2.2. Структура паяних з’єднань сталі припоями на паладієвій основі

 

            При паянні сталей зниження структурної і хімічної неоднорідності паяного шва для забезпечення всього комплексу механічних властивостей стикових з’єднань на рівні основного металу утруднено і в основному недосяжно. Для високотемпературного паяння сталей припої створюють із композицій кольорових металів (Ag, Zn, Cu, Ni, Co, Mn, Pd ), що дозволяє забезпечити технологічно прийнятну температуру паяння у межах 900-13000С. Швидкість дифузії основних компонентів припою в сталях при таких температурах незначна і не перевищує 10-8-10-10 см2/с. Отже, в паяному з’єднанні сталей, зокрема в спаї, значний градієнт концентрації елементів між металом шва і основним металом є характерною ознакою. Суттєвою є різниця в механічних властивостях припою як  менш міцного і основного металу.

            Однак структурну неоднорідність у спаї  можна зменшити при певній комбінації складів основного металу і припою на основі ефекту епітаксії.

            Особливості формування паяного з’єднання сталей різного класу припоями на основі паладію, що характеризуються високою межею міцності, текучості та в’язкості при нормальних умовах і при високій температурі розглянуто далі.

            Комплексною оцінкою механічних властивостей паяних з’єднань з капілярним паяльним зазором високоміцних  сталей визначили, що припої на мідно-нікелево-марганцевій основі (ВПр4, ПМ17, 45А) формують з’єднання з низькою міцністю (≤ 400 МПа), з’єднання  припоями  на марганцево-нікелевій основі (Г70НХ) мають низьку ударну в’язкість (≤ 20 Дж/см2), міцні і  в’язкі з’єднання мідно-нікелевими  припоями (ВПр1) мають низьку утомлювану міцність  (≤ 120 МПа). Статичну  і  утомлювану міцність, а також в’язкість, необхідну для стикових з’єднань високонавантажених деталей, таких, як робочі колеса відцентрових компресорів,  забезпечують припої на паладієво-нікелевій основі (ПЖК-1000) [62].

            Припій системи Pd-Ni-Cr марки ПЖК-1000 має температуру паяння  ≈ 12500С. Нагрів до такої температури змінює механічні властивості  сталей і для їх відновлення виконують термічну  обробку. Причому термічній обробці підлягає паяний вузол, деталі якого з’єднані паяними швами. Природно, що термічну обробку проходять одночасно основний метал і паяне з’єднання, в якому теж відбуваються структурні перетворення.

            Вплив термічного циклу паяння і термічної обробки, як приклад, розглянуто  на з’єднанні високоміцної мартенсито-старіючої сталі 09Х15Н9Ю припоєм ПЖК-1000. Паяння виконувалося у вакуумній печі.  Результати випробовувань  наведені в табл. 2.4.

            Термічна  обробка, яка складається з аустенізації після паяння при нагріванні  і охолодженні  у вакуумній печі, обробка холодом і старіння відновлюють механічні властивості сталі і забезпечують властивості паяного з’єднання  на рівні основного металу. Властивості, відповідні вимогам  до  основного металу і з’єднання, також забезпечує термічний  цикл з ізотермічною витримкою при 10500С після температури паяння  з наступним охолодженням у вакуумній печі.

            Дослідження  паяного з’єднання сталі 09Х15Н9Ю припоєм ПЖК-1000 виявили істотний вплив  температури  і тривалості витримки розплаву припою в контакті з основним металом на властивості з’єднання [63]. На рис. 2.9  подано вплив  на механічні  властивості паяного з’єднання   основних  факторів  режиму  паяння  – температури,  витримки,  розміру  зазору  і  розрідження в камері вакуумної

печі.  Збільшення  температури  і  тривалості витримки призводить до значного  зниження всіх механічних властивостей з’єднання. Збільшення  розміру паяльного зазору приводить до незначного зниження межі міцності, ударна в’язкість  із  зростанням   ширини   шва   збільшується. Підвищення  тиску  в  камері  вакуумної  печі,  тобто  зниження  глибини  вакууму,  дещо знижуючи  межу міцності,

Таблиця 2.4 – Вплив термічного циклу паяння і термічної обробки на механічні властивості  паяного з’єднання сталі 09Х15Н9Ю припоєм ПЖК-1000

 

           

призводить до  значного зниження ударної в’язкості. Термічна  обробка, яка складається з аустенізації після паяння при нагріванні  і охолодженні  у вакуумній печі, обробка холодом і старіння відновлюють механічні властивості сталі і забезпечують властивості паяного з’єднання  на рівні основного металу. Властивості, що відповідають вимогам до основного металу і з’єднання, також забезпечує термічний  цикл з ізотермічною витримкою при 10500С після температури паяння  з наступним охолодженням у вакуумній печі.

