真空钎焊

真空钎焊（精选5篇）

真空钎焊 篇1

摘要：采用BNi-7+9%Cu复合钎料对纯Fe进行真空钎焊, 研究不同钎焊温度对焊接接头的影响。运用光学显微镜 (OM) 、扫描电镜 (SEM) 、能谱分析 (EDS) 、X射线衍射分析及显微硬度分析对焊接接头进行研究。结果表明, 接头主要由等温凝固区、非等温凝固区和扩散影响区组成。等温凝固区为富Cr、Fe的γ (Ni, Cu) 固溶体, 非等温凝固区由γ (Ni) +Ni-P共晶组织和Ni-Cr-P金属间化合物组成。当钎焊温度为940℃时, 由于扩散影响区部分液体凝固缓慢, 形成许多大的空洞, 焊缝中心的显微硬度为870MPa;当钎焊温度为960℃时, 焊缝和母材得到很好结合, 焊缝中心的显微硬度为800MPa;当钎焊温度为980℃时, 由于Fe与Ni原子的扩散速度不同, 在扩散影响区形成了柯肯达尔孔洞, 焊缝中心的显微硬度为760MPa。

关键词：真空钎焊,复合钎料,共晶组织,金属间化合物,显微硬度

0 引言

镍基钎料因其具有良好的润湿性能, 能与镍基合金形成良好的焊接接头, 被广泛用于钎焊形状复杂、工作条件恶劣的高温组件中, 如航空器和工业发电机的燃气涡轮发动机[1]。然而镍基钎料中含有较多的B、Si等降熔元素, 易形成脆性共晶组织, 致使焊缝变脆, 也是裂纹产生的源头[2,3]。

BNi-7钎料是Ni-Cr- (P) 系钎料, 为Ni-Cr-P三元共晶组织, 由于P元素的加入, 显著降低了钎料的熔化温度, 钎焊温度也相对较低。由于它是镍基钎料中熔点最低的, 具有极好的流动性, 并且它的组成不含B、Si等元素, 对母材的侵蚀较小, 因此被广泛应用[4]。但由于P不溶于Ni和Cr, 它们之间可以形成一系列的脆性化合物, 具有很高的硬度, 其脆性很大, 是钎焊过程中不可避免的产物[5,6,7]。经敬楠等[8]用BNi-7真空钎焊316不锈钢, 其焊缝中间形成大量脆硬的金属间化合物, 显微硬度值达到1400HV, 造成焊缝硬度分布不均。路文江等[9]在镍镉硼硅系钎料中加入适量的铜, 可以增加接头内的固溶体, 减少钎料中的金属间化合物, 并且提高了焊缝的耐腐蚀性。为了避免BNi-7钎料焊接时产生金属间化合物, 造成焊缝中心形成连接的脆硬组织, 本实验采用BNi-7+9%Cu复合钎料在不同温度下对纯Fe进行真空焊接, 探究焊接接头内部组织的形成、分布及显微硬度。

1 实验

试样的母材为纯铁, 使用钎料为BNi-7+9%Cu复合钎料。BNi-7钎料的化学组成如表1所示, 其熔点为888℃, 适宜钎焊温度在927~1093℃之间。当加入9%Cu时, 经热分仪测出复合钎料的熔点为898℃。

选取试样母材的尺寸为20mm×10mm×3mm, 真空钎焊前, 首先用砂纸打磨, 通过超声波清洗15min。然后将两块母材装配成搭接接头, 如图1所示, 并用中性胶固定钎料。钎焊试验在KJL-1型多功能科教真空钎焊炉中进行, 真空度为5×10-3Pa, 钎焊温度分别为940℃、960℃、980℃, 保温时间为30min, 试验采用随炉冷却方式。通过金相显微镜对钎焊接头组织进行分析, 再通过扫描电镜和能谱对接头的成分分布和可能形成的相进行分析, 最后对接头进行显微硬度测试。

