мации).

Эффект хрупкого разрушения наблюдает­ ся при снижении свободной поверхностной энергии и сопутствующих процессов облегче­ ния зарождения и развития трещин под дейст­ вием адсорбционно-активной легкоплавкой среды (металла). Разрушение преимуществен­ но происходит по границам зерен; не исклю­ чаются случаи разрушения по телу зерна.

Эффект самопроизвольного диспергиро­ вания отмечается при понижении свободной поверхностной энергии твердого тела до зна­ чений порядка КГ8 Дж/см2 и практически ма­ лой его растворимостью в жидкой среде. Об­ щепризнанными, хотя и в меньшей степени, являются также коррозионный и диффузион­ ный механизмы воздействия на твердое тело.

Особенностью коррозионного воздейст­ вия является растворение твердого тела в жид­ кой среде. Основную роль при этом играют физические процессы [10]. В ряде случаев на­ блюдается одновременное протекание физиче­ ских и химических процессов, в результате которого происходит необратимое изменение решетки твердого тела вследствие перехода сродственных атомов в жидкометаллический расплав. Процесс коррозионного воздействия наблюдается как в теле зерен, так и на их гра­ ницах; в последнем случае он происходит бо­ лее интенсивно вследствие того, что уровень потенциальной энергии на границах выше, чем ъ теле зерен.

Механизм диффузионного воздействия состоит в том, что фронт проникновения ато­ мов жидкой среды проходит по всему объему твердого тела, и процесс этот является необра­

тимым [11]. Следует отметить, что при воздей­ ствии напряжений проявление указанных ме­ ханизмов интенсифицируется.

Неясность природы зарождения и разви­ тия трещин, противоречивость результатов исследований, обилие методик (отличающихся друг от друга, хотя и предназначенных для решения одной и той же задачи), индивидуаль­ ность в изучении факторов, влияющих на эф­ фект разрушения, и т.д. явились основанием для тщательного и всестороннего изучения природы разрушения сложнолегированных сталей и сплавов при высокотемпературной пайке биме­ таллических конструкций. Указанные материа­ лы отличаются от обычных не только сложным химическим составом, но и многофазностью структуры, меняющейся в зависимости от воз­ действия многих факторов [1-5].

Степень влияния припоя на механические свойства материалов в работе [12] определяли путем сравнения результатов, полученных при испытаниях образцов в исходном состоянии (без припоя) и в контакте с припоем. Испыта­ ния проводили на следующих материалах:

-дисперсионно-твердеющие сплавы на основе никель-хром ХН67ВМТЮ (ЭП202), ХН60МКБЮ (ЭД99), ХН68М9Б2Ю (ЭП782);

-гомогенный сплав этой же основы ХН78Т (ЭИ435);

-стали мартенситного класса 03Х12Н1ОМТРВД (ВНС25), 06Х15Н6МВФБШ (ВНС16) и переходного 07X16Н6 (СН2А);

-аустенитная сталь 12Х18Н10Т;

-дисперсионно-твердеюший сплав на ос­ нове железо-никель Н36ХТЮ (ЭИ702).

Разные по структуре и свойствам указан­ ные материалы позволили авторам [1-5, 12] установить связь эффекта зарождения и разви­ тия трещин с различными факторами, возни­ кающими в процессе изготовления и пайки конструкций. Результаты исследований образ­ цов, изготовленных из указанных материалов,

висходном состоянии (без припоя) и при его воздействии представлены на рис. 4 и рис. 5 соответственно. Из рис. 4 следует, что терми­ ческий цикл пайки способствует понижению механических свойств всей гаммы исследуе­ мых материалов. Однако уровень изменения их различен:

для сплавов ХН67ВМТЮ и ХН68М9Б2Ю, стали 03Х12Н1 ОМТРВД харак­ терна задержка в уменьшении предела кратко­

временной прочности а в и текучести а 5 в ин­ тервале температур 990 1080 К;

- для стали 06Х15Н6МВФБШ - задержка в интервале 1090 1190 К;

- для сплавов ХН60МБКБЮ и Н36ХТЮ - задержка в уменьшении только <т5 в интервале

-д л я сплава ХН78Т и сталей 12Х18Н10Т и 07X16Н6 наблюдается понижение прочности вплоть до температуры 1270 К.