            Дослідження  паяного з’єднання сталі 09Х15Н9Ю припоєм ПЖК-1000 виявили істотний вплив  температури  і тривалості витримки розплаву припою в контакті з основним металом на властивості з’єднання [63]. На рис. 2.9  наведено вплив на механічні властивості паяного з’єднання основних чинників режиму паяння  – температури, витримки, розміру зазору і розрідження в камері вакуумної печі. Збільшення температури і тривалості витримки призводить до значного  зниження всіх механічних властивостей з’єднання. Збільшення  розміру паяльного зазору призводить до незначного зниження  межі  міцності, ударна в’язкість із зростанням ширини шва збільшується. Підвищення  тиску в камері вакуумної печі, тобто зниження глибини вакууму, дещо знижуючи  межу міцності, приводить до  значного зниження ударної в’язкості і межі витривалості.

            Металографічним аналізом паяних з’єднань і припою виявлено, що після витримки до 3 хв. метал шва має однофазний стан (рис. 2.10) [64]. При витримці  4 хв на межах зерен металу шва з’являється сітка дрібнодисперсних включень.

            При збільшенні  витримки до 10 хв різко змінюється витравлювання на ділянках зерен, які прилягають до межі зерен, сітка дрібнодисперсних включень переміщується в глибину зерна. Після 15 хв. цей процес посилюється, гомогенні ділянки зерен зменшуються, на межах зерен з'являються острівці нової фази (рис. 2.11).

            Збільшення температури паяння  до 12800С призводить до  появи  цієї  фази  вже  при короткочасній витримці (рис. 2.12). Суцільність інтерметалідної сітки порушується, інтерметаліди  коагулюють.   Зміна   витримки   в   межах 0-20 хв не вносить істотних змін у структуру металу шва. Вимір  мікротвердості  з'єднання показав, що дифузійна зона в основному металі, спай і метал шва мають більш низьку порівняно з основним металом твердість. Межі зерен у швах, паяних при температурі 12800С,  мають твердість, таку, як і  основний метал.

            На межах зерен металу шва, паяного при 12800С з витримкою більше 15 хв, надлишкова фаза має мікротвердість 570 НV20.  При цьому спостерігається утворення субструктури усередині самої фази. Аналіз структури переплавленого в таких умовах припою ПЖК-1000 не виявив змін, вона залишається гомогенною. Це свідчить про те, що структура металу паяного шва обумовлена істотною взаємодією з основним металом.

            Шви, що  паяні при 12500С із зазором 0,1 мм, утворені металом з двома рядами рівновісних зерен. Фаза, що випадає при більших витримках, розташована по осі шва. При збільшенні зазору до 0,2 і 0,3 мм збільшуються вдвічі розміри зерна у шві. Поряд із більшими зернами утворюються й більш дрібні, що усуває чітку орієнтацію меж зерен по осі шва (рис. 2.13). При температурі 12800С кристалізація металу шва має дендритний характер. Ширина шва при різних розмірах зазорів приблизно на 40% більша, ніж у швах, паяних при температурі 12500С. Це свідчить про значну частку основного металу в утворенні металу шва.

            Мікрорентгеноспектральний аналіз показав, що в металі шва при збільшенні температури й тривалості витримки зростає вміст заліза. Підвищення температури паяння збільшує швидкість розчинення Fe у розплаві припою. Вміст основних елементів припою Pd і Nі знижується, що пов'язане із збільшенням ширини шва. Зменшення вмісту хрому в металі шва при збільшенні витримки й температури паяння пов'язане з його значним випаруванням  з розплаву у вакуумі [8].