2 结果与讨论

2.1 钎焊接头的微观组织及形成过程

2.1.1 不同温度下的接头微观组织

图2 (a) - (c) 为钎焊温度分别为940℃、960℃、980℃, 钎焊间隙为30μm, 保温时间为30min的接头微观组织图。从图2中可以看出, 焊接接头主要由3部分组成: (1) 位于焊缝的两侧, 与焊缝界面平行的等温凝固区 (Isothermally solidified zone, ISZ) [10], 形成连续的固溶体组织; (2) 焊缝中间非等温凝固区 (Athermally solidified zone, ASZ) , 主要是连续的共晶组织和金属间化合物, 也分散着低硬度的固溶体组织, 随着温度的升高, 固溶体的数量也逐渐增多, 体积变大; (3) 焊缝与母材处扩散影响区 (Diffusion-affected zone, DAZ) 。

当钎焊温度为940℃时, 如图2 (a) 所示, 母材DAZ出现很多大的孔洞, 焊缝两侧ISZ形成大量固溶体, 焊缝中心ASZ为连续的共晶组织;当温度升到960℃时 (图2 (b) ) , 焊缝与母材结合良好, DAZ处没有形成孔洞, ISZ也形成大量的固溶体, ASZ为共晶组织, 但是焊缝中间散布着很多细小的固溶体组织;当温度升到980℃时 (图2 (c) ) , 可以看到在母材的DAZ出现了很多柯肯达尔孔洞, 焊缝内组织与图2 (a) 、 (b) 类似, 只是中心ASZ的细小的固溶体组织长大。

2.1.2 不同温度下接头微观组织形成过程分析

采用经典的瞬时液相连接 (TLP) 理论[11]解释焊缝接头等温凝固的形成过程, 如图3所示。

当温度为940℃时, 熔化的钎料充满焊缝 (Ⅰ阶段) , 熔化钎料中的降熔元素P扩散到DAZ (Ⅱ阶段) , 由于温度相对较低, 降熔元素扩散的量也较少, 不能使DAZ完全熔化, 还存在着固相, 同时ISZ熔点升高, 随着降熔元素继续向母材扩散, 熔点较高的镍基固溶体初相就会借助DAZ未融化的固体表面进行非均匀形核、长大 (Ⅲ阶段) 。而这时DAZ中的液体还没有完全凝固, 处在液相的母材, 由于凝固体积减小, 同时焊缝内部液体又无法填充, 就形成很多大的孔洞 (Ⅳ阶段) , 完成这一过程用时相对较短, 还有很长时间保温, 这给接头的固溶体长大提供了有利条件, 因此图2 (a) 中形成很厚的一层固溶体, 然后由等温凝固转变为非等温凝固, 被排到中间的低熔点共晶物在随后冷却中发生共晶反应, 形成ASZ共晶组织。

当温度升高到960℃时, 温度升高, 降熔元素扩散能力升高, 扩散的量也增加, 很快扩散进DAZ (Ⅱ阶段) , 使DAZ熔点降到加热温度以下, 母材完全熔化, 之后随着降熔元素向母材内部扩散, 融化DAZ的熔点又渐渐回升, 开始凝固结晶 (Ⅲ阶段) , 虽然ISZ因降熔元素的减少, 熔点升高, 但是由于DAZ全部融化, 无法进行非均匀形核, 而均匀形核需要更大的过冷度, 并且此温度相对940℃较高, 因此无法形成初相, 母材能够得到充分凝固, 然后固溶体才会依附母材表面凝固 (Ⅳ阶段) 。由于保温时间一定, Ⅱ到Ⅲ阶段需要时间较长, 固溶体长大时间相对较短, 不能充分长大, 在凝固过程中, ASZ就会出现一些细小的固溶体组织, 这也很好地解释了图2 (b) 中焊缝中心有固溶体, 而图2 (a) 中几乎没有。

当温度升高到980℃时, 它的反应过程前半段同960℃的类似, 只是温度升高, 母材表面降熔元素更多 (Ⅱ阶段) , 母材熔化更多更充分, DAZ凝固后 (Ⅲ阶段) , 由Arrhenius公式可知, 升高温度可显著提高扩散系数, 原子的扩散速度加快。根据经典的扩散理论, 熔点高、原子半径小的原子易向熔点低、原子半径大的原子扩散[12], 铁向固溶体中扩散的速度大于镍、铜向铁中扩散的速度, 因此长时间保温会导致柯肯达尔孔洞的形成, 这也是在温度较高时, 产生柯肯达尔孔洞的原因。由于降熔元素扩散量大, 母材熔化较多, 凝固时间延长, ISZ固溶体长大时间缩短, 因此在ASZ中生成更多更大的固溶体。