Пластические свойства, в частности от­ носительное удлинение 8 и сужение \\i при нагреве сплавов ХН67ВМТЮ, Н36ХТЮ, ХН68М9Б2Ю и ХН60МБКБЮ до определен­ ной температуры, снижаются; для сплавов ХН67ВМТЮ, ХН60МБКБЮ - до температуры 1150 К и 1120 К соответственно, для ХН68М9Б2Ю и Н36ХТЮ - до 990 К. Даль­ нейший нагрев приводит к непрерывному уве­ личению этих характеристик, за исключением сплава ХН68М9Б2Ю, для которого свыше Т = 1120 К вновь отмечается некоторый спад в росте 8 и \|/. Снижение относительного удлине­ ния и сужения до величин 6 и 8 % соответствен­ но обнаружено также на сплаве ХН58МБЮД, относящегося к той же группе материалов, что и сплавы ХН67ВМТЮ и ХН60МКБЮ [4].

Величины 8 и ц/ сплава ХН78Т при на­ греве увеличиваются до Т = 990 К; свыше этой температуры происходит задержка в их росте. Хотя общий уровень этих характеристик оста­ ется достаточно высоким, нагрев сталей 06Х15Н6МВФБШ и 07X16Н6 до Т = 1090 К

росте 8 для стали 06Х15Н6МВФБШ и задерж­ ка для стали 07X16Н6. Дальнейший нагрев этих материапов вызывает рост этой характе­ ристики. Относительное сужение \|/ стали 06Х15Н6МВФБШ до Т = 990 К увеличивается,

винтервале 990 1190 К отмечается задержка

вросте ц/, а затем вновь увеличение; для стали 07X16Н6 до Т= 990 К у несколько понижает­ ся, а свыше этой температуры ц/ повышается.

Нагрев стали 03Х12Н1 ОМТРВД вызывает

непрерывное увеличение как 8, так и \у; нагрев стали 12Х18Н10Т до 990 К приводит к некото­ рому спаду этих характеристик (хотя общий уровень 8 и ц/ остается высоким), а свыше - к их увеличению.

В процессе расплавления припоя все ис­ следуемые материалы испытывают снижение механических свойств (см. рис. 5), причем бо­ лее резко падает пластичность, о чем свиде­ тельствует низкое значение 8, составляющее не более 2 % при любой температуре испытаний, т.е. металлы становятся хрупкими и работа разрушения приближается к нулю.

Снижение 5 до 2 % и низкая работа раз­ рушения отмечаются также на сплаве ХН58МБЮД при воздействии медно-серебряно­ го припоя в том же интервале температур [2].

Действие расплава припоя сказывается и на падении прочности исследуемых материа­ лов (см. рис. 5), однако это зависит от класса материалов и их структуры. Так, например, для дисперсионно-твердеющих сплавов, в том чис­ ле сплава ХН58МБЮД, падение прочности

Рис. 4. Механические свойства материалов

взависимости от температуры:

а-для стали 12X18Н1ОТ; б - для стали 07Х16Н6; в - для сплава Н36ХТЮ; г - для сплава

ХН67ВМТЮ; д- для сплава ХН60МКБЮ;

е- для сплава ХН68М9Б2Ю; ж - для сплава ХН78Т;

з- для стали 06Х15Н6МВФБШ;

и—для стали 03Х12Н10МТРВД

273 973 1073 1173 1273 Температура, К

6B,0s, МПа

1 А

1

1 ^

1

273 973 1013 1173 1273 273 973 1073 1173 1273

Ов,0^МПа_

Л

бв,мпа <г,%

200

100V .

о%

-г д

Рис. 5. Изменение прочности а. и удлинения 6 материалов в зависимости от температуры при воздействии расплава припоя Cu-Ag:

а-для стали 03Х12Н10МТРВД; б - для стали 06Х15Н6МВФБШ; в - для сплава Н36ХТЮ; г - для стали 07Х16Н6; д - для стали 12Х18Н10Т; е - для сплава ХН67ВМТЮ; ж- для сплава ХН60МКБЮ; з - для сплава ХН68М9Б2Ю; и - для сплава ХН78Т

достигает 90 %, когда сплавы имеют гетеро­ генную структуру (Т й 1190 К), в то же время свыше этой температуры, когда структура сплавов представляет собой однородный у-твердый раствор с гомогенной структурой [2, 12], падение прочности не превышает 20 %. Для сталей мартенситного 03Х12Н10МТРВД и 06Х15Н6МВФБШ и переходного 07X16Н6 клас­ сов падение ст достигает 30 %, для остальных исследуемых материалов - не более 20 % [12].

Следует отметить: 1) разрушение образ­ цов всех исследуемых материалов происходит скачкообразно, т.е. процесс развития трещины идет с кратковременными неоднократными остановами; 2) при отсутствии растягивающих напряжений разрушение образцов под воздей­ ствием припоя не происходит.

В зоне контакта отмечаются лишь рав­ номерное избирательное растворение нике­ ля (элемента исследуемых материалов) в рас­ плаве припоя (см. рис 6, г) и избирательная диффузия меди (элемента припоя) в материалы

‘^L

---- *

(см. рис. 6, б), а также избирательное распре­ деление элементов припоя в трещине (см. рис. 7, б - для меди и рис. 7, в - для серебра - тре­ щина тупиковая).