            Спектрограми металу швів, на межах зерен якого утворилася нова фаза, дозволили визначити її склад. Основну частку становлять Pd, Al і Nі, а Cr і Fe відсутні. При взаємодії розплаву припою з основним металом рідка фаза збагачується Fe і Al. Залізо, що утворює безперервний ряд твердих розчинів з усіма елементами припою, легко розміщується  при кристалізації в його ґратці, утворюючи  новий твердий розчин системи Pd-Nі-Cr-Fe. Алюміній, що має порівняно з елементами нового розчину найбільший розмір атома, відтискається до меж зерен, де створюються більш сприятливі умови для утворення ґратки із зміненими порівняно з основною матрицею розмірами [65]. Накопичувальна локалізація Al приводить до утворення евтектики Pd-Nі-Al. Про можливість існування такої евтектики свідчить однотипність діаграм стану Pd-Al і Nі-Al в області високих концентрацій Pd і Nі. Відповідно до  цих діаграм існують евтектики Pd2Al-Pd і Nі3Al-Nі з температурами плавлення 1023 і 13850С при вмісті алюмінію 92 і 87% (ваг.) [60]. Подальше збільшення вмісту Al із зростанням температури приводить до виділення з евтектики інтерметалідів Pd2Al і Nі3Al (рис. 2.14).

 

            Гомогенізуючий відпал при температурах 1050, 1100, 1150 і 12000С тривалістю однієї години приводить до більш рівномірного розподілу дрібних інтерметалідів, не змінюючи характеру розподілу евтектичної фази. Гартування у воду після витримки з'єднання протягом  30 хв при тих самих температурах істотних змін у структуру металу шва не вносить, за винятком температури 12000С, при якій утворюється гомогенна, вільна від сітки дрібнодисперсних інтерметалідів, структура металу шва. Евтектична фаза зберігається й у цьому випадку. Така висока стійкість фази пояснюється, імовірно, обмеженою розчинністю алюмінію у твердому розчині Pd-Nі-Cr-Fe [66].

            Паяні припоєм ПЖК-1000 з'єднання сталей, які не мають  у своєму складі Al, мають високі пластичні властивості. Так, наприклад, з'єднання  сталі 12Х18Н10, паяні при температурі 12800С і витримці 20 хв, мають гомогенну структуру металу шва й при випробуванні на розтягування й ударну в'язкість руйнуються тільки по основному металу. Це є непрямим підтвердженням того, що фаза Pd-Nі-Al  обумовлює крихкість паяного  з'єднання [67].

            Застосування  сталі перехідного класу 07Х16Н6, в якій відбувається мартенситне старіння, не має в своєму складі алюмінію, усуває небезпеку формування крихких паяних з'єднань. Корозійностійка сталь перехідного класу створена як найбільш проста за складом з максимально можливим вмістом хрому, високими механічними й технологічними властивостями. Знижений вміст вуглецю забезпечує гарні технологічні властивості. Кількість хрому й нікелю зменшено порівняно з відомою аустенітною сталлю Х18Н9Т лише на величину, достатню для того, щоб перевести сталь у перехідний клас і гарантувати відсутність у структурі  фериту. Основні труднощі у створенні такої сталі в тому, що невеликі коливання вмісту елементів у складі сталі істотно змінюють магнітність сталі й температуру мартенситного перетворення, що впливає на ступінь розпаду аустеніту на мартенсит і на механічні властивості сталі [54].

            Для створення сталі перехідного класу із стабільно високими механічними властивостями можна допустити коливання хімічного складу за умови доведення в процесі виплавки стану  мартенситного перетворення МН кожної плавки до заданого значення. Для швидкої оцінки температури МН у процесі плавки відбирають проби рідкого металу, охолоджують у кокілі й на спеціальному приладі заміряють намагнічування литих проб. Хімічний склад сталі, що перебуває в печі, коригують за результатами намагнічування литих проб.

            Аналогічно сталі 09Х15Н9Ю сталь 07Х16Н6 може бути переведена перед паянням  в аустенітний стан, а при обробці холодом і низькотемпературному  старінні набуває високих механічних властивостей. Однак високотемпературне нагрівання у вакуумній печі негативно впливає на її властивості. Охолодження після високотемпературного нагрівання у вакуумній печі призводить до крихкості  сталі, тому що нагрівання викликає значний ріст зерна, а повільне охолодження в інтервалі температур 1000-7000С призводить до випадання на межах зерен прошарку карбідів хрому (рис. 2.15).

            Перехід у крихкий стан  сталі 07Х16Н6 при повільному охолодженні пояснюється утворенням малопластичного мартенситу в зонах, збіднених хромом [68]. У табл. 2.5 наведені механічні властивості сталі 07Х16Н6 після охолодження з різними швидкостями.

            Високотемпературне нагрівання до температури паяння викликає значний ріст зерна. Їхні розміри перевищують бал 1 після температури 13200С і досягають бала 1-2 після 12500С. Наступна  нормалізація при нагріванні до 10000С у вакуумній печі призводить до зменшення розмірів зерна до 4-5 балів після нагрівання до 12500С. Нормалізація після нагрівання до 13200С незначно зменшує розмір зерна й у ряді  випадків  на межах зерен після такого циклу термічної обробки сталі спостерігається випадання сигма - фази (рис. 2.16).