2.2 接头的成分分布

图4为不同温度下沿垂直钎缝间隙接头所做的X射线波普线扫描。从图4可以看出, 3条焊缝中Ni的含量都很高, 这是由于钎焊材料是镍基钎料, 由表1可知, BNi-7中Ni含量很高。但当扫描线通过焊缝中间的黑色组织时, Ni的含量突然降低, 同时发现Cr、P的含量突然升高, 并且Cr、P的波峰大体一致, 由于3种元素含量都很高, 而P又能和多种物质形成共晶体及多种金属间化合物, 这说明它们之间可能形成金属间化合物。结合图2, 对黑色组织3、7、10三点处做能谱分析, 结果如表2所示, 发现这3点处的成分极其相似, Ni、Cr和P的含量较高, 且三者的比例接近1∶1∶1, Fe的含量较少, Cu含量几乎为零。根据Cr-P、Fe-P、Ni-P二元相图分析可知, P在Cr、Fe和Ni中的溶解度几乎为零, 说明此处生成的相是Ni-Cr-P金属间化合物。

Fe呈现从母材到焊缝中心减少的态势, 由表1可知, 钎料中Fe含量很少, 不到0.2%, 结合表2可知, 焊缝中铁含量在5%~15%之间, 在边缘的固溶体中含量最高, 这说明Fe是从母材中扩散到焊缝内, 并随着扩散距离的延长, 扩散的量降低。

Cu的波峰主要出现在焊缝两边固溶体处, 中间的含量较少, 特别是在黑色组织中, 其含量几乎为零, 这是由于降熔元素P扩散到母材中, 钎料熔点升高, Cu、Ni为无限固溶体, 且熔点相对较高, 因此等温凝固时优先析出。结合图4对固溶体区进行能谱分析, 结果如表2中1、5、8三点所示, 此3处的主要成分为Ni, 约占60%, Cu、Cr、Fe各占10%~15%, 含有少量的P, 根据Ni-Cu、Ni-Fe、Ni-Cr二元相图分析可知, 此处主要生成的是富Cr、Fe的γ (Ni, Cu) 固溶体相。

在焊缝中间区域, 还有很大一部分镶嵌有白色斑点的灰色组织, 由EDS线扫描分析可知, 该组织含有较多的Ni元素, 并且P元素含量出现在灰色组织中突升、白色组织中突降的趋势, 通过表2中2、6、9区域成分可知, 此处主要以Ni为主, P其次, Cr、Cu、Fe的含量相对较少, 根据它们之间的二元相图分析, 此3处应该是γ (Ni) +Ni-P共晶体化合物组织。这是由于此区域处在冷却的过程中, 熔点高的γ (Ni) 固溶体首先析出, 同时不断溶解周围的Cr、Cu、Fe原子, 形成镍基固溶体, 而剩余大量的液体到达镍与镍磷化合物共晶成分点则形成γ (Ni) +Ni-P共晶体化合物组织。由图2 (a) 还可知, 在扩散区形成的气孔中, 有规则的四方体析出, 通过表2中的4点成分判断, 此处可能是扩散到母材中的P与母材形成的铁磷共晶体。

2.3 接头的硬度分布

图5是钎焊纯铁在940℃、960℃、980℃的显微硬度分布情况。

由图5可以看出, 3个温度下焊缝的硬度都呈现尖塔形, 中心处的硬度很高, 远远高于两侧和母材, 这是因为中间非等温凝固区主要形成的是Ni-Cr-P金属间化合物和γ (Ni) +Ni-P共晶组织, 其强度相对较高, 硬度较大。随着向母材靠近, 硬度迅速降低, 这是由于形成了相对较软的富Cr、Fe的γ (Ni, Cu) 固溶体, 另外可以看到, 扩散影响区的硬度比母材高, 这是因为降熔元素P和钎料中合金元素的进入, 使母材得到合金化。当温度为940℃时, 焊缝的整体硬度比其他两个温度高, 其焊缝中心硬度最高, 达到870 MPa, 其他两个温度下, 可以看到它们的硬度相当。随着温度的升高, 其中心及整个焊缝的硬度都降低, 并且降幅呈现减小的趋势, 这是因为温度升高, 原子的扩散能力变大, P的扩散能力增强, 中间的化合物形成量减少。

