Изменения химического состава шва в зависимости от величины зазора при пайке никеля медью, меди припоем ПСр 70, алюминия цинком, цинка припоем ПОСК-51 приведены на рис. 29. Как видно из кривых, во всех случаях с уменьшением зазора содержание основного металла в шве увеличивается.
Если предположить, что перенос основного металла в расплав припоя при растворении происходит исключительно за счет атомарной диффузии, подчиняющейся уравнению Фика, то можно оценить время, необходимое для насыщения, например, меди железом при пайке. Согласно уравнению Фика.
Начальные и граничные условия имеют вид:
где а - зазор под пайку; t - время; С0 - растворимость железа в меди при данной температуре.
Решение уравнения примем в виде:
где D - коэффициент диффузии железа в меди, принимаемый постоянным.
Вследствие ликвации при кристаллизации экспериментально можно определить лишь средний состав зоны сплавления.
Временная зависимость средней концентрации железа в меди определится из предыдущего уравнения:
Для системы медь - железо коэффициент диффузии железа в меди при 1100°С составляет 8-10-5 см2/с. Зависимость коэффициента диффузии железа от его концентрации не учитывается, поэтому результат расчета будет приближенным. При зазоре а = 10-2 см необходимое время для насыщения меди железом до 0,9 С0 составит:
Поскольку минимальное время выдержки при температуре пайки принято 1 мин (см. табл. 6), временной зависимости состава жидкой фазы в зазоре 0,1 мм наблюдаться не должно, что и подтверждается экспериментами.
Расчет не учитывает конвекционного переноса в расплаве и капиллярного давления, в силу чего дает завышенное время насыщения меди железом. В действительности растворение должно происходить с гораздо большей скоростью.
При увеличении температуры пайки независимо от времени выдержки структура швов остается однофазной: твердый раствор железа в меди. Отсутствие временной зависимости дает основание предположить, что составы жидких фаз в шве при температурах пайки соответствуют равновесным, т. е. ликвидусу диаграммы состояния железо - медь, как и в случае пайки при 1100° С.
После кристаллизации такие сплавы должны иметь двухфазную структуру, состоящую из твердых растворов на основе меди и на основе железа.
Отсутствие в структуре зон сплавления второй из указанных фаз обусловлено ее выделением на поверхности основного металла в виде прикристаллизованных слоев, что и подтверждается микрорентгеноспектральным анализом образцов, паянных при температуре 1350° С (рис. 30). На кривой распределения отчетливо видна остановка, соответствующая слою твердого 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 основным металлом.
При пайке железа медью с разными зазорами структура, формирующаяся при затвердевании расплава, оказывается при прочих равных условиях различной в малых и больших зазорах. В широких зазорах (0,5-2 мин) кристаллизация происходит с образованием развитой дендритной структуры и имеет характер объемного затвердевания.
Содержание железа в осях дендритов достигает 4%, а на периферии падает до 2-2,5% (по массе). Смена форм затвердевания с изменением величины зазора вызывается изменением условий кристаллизации.
Согласно существующим представлениям, тип кристаллизации сплавов определяется градиентом температуры расплава, а также величиной и протяженностью области концентрационного переохлаждения вблизи фронта кристаллизации.
При прочих равных условиях уменьшение зазора, а следовательно, слоя кристаллизующейся жидкости, начиная с определенного момента, приводит к таким изменениям указанных факторов, что дендритная форма кристаллов постепенно уступает место ячеистой, а последняя - преобладающему росту кристаллов с гладкой поверхностью.
Рис. 30. Распределение меди в зоне спая при пайке армко-железа.
Окончательная кристаллическая структура металла зоны сплавления не соответствует первоначальным формам роста кристаллов. Новые границы зерен в шве пересекают в произвольных направлениях дендритные и ячеистые кристаллы. При больших зазорах имеются участки, где «вторичные» границы совпадают с пограничными зонами первичных дендритов.
При малых зазорах структура шва по ширине представляет собой один слой зерен. Возникновение вторичной структуры в литых сплавах связывается с образованием при кристаллизации большого количества дефектов (дислокаций и вакансий), способных перемещаться и группироваться в определенных участках затвердевающего металла.
Уменьшение зазора и, следовательно, количества затвердевающего металла в конечном счете приводит к образованию плоских границ зерен при пайке как однокомпонентными, так и многокомпонентными припоями.
С уменьшением зазора под пайку от 2 до 0,3 мм предел прочности стыковых соединений при пайке железа медью возрастает с 26 кгс/мм2, что выше прочности припоя в исходном состоянии, до значения, равного прочности железа (34,5 кгс/мм2).
При зазоре 0,3 мм медная прослойка оказывается равнопрочной с основным металлом. Дальнейшее уменьшение величины зазора приводит к тому, что зона сплавления оказывается прочнее основного металла. При механических испытаниях разрушение образцов происходит по основному металлу и прочность стыковых соединений, Выполненных с зазором 0,15 мм и менее, перестает зависеть от толщины медной прослойки.
Поскольку состав зоны сплавления зависит от величины зазора под пайку и с уменьшением зазора содержание основного металла в зоне сплавления возрастает, то наблюдаемая зависимость прочности паяного соединения от величины зазора может быть объяснена различной прочностью образующегося в шве сплава, измененном структуры шва с уменьшением зазора и «контактным упрочнением».
Начиная с определенной величины зазора, кристаллизация металла зоны сплавления идет с образованием по ширине шва одного ряда плоских зерен. В этих случаях кристаллизация происходит без разделения компонентов и твердый раствор В шве имеет более высокое содержание железа по сравнению с равновесным.
При механических испытаниях пластическая деформация развивается первоначально в шве - прослойке на медной основе, имеющей более низкое значение Предела текучести, чем у основного металла.
Однако в зонах спаев поперечный сдвиг медной прослойки сдерживается, поскольку основной металл еще не деформируется. В результате в медной прослойке возникает напряженное состояние объемного растяжения.
Максимальные касательные напряжения, под действием которых происходит пластическая деформация и разрушение материала путем сдвига, в условиях трехосного растяжения металла прослойки будут меньше, чем при одноосном растяжении, что и является причиной относительного упрочнения шва. Эффективность контактного упрочнения возрастает с уменьшением отношения толщины медной прослойки к ее диаметру.
В результате нормальные напряжения в прослойке могут значительно превысить предел прочности ее материала, определенный при свободной деформации. Для вязкого разрушения соединения по мягкой прослойке получена зависимость прочности соединения от механических свойств материала прослойки и ее размеров:
где σmв и εв - соответственно предел прочности и относительное удлинение материала прослойки в исходном состоянии; х - отношение толщины прослойки к ее диаметру.