Таблиця 2.5 – Вплив режиму термообробки на механічні властивості сталі 07Х16Н6

            Для відновлення пластичних властивостей сталі 07Х16Н6 після високотемпературного нагрівання необхідно застосувати нормалізацію при температурі 10000С з наступним швидким охолодженням до температури 7000С. Для деталей невеликої товщини ефективно застосовувати охолодження на повітрі або в аргоні, уведеному в камеру вакуумної печі при 10000С. Деталі з перерізом більше      20 мм необхідно охолоджувати у воді або мастилі. У цьому випадку сталь набуває дрібнозернистої структури із межами зерен, що важко виявляються (рис. 2.17).

            При виборі припою для паяння  сталі 07Х16Н6 випробувані припої різних систем на основі міді, нікелю, марганцю й паладію. Комплекс оптимальних механічних властивостей паяного з'єднання забезпечує припій на паладієвій основі ПЖК-1000 [69].

 

            Дослідження впливу параметрів паяння  (температури, тривалості витримки, розміру паяльного зазору, розрідження в камері вакуумної печі) на механічні властивості з'єднань, паяних припоєм ПЖК-1000, показали, що вимоги до величини розрідження в камері вакуумної печі при паянні сталі 07Х16Н6 порівняно з паянням  сталі 09Х15Н9Ю можуть бути знижені. Якщо при паянні сталі 09Х15Н9Ю якісне формування шва можливо тільки при розрідженні більше 0,01 Па, то сталь 07Х16Н6 можна паяти як при вакуумі, забезпечуваному бустерними насосами (0,1 Па), так і при форвакуумному відкачуванні механічними насосами (1 Па).

            Зміна температури паяння  в межах від 1240 до 13200С, тривалості витримки від 0,1 до 20 хв, розміру паяльного зазору від 0,05 до 0,25 мм мало впливає на межі міцності, текучості й утоми паяних з'єднань. Ударна в'язкість з'єднання залежить від зміни цих параметрів більшою мірою. Метал паяного шва являє собою м'який прошарок у з'єднанні; збільшення її товщини й зменшення твердості приводять до підвищення роботи ударного руйнування. При температурі паяння 1240-12500С твердість металу шва майже  в  2  рази  менша  твердості  основного  металу (рис. 2.18). Структура металу шва – однофазна.

            Збільшення температури паяння приводить до утворення дендритної структури з інтерметалідними включеннями в міждендритних прошарках (рис. 2.19). У більшості випадків аналогічні зміни структури відбуваються при збільшенні тривалості витримки розплавленого припою при температурі паяння. Значно позначається на властивостях паяного з'єднання збільшення температури паяння до 13200С при малому розмірі паяльного зазору: при нетривалій витримці розплавленого припою в зазорі 0,05 мм твердість металу шва збільшується в 2 рази. При зменшенні паяльного зазору спостерігається й інше негативне явище: у швах з'єднань, виконаних із зазором 0,05 мм,  на всіх режимах утворювалися непропаяні ділянки.

           

            Аналіз  результатів  дослідження  ударної в'язкості з'єднань, виконаних при різних режимах, показує, що для підвищення ударної в'язкості необхідно знижувати температуру  й час витримки й збільшувати розмір паяльного зазору. Перша умова може бути виконана, а при збільшенні паяльного зазору збільшується витрата дорогого припою й  з'являється  небезпека  витікання  розплаву  із зазору. Задовільні властивості має з'єднання (σв =1050-1200 МПа; ан = 60-80 Дж/см2; σ-1 =350 МПа), виконане при температурі 1250+10-150С, витримці 3-6 хв і паяльному зазорі 0,12-0,15 мм. При цьому в зазорі між деталями можна розмістити фольгу припою товщиною 0,1 мм , що забезпечує гарантоване без непропаїв формування шва.