3 结论

(1) 用镍基钎料BNi-7+9%Cu钎焊纯铁时, 钎缝组织主要由两边富 (Cr、Fe) 的γ (Ni, Cu) 固溶体、中间的γ (Ni) +NiP共晶组织和Ni-Cr-P黑色金属间化合物组成, 温度较低或较高时, 扩散区都会产生孔洞, 但其形成原因不同。

(2) 随着温度的升高, 等温凝固区的固溶体的厚度减小, 而焊缝非等温凝固区共晶组织中, 固溶体由细小针状逐渐长大成岛状。

(3) 3个温度下钎焊接头的显微硬度最大值分别为870MPa、800MPa、760MPa, 硬度分布都是中间高两边低, 并且随着温度的升高, 其硬度降低。

(4) 当温度为960℃、间隙为30μm、保温30min时, 复合钎料与接头润湿良好, 显微硬度适中, 且不会产生柯肯达尔孔洞, 能得到良好的焊接接头。

参考文献

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[6] 庄鸿寿.Lugscheider E.高温钎焊[M].北京:国防工业出版社, 1988

[7] Owczarrski W A.Diffusion welding of the nickel-base superalloy:US, US3530568[P].1970-09-29

[8] Jing Jingnan, et al.Microstructure and microhardness of 316stainless steel joint seam vacuum brazed by BNi-7Ni-based filler metal[J].Mater Mech Eng, 2013, 37 (1) :10经敬楠, 等.BNi-7镍基钎料真空钎焊316L不锈钢接头钎缝的显微组织和显微硬度[J].机械工程材料, 2013, 37 (1) :10

[9] Lu Wenjiang, Mu Jiantang, Yu Weiyuan, et al.The effect of copper on low boron low chromium nickel base brazing alloy[J].J Mater Sci Eng, 1997 (3) :30路文江, 慕建堂, 俞伟元, 等.铜对镍铬硼硅系钎料性能的影响[J].材料科学与工程, 1997 (3) :30

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[12] 邹禧.钎焊[M].北京:机械工业出版社, 1989

扩压器真空钎焊质量控制研究 篇2

关键词：扩压器,真空钎焊,质量管理

1 概述

发动机扩压器零件的真空钎焊通过加强过程控制, 保证该零件的钎焊质量, 是我们研究的重点。参照TM公司优异的质量管理经验, 结合公司质量全面的焊接质量管理, 包括焊接前、焊接过程以及焊后的系统质量管理, 有效的监控焊接质量形成过程, 生产出了符合设计图样要求的零件。本文对该零件的焊接质量控制与检验进行了系统总结。

2 扩压器材料、结构及真空钎焊质量要求

2.1 扩压器材料

扩压器材料:基体材料1Cr11Ni2W2MoV, 钎料牌号BNi94SiB。

2.2 扩压器结构

两级扩压器都是由底板和盖板两部分组成, 底板上有铣削工艺加工的叶片, 盖板上有激光切割加工出的叶形孔与底板叶片相配合。零件装配及焊缝位置件见图1。

2.3 焊接质量要求

2.3.1 目视检验要求:焊缝成型良好、无钎料漫流。

2.3.2 尺寸检验要求:流道高度尺寸和平面度检测。

2.3.3 超声波检验主要检查叶片与盖板结合处的焊缝 (叶片榫头位置无要求) 。

2.3.4 试验件拉力试验:焊缝强度不小于300MPa。

3 扩压器真空钎焊质量控制要点

现代化焊接生产要求全面焊接质量管理, 即要求产品从设计、制造、检验等所有环节都实行质量保证和质量控制。焊接接头质量控制包括完善企业技术装备、提高操作人员的素质及生产过程的严格管理, 目的是获得无缺陷满的焊接结构, 满足焊接产品在实际工作中的使用要求[1]。由此可见, 焊接质量控制对于扩压器真空钎焊的重要性。