Сопоставляя данные, полученные без припоя и в контакте с ним, можно отметить, что максимальный эффект снижения прочно­ сти при воздействии расплава характерен толь­ ко в интервале температур, где материалы имеют низкую пластичность в исходном со­ стоянии. В интервале температур с постоян­

ным ростом 5 и ц/ (в исходном состоянии) чув­ ствительность их к воздействию расплава при­ поя значительно ослабевает, но вместе с тем разрушение имеет хрупкий характер, пластич­ ность не превышает 2 %, а падение прочности достигает 20 %.

Дисперсионно-твердеющие сплавы, в от­ личие от гомогенного сплава и сталей, испы­ тывают усиление чувствительности к воздей­ ствию припоя в некотором интервале темпера­ тур, определяемом малой их деформационной

Снижение пластичности при увеличении ско­ рости деформации связано с уменьшением объема локальной деформации в районе заро­ дившейся трещины за счет уменьшения време­ ни локального деформирования материалов.

Поскольку деформация при ползучести является результатом действия нескольких механизмов: межкристаллитного скольжения (проскальзывания), внутризеренного скольже­ ния и других процессов, то различная степень деформации материалов с ростом ее скорости связана с неравномерной реализацией этих процессов как в объеме металла, так и в ло­ кальных участках на пути зарождения и разви­ тия трещин. Под воздействием припоя законо­ мерность изменения прочности материалов практически такая же, как и при испытании в неактивной среде, хотя процессы протекают более интенсивно.

В [12, 13] эта особенность объясняется со следующих позиций. С ростом скорости де­ формации уменьшается время до разрушения образцов. Следовательно, в поверхностных слоях и в зонах, граничащих с трещинами, бу­ дет наблюдаться уменьшение: глубины про­ никновения элементов припоя в основу; плот­ ности химических соединений; концентрации элементов замещения; плотности барьеров для выхода дислокаций. Эти процессы в значи­ тельной мере влияют на эффект охрупчивания, причем именно в сторону его ослабления.

Концентратор напряжений в виде риски глубиной 0,1 и 0,15 мм на сторону вызывает некоторые изменения в характере температур­ ных зависимостей свойств исследуемых мате­ риалов. Изменения заключаются в том, что у ряда сплавов и сталей, таких, как ХН67ВМТЮ, 06Х15Н6МВФБШ, 12Х18Н10Т, 07X16Н6, при испытании в исходном состоянии происходит повышение ств на 5 10 % , а у других ХН78Т и ХН67ВМТЮ - его уменьшение на 5 8 %. Величина 5 всех материалов уменьшается на 3 8 %. В контакте с расплавом припоя ств и 6 образцов всех материалов с концентратором на 8 12 % ниже, чем без концентратора напряжений.

Влияние концентратора напряжений в виде риски на изменение прочности материа­ лов в [12, 13] объясняется появлением микро­ напряжений в локальных объемах - в вершине риски, которые, суммируясь с внешними, уси­ ливают их воздействие. Возникновению мик­ ронапряжений способствует затруднение ре­ лаксационных процессов. Об этом свидетель­

ствует пониженный уровень пластичности всех исследуемых образцов с концентратором по сравнению с пластичностью образцов без кон­ центратора. Отсюда следует, что накопленная энергия в вершине риски образцов сплава ХН67ВМТЮ и сталей 06Х15Н6МВФБШ и 07X16Н6, видимо, превышает ту, которая мо­ жет быть поглощена ими; у других материалов, например сплавов ХН78Т, Н36ХТЮ и стали 12Х18Н10Т,-наоборот.

В контакте с припоем влияние риски про­ является на всех исследуемых материалах, о чем свидетельствует понижение прочности образцов. Усиление чувствительности мате­ риалов к охрупчиванию при наличии риски объясняется тем, что расплав припоя, адсорби­ руясь по «берегам» риски и в ее «вершине», интенсифицирует процессы, связанные с появ­ лением напряжений и затруднением пластиче­ ской деформации.

Размер зерна. В [12] установлено, что при увеличении размера зерна ств всех иссле­ дуемых материалов, за исключением стали 12Х18Н10Т, при испытании в исходном со­ стоянии повышается на 3 8 %, а 5 снижается на 3 5 %. При испытании образцов в контак­ те с расплавом припоя увеличение зерна на свойства проявляется неодинаково: а в сплава

материалов эта характеристика практически остается без изменений. Значение пластично­ сти 6 сплавов ХН67ВМТЮ и Н36ХТЮ с рос­ том зерна не изменяется, других материалов - немного уменьшается (но не более чем на 5 %).