            Для відновлення механічних властивостей основного металу     сталі     07Х16Н6     після   високотемпературного нагрівання при паянні необхідна термічна обробка за циклом - нормалізація з охолодженням на повітрі, у воді або мастилі,  охолодження до – 50-700С і старіння при 350-4000С. У паяних вузлах такий самий цикл термічних операцій проходять паяні з'єднання. Нормалізація виконується при температурі  1000-10500С.  При  нагріванні   паяних  з'єднань  до  10000С на повітрі відбувається окиснювання металу паяних  швів. Ступінь  окиснювання  металу  швів, виконаних жароміцним  припоєм  ПЖК-1000,  залежить  від режиму паяння. Метал швів, паяних  при  високих температурах (13200С) і тривалій витримці (20 хв) впродовж  часу нагрівання й витримки при температурі нормалізації, окиснюється на глибину 5-6 мм. Окиснювання металу  швів,  виконаних при температурі 12500С, має поверхневий

характер. Окиснюються галтелі паяних швів на глибину 0,1-0,2 мм. При цьому окиснюється метал у зонах, що примикають до меж зерен на лінії зустрічі фронтів кристалізації металу шва (рис. 2.20).

 

            Аналіз мікроструктури швів, виконаних при температурі 1250, 1280, 13200С з витримкою 0,1, 5, 10 хв, показує, що в стані після паяння  пористість у швах відсутня. Пори утворюються після нагрівання на повітрі. При нагріванні на повітрі відбувається інтенсивне окиснювання інтерметалідних і міждендритних прошарків. У швах з гомогенною структурою окиснюються тільки поверхневі шари металу. Утворення пористості в металі шва приводить до істотного зниження механічних властивостей з'єднання.

            Для захисту від окиснювання поверхні  паяних швів застосовували покриття з фрити ЭВТ-1, що наноситься на поверхню перед термообробкою і розплавляється під час нагрівання. Розплав фрити зменшує глибину окиснювання металу швів, однак пористість у галтелях  швів не усувається.

            Багато складних вузлів, що працюють при великому навантаженні, виготовляється з низьколегованих сталей марок  40ХНМА,  34ХН1М,  34ХН3М  з  міцністю   до 1000 МПа й ударною в'язкістю до 80 Дж/см2. Експерименти показали, що паяння  цих сталей припоями на мідній, мідно-марганцевій, марганцево-нікелевій, мідно-нікелевій і паладієво-нікелевій основі не забезпечують паяному з'єднанню необхідної ударної в'язкості (табл. 2.6) [70].

 

Таблиця 2.6 – Механічні властивості паяних з’єднань сталі 34ХН3М

 

            Відомі технологічні засоби, такі, як  підвищення шорсткості поверхні, зміна тривалості витримки, нікелювання поверхні, не підвищують механічних властивостей з'єднання. Деяке підвищення ударної в'язкості досягається із збільшенням розміру паяльного зазору при паянні припоєм ПЖК-1000 (рис. 2.21).

            При зміні розміру паяльного зазору у швах, паяних припоєм ПЖК-1000, змінюється структура металу паяного шва (рис. 2.22). Зміна дисперсності й характеру орієнтації надлишкової фази, що утворюється в результаті взаємодії розплаву припою з основним металом, приводить до значної зміни ударної в'язкості з'єднання.

            З роботи [71] відомо, що паладій перешкоджає розчиненню вуглецю в рідкому припої. У цьому випадку виключається небезпека утворення в металі шва карбідів, які сприяють крихкості з'єднання. Зазначені особливості паладію створюють передумови для застосування припою ПЖК-1000 системи Pd-Nі-Cr при паянні  низьколегованих і вуглецевих сталей. Залізо, що становить основу цих сталей, внаслідок необмеженої розчинності в елементах припою, при взаємодії з ним, буде утворювати новий твердий розчин  Pd-Nі-Cr-Fe,  що  приведе  до  збільшення  міцності паяного з'єднання. Відсутність карбідів хрому в металі шва повинне  забезпечити з'єднанню високі пластичні властивості. Однак  з'єднання сталей 34ХН1М і 40ХНМА, паяних припоєм ПЖК-1000, мають низьку ударну в'язкість, а в металі швів виявлена надлишкова фаза, характер розподілу якої значною мірою  впливає на пластичні властивості з'єднання. Для визначення складу фази і її впливу на властивості з'єднання досліджували структуру металу шва при паянні  армко-заліза, а також сталей 20, 45, У8 і У10 із вмістом вуглецю відповідно 0,05; 0,18; 0,48; 0,76 і 0,99% [72]. У табл. 2.7 наведені механічні властивості паяних з'єднань.

Таблиця 2.7 – Механічні властивості з'єднань, паяних припоєм ПЖК-1000

 

            Як видно з таблиці, міцність паяних з'єднань перебуває на рівні міцності середньо- й високовуглецевих сталей і перевищує міцність низьковуглецевих. Ударна в'язкість з'єднань значно нижча, ніж основного металу, й різко знижується при збільшенні в сталі вмісту вуглецю. Зниження ударної в'язкості з'єднання армко-заліза й сталі 20 пов'язане з різними  механічними  властивостями  шва й основного металу. Метал шва в цих випадках міцніше і твердіше основного металу, що приводить до зниження ударної в'язкості. Зниження ударної в'язкості з'єднань середньо- й високовуглецевих сталей пов'язане з особливістю структури з'єднань.

            Дослідження мікроструктури з'єднань після паяння  і ізотермічного нагрівання при 10000С тривалістю 4 год  показало,  що  метал  шва  з'єднань армко-заліза й сталі 20 залишається  гомогенним  в  усіх  досліджених  станах (рис. 2.23). У металі швів сталей 45, У8 і У10 випадає надлишкова фаза, розміри якої значно збільшуються після ізотермічного нагрівання.

            Кількість  фази, що утворилася, збільшується із зростанням вмісту вуглецю в сталі. Термічна обробка приводить до рівномірного розподілу фази по всьому перерізу шва в сталі 45 і практично не змінює характеру розподілу фази у швах сталей У8 і У10. Мікротвердість фази перевищує 1480 НV20. Така висока твердість характерна для карбідів металів, зокрема  для  Cr23C6 [73]. Карбідна природа  фази, яка утворюється, підтверджується металографічним аналізом змін мікроструктури, що свідчать про активну дифузію вуглецю в метал шва. На рис 2.23 а видно, що прилягаючі до металу шва зерна основного металу сталі 20 мають повністю  феритну структуру. Великі зерна зберігаються й після нормалізації, що свідчить про низький вміст  вуглецю  в них [74. ]. Зниження вмісту вуглецю в зернах дифузійної  зони відбувається й у з'єднанні сталі 45.

Тут цей процес приводить до збільшення (до 60%) феритної складової сталі. У сполуках сталей У8 і У10 дифузійна зона не має видимих відмінностей від структури основного металу. Очевидно, при великому вмісті вуглецю в сталі вирівнювання його вмісту у сполуці відбувається в процесі паяння  й наступного охолодження. Мікрорентгеноспектральний аналіз показав, що в метал шва всіх досліджених сталей переходить до 20% заліза. Вміст вуглецю у швах сталей 20, 45, У8 і У10 такий самий, як і в основному металі. Вуглець у шві армко-заліза не виявлений. Наочне подання про розподіл елементів у шві дає зйомка їхнього характеристичного випромінювання (рис. 2.24).

            На рис 2.24 б наведено електронно-мікроскопічне зображення шва сталі У10, створюване вторинними електронами. Видно, що будова зовнішньої електронної оболонки  фази, що утворилась, значно відрізняється від основної матриці металу шва. Такий вигляд електронного зображення характерний для випадків випадання із твердого розчину хімічної сполуки. На 2.24 в  показане характеристичне випромінювання хрому; видно підвищення його концентрації у фазі. Аналогічну картину дає випромінювання вуглецю.  Рис 2.24 г  показує відсутність паладію в місцях розташування фази, аналогічний розподіл  заліза й нікелю. Отже, фаза є карбідом хрому, що утворилася в результаті дифузії вуглецю в розплав припою з основного металу. Паладій, як і нікель, розчиняє вуглець (до 2,45% ваг.) [49], що створює умови для утворення карбідів хрому, які спричиняють крихкість паяного  з'єднання.

            Застосування припоїв, що не містять активних карбідоутворюючих елементів, є радикальним способом підвищення пластичних властивостей паяного з'єднання. Застосування як припою для паяння  вуглецевих сталей у вакуумі бінарного сплаву системи Pd-Nі утруднено через активне розчинення основного металу розплавом Pd-Nі. Бінарний сплав Pd-Nі характерний необмеженою взаємною розчинністю елементів і відсутністю перетворень у твердій фазі. Діаграма стану має мінімум при 60 ваг. % Pd з температурою плавлення 12370С. При паянні сталі таким сплавом з'єднання з фіксованим зазором 0,1 мм утворюється шов шириною 0,3-0,4 мм, що призводить до витікання розплаву із зазору.