Результаты исследования в [12, 13] пока­ зали, что повышение прочности и уменьшение пластичности материалов с увеличением диа­ метра зерна от 0,01 до 0’05 мм обусловлены следующими факторами: 1) большей концен­ трацией вторичных фаз (уменьшается протя­ женность границ зерен), а при их растворении - легирующих элементов, расположенных на границах зерен; 2) уменьшением общей протя­ женности границ зерен, что уменьшает вклад в деформацию путем проскальзывания зерен и миграции границ зерен; 3) повышением плот­ ности сегрегации в виде карбидных сеток и других соединений, в том числе и на основе легкоплавких элементов, что затрудняет пла­ стическую деформацию.

Повышение чувствительности к охрупчи­ ванию дисперсионно-твердеющих сплавов и сталей 06Х15Н6МВФБШ и 07X16Н6 при воз­

действии припоя связано с интенсификацией проникновения припоя по границам зерен крупнозернистого металла по сравнению с мелкозернистым. Отсутствие подобной зако­ номерности на других материалах при воздей­ ствии расплава, вероятно, обусловлено их од­ нофазным состоянием, в том числе и сплава Н36ХТЮ, в котором при 1240 К практически все фазы растворены в у-твердом растворе.

Покрытия. При нанесении покрытий, та­ ких, как молибден, хром, никель, установлено, что первые два покрытия, в отличие от послед­ него, не оказывают защитного действия [12]. Чувствительность всех материалов к разруше­ нию адекватна чувствительности без покры­ тий. При исследовании никелевого покрытия обнаружено, что при толщине И > 30 мкм оно является достаточным барьерным слоем, пре­ пятствующим хрупкому разрушению материа­ лов [12]. Поэтому использование его является эффективным способом для предотвращения появления трещин в конструкциях при пайке.

КОНТАКТНОЕ ВЛИЯНИЕ МЕДИ И СЕРЕБРА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА ХН67ВМТЮ И СТАЛИ 06Х15Н6МВФБШ

В [1-5, 12] указано, что пайку биметалли­ ческих конструкций осуществляют, используя преимущественно медно-серебряные припои - покрытия. В результате контактно-реакцион­ ного плавления, начиная с Т = 1050 К, на границе раздела металл-покрытие образуется расплав припоя. Так как до этой температуры покрытия находятся в твердом состоянии (на наружной оболочке - медь, на внутренней - серебро), поэтому оценка влияния твердых покрытий меди и серебра на чувствительность паяемых материалов актуальна. В связи с этим в [12] проведены исследования влияния этих элементов на примере сплава ХН67ВМТЮ и стали 06Х15Н6МВФБШ. Результаты оценки исследуемых материалов при испытаниях с твердой медью и серебром приведены в табл. 1.

Максимальное снижение о в вызывает серебро, что характерно для обоих материалов.

Исследование разрушенных образцов ме­ тодом Оже-спектроскопии (на примере сплава ХН67ВМТЮ) показало, что в трещинах, наря­ ду с медью или серебром, имеются следы лег­ коплавких элементов (Sn, Cd, S, Pd, К) и легко­ плавких соединений типа Cu6Sn, AgCd, NiSn2, CuS.

Водород. Влияние водорода на зарождение трещин в [12] исследовали на примере сплава ХН67ВМТЮ и стали 06Х15Н6МВФБШ. Появ­ лению водорода в паяемых материалах способ­ ствуют кислоты, в которых происходит травле­ ние материалов при удалении окисной пленки, и влага, содержащаяся в пористой футеровке печи. Результаты исследований показали: распределе­ ние водорода в объеме сплава ХН67ВМТЮ и стали 06Х15Н6МВФБШ после покрытия образ­

Т - 1190 К (температура пайки) наблюдается повышение концентрации водорода [в сплаве ХН67ВМТЮ до (10 15) • 10~^ % (масс.) и в стали 06Х15Н6МВФБШ до 3,3 10-4 % (масс.)] в зоне разрушения и на границе раздела рас­ плав-металл и уменьшение [в сплаве

(масс.)] в пограничном районе и в объеме ме­ таллов. Увеличение концентрации водорода в зоне разрушения объясняется появлением на­ пряжений и препятствием расплава припоя выходу его на поверхность.

Действие водорода на снижение прочно­ сти на примере сплава ХН67ВМТЮ, являюще­ гося наиболее чувствительным к появлению трещин при воздействии медно-серебряного припоя, показало, что данный металл при со­

(масс.) имеет минимальную прочность, состав­ ляющую 65 МПа, в то же время при концен­ трации его 3 Ю-"4 и (15 16) • 10-4 % (масс.)

Таблица 1