            Введення до складу припою елементів основного металу зменшує ерозію. Тому доцільно введення до складу припою заліза, що є основою сталі й у той самий час менш активним, ніж  хром, карбідоутворювачем. Аналіз бінарних систем Pd-Nі, Pd-Fe, Nі-Fe показав, що в потрійному сплаві Pd-Nі-Fe при певному вмісті Fe може існувати область однофазного твердого розчину із прийнятною для паяння  температурою плавлення. Досліджені сплави із вмістом заліза в межах 5-37% і шви на сталі 34ХН1М, виконані ними, мають однофазну структуру, що не змінюється після всіх стадій термічної обробки (нормалізації, гартування, відпуску) [75, 76]. Збільшення в складі припою заліза не змінює його твердість і ударну в'язкість з'єднання. Однак температура плавлення зростає до 13200С, що вкрай небажано для припою, призначеного для паяння  сталей. Введення марганцю знижує температуру плавлення припою, однак знижує механічні властивості з'єднання через утворення багатофазної структури при вмісті Mn більше 3% (рис. 2.25). Введення міді монотонно знижує температуру плавлення припою й твердість сплаву, при вмісті до 16% трохи збільшує ударну в'язкість з'єднання. Сплав Pd-Nі-Fe-Cu у дослідженому діапазоні вмісту  Cu (до 30%) має однофазну структуру (рис. 2.26). При вмісті Cu більше 16% у структурі сплаву після відпалу при 11000С спостерігається двійникування, що є типовою особливістю рекристалізованої структури твердих розчинів з міддю [77].

            Сплави Pd-Nі-Fe з домішками Mn і Cu при нагріванні у вакуумі змочують, але вони не розтікаються на низьколегованих вуглецевих сталях. Сплави, що містять більше 10% Mn, розтікаються по сталі, при цьому перед фронтом  сплаву, що розтікається, рухається "ореол" тонкої плівки, яка покриває метал, що паяється. Імовірно, багатофазна будова обумовлює збільшення температурного інтервалу між солідусом і ліквідусом сплаву. Більш легкоплавка складова, перегріваючись, поліпшує розтікання. Перегрів сплавів з добавкою міді на 30-500С також приводить до розтікання, однак такий технологічний метод небажаний через підвищення температури паяння  й перегріву сталі.

            Відомо, що введення до складу припою в невеликих кількостях бору, кремнію й лужних металів надає йому  властивості, що самофлюсують, і поліпшує розтікання [78]. Введення бору в сплав Pd-Nі-Fe сприяє його розтіканню, однак у кількості більше 0,04% різко знижує ударну в'язкість з'єднання. Літій, уведений у сплав через лігатуру Cu-Lі, також сприяє розтіканню сплаву Pd-Nі-Fe-Cu, не змінюючи при цьому ударну в'язкість з'єднання. Механізм самофлюсування літієм зв'язують із роллю гідрату літію як розчинника оксидів. Однак при високотемпературному  паянні  у вакуумі такий механізм малоймовірний, тому що гідрат літію вже при 6000С розкладається. Поліпшення розтікання при вакуумному паянні припоєм, що містить літій, імовірно пов'язане з різницею електронегативності  елементів. При взаємодії рідкої й твердої фаз, що мають елементи з різним ступенем електронегативності  будуть утворюватися хімічні сполуки, що знижують у момент свого утворення міжфазну енергію й тим самим сприяють розтіканню [79, 80].

            Картина розтікання припою системи Pd-Nі-Fe, легованого літієм, на різних сталях подана на рис. 2.27.

            Розтікання поліпшується з підвищенням вмісту вуглецю в сталі й розрідженням в камері вакуумної печі. Для забезпечення розтікання припою на сталях з низьким вмістом вуглецю необхідно застосовувати комплексне мікролегування елементами, що активують розтікання.

            Для паяння  низьколегованих сталей визначений такий оптимальний склад основи припою, %: 32 Pd, 22 Nі, 30 Fe, 16 Cu. В основний сплав уведені мікродомішки елементів, що сприяють розтіканню припою при паянні  у вакуумі: 1,8 Mn; 0.08 Sі; 0.02 B; 0.04 Lі; 0.02 K; 0.02 Na [81]. Припій такого складу пластичний, деформується у фольгу, має температуру плавлення 1210-12400С.

            Дослідження розтікання припою показало, що в тих випадках, коли припій розміщений у зазорі, для забезпечення якісного  паяння  низьколегованої сталі допустиме нагрівання у вакуумі 10 Па. При капілярному  паянні, коли потрібне переміщення розплаву припою в зазор зовні, необхідне застосування вакууму з розрідженням 0,1 Па. Механічні властивості сполук, виконаних при різних степенях розрідження в межах 0,01-10 Па, змінюються незначно. Дослідження впливу температури, тривалості витримки і  розміру паяльного зазору показало, що з'єднання сталі 34ХН1М, виконані припоєм системи Pd-Nі-Fe, мало чутливі до змін цих факторів (табл. 2.8).

            Структура  паяного з'єднання сталі 34ХН1М показана на  рис. 2.28. Метал  шва,  виконаний  припоєм  системи Pd-Nі-Fe, у початковому після паяння  стані має підвищену травимість у дифузійній зоні на межі з основним металом, обумовлену нерівномірним розподілом елементів. Нормалізація усуває цю нерівномірність. Паяне з'єднання після повного циклу термообробки - нормалізації, гартування й відпуску – не має істотних відмінностей твердості по всьому перерізі шва. Шов стосовно   основного металу є м'яким прошарком (рис. 2.28 г).

Таблиця 2.8 – Вплив режиму паяння  на механічні властивості сполуки сталі 34ХН1М

припоєм  системи Pd-Nі-Fe

 

 

 

            М'який, але в той же час міцний прошарок металу паяного шва, що не має карбідних, інтерметалідних включень і лікваційних прошарків, забезпечує паяній сполуці низьколегованих сталей комплекс механічних властивостей - межу міцності, утоми й ударну в'язкість – що дорівнюють основному металу.

            Однак зменшення відмінності структури й властивостей основного металу та  шва є вкрай бажаним для підвищення міцності й надійності сполуки. Одним зі способів досягнення цього може бути застосування як основи  припою системи Pd-Co-Fe. Бінарний сплав Pd-Co характерний безперервною розчинністю елементів і більш низькою, ніж у сплаві Pd-Nі, мінімальною температурою плавлення – 12170С [49]. Со, як і Nі, належить до восьмої перехідної групи металів і за своїми властивостями мало відрізняється від Nі. Потрійна система Pd-Co-Fe досліджена в роботі [82], де  наведена діаграма, відповідно до  якої при вмісті Fe до 20% існує однофазний γ- твердий розчин при співвідношенні 40 Pd - 30 Co. Подальше збільшення вмісту Fe призводить до утворення двофазного α + γ, а далі й трифазного сплавів. Утворення двофазної структури пов'язано в основному з перетвореннями, що відбуваються в системі Co-Fe при температурі нижче 10000С. Тут має місце аустеніто-феритне перетворення γ-α при концентрації Fe більше 10 %.

            Дослідження сплавів на основі 64Pd -36Co з вмістом Fe від 4 до 35% і паяних сполук низьколегованої сталі, виконаних цими сплавами,  показало, що вони багато в чому аналогічні системі Pd-Nі-Fe. Однак структура металу шва значно відрізняється. Сплав Pd-Co також, як і Pd-Nі, значно розчиняє основний метал. Шов, утворений цим сплавом, має на ≈ 40% більшу ширину порівняно з вихідним розміром паяльного зазору. Структура металу шва в стані після паяння має литу структуру. Нормалізація гомогенізує метал шва (рис. 2.29).

            При введенні в сплав до 15% Fe  метал шва має однофазну структуру. Подальше збільшення Fe приводить до появи в зоні, прикристалізованій до металу, що паяється, невеликих зерен із двофазною структурою. При вмісті Fe 28% утворюється метал шва, у якому двофазна структура переважає (рис. 2.30 а).

            Сплав з вмістом Fe 35% утворює метал шва, в якому є невеликі ділянки з однофазною структурою. Дослідження структури металу шва після різних стадій термічної обробки показало, що в паяному шві, як і в основному металі. відбуваються структурні перетворення. На рис. 2.31 наведена структура металу шва після послідовних стадій термічної обробки паяного з'єднання: нормалізації, гартування й відпуску. Після гартування метал шва має структуру аустенітного типу. При відпуску відбувається γ-α - перетворення. В усіх випадках структура металу шва змінюється, як і основний метал. Такі зміни, що відбуваються одночасно в основному металі і  металі шва, сприяють створенню структурно однорідних паяних сполук, у яких властивості шва й основного металу мало відрізняються.

            На рис. 2.32 показана структура з'єднання сталі 34ХН1М, виконаного сплавом Pd-Co-Fe (35%), після повного циклу термообробки. При паянні витримка розплаву припою в контакті з основним   металом становила 15 хв. У металі шва збільшився вміст заліза й вуглецю, й, можливо, відбулася ізотермічна кристалізація. Як видно, такі умови паяння забезпечують утворення металу шва, однорідного з основним металом по всьому перерізі. При випробуванні паяних з'єднань із такою структурою на розтягання й ударну в'язкість руйнування відбувається як по шву, так і по основному металу.