3.1 人员的控制[2]

3.1.1 焊接操作者的控制

从事真空钎焊的操作人员应进行培训和考核, 通过焊接模拟试件焊接合格后, 由中航工业焊接考试委员批准下发的有效操作证方能上岗进行产品的焊接。

3.1.2 焊接检验人员的控制

焊接检验人员包括焊接质量检验员、无损检验人员、力学性能检验员、化学分析员等都应具有公司规定相应的上岗操作证方可进行焊接产品的检验。

3.2 设备的控制

真空钎焊炉应进行工艺性鉴定, 按国家标准III级鉴定合格拥有设备合格证后方可进行产品的焊接生产。

3.3 过程控制

在整个零件生产过程中, 虽然真空钎焊是整个生产过程中的核心工作, 但焊接质量控制应贯穿在整个生产过程中, 即过程控制, 它是焊接生产过程中自始至终不可缺少的, 是保证产品最终焊接质量的重要措施。过程控制要点如下:焊前清理、试装配、钎料加工、超声波清洗、蒸汽除油、装配 (钎料装配) 、零件转运、真空钎焊、消除应力、超声波检测、最终检验。

3.4 真空钎焊质量检测

3.4.1 目视检测

目视检查焊缝成型情况, 焊缝成型较均匀, TM专家现场认为焊缝质量可以接受。

3.4.2 超声波检测

对焊缝进行超声波检测, 检测结果如图2:

3.4.3 拉伸试验

拉伸试验合格。

3.4.4 尺寸检查

对零件部分尺寸进行测量。

通过对零件的检测, 零件各项指标基本符合图样要求。需要在零件尺寸控制方面进行进一步研究, 尽可能减小零件变形。说明扩压器真空钎焊的整个质量控制体系是合理可行的。

4 结束语

扩压器真空钎焊通过加强过程控制, 制造出了符合设计图纸要求的零件, 充分体现了焊接质量控制与检验在整个零件生产过程中的重要性。与此同时结合公司实际, 形成了公司真空钎焊质量过程控制要点及注意事项。在以后公司各型号的真空钎焊类零件可以推广使用, 从而提升公司真空钎焊水品, 提高产品真空钎焊质量。

参考文献

[1]李亚江.焊接质量控制与检验[M].北京:化学工业社, 2006.

[2]Ted V.Weber.焊接检验工艺学[M].化学工业社, 1998.

真空钎焊 篇3

铝制板翅式换热器是一种新型高效换热设备。它以结构紧凑、重量轻、体积小和传热效率高等优点, 广泛应用于化工、化肥、空分设备、天然气液化等各个领域。板翅式铝散热器的传统制造工艺是盐浴钎焊。由于盐浴钎焊焊后钎剂清洗工艺复杂, 残留的氯盐对钎焊件会产生腐蚀作用, 降低了被钎焊件的可靠性。而无钎剂铝真空钎焊技术, 彻底解决了氯化物基钎剂对铝的腐蚀性问题。因此真空钎焊技术在板翅式铝散热器制造工艺中得到迅速的发展。本文以铝合金复合板真空钎焊为例, 对板翅式换热器试件制备、试件的检验方法和在什么情况下需要对板翅式换热器重新进行焊接工艺评定进行了探讨, 为板翅式换热器的制造及检验提供参考。

1 试件的制备

试件采用铝合金复合板进行制备, 复合板表面涂有钎料层。首先应对复合板的化学成分、钎料层厚度、力学性能进行复验, 保证材料符合相应的标准;试件的厚度的评定适用范围为0.5T~2T;试件的数量和尺寸应满足制备试样的要求;施焊人员必须是本单位技能熟练的焊工, 焊接设备和仪表处于正常工作状态, 焊工按预焊接工艺规程中的钎焊参数进行钎焊。

试件施焊完毕, 经外观检验和无损检验后, 允许避开缺陷制取试验试样。

2 试件的检验

钎焊试件的检验一般包括钎缝的外观检验、无损检验和金相检验。

外观检查要求钎焊接头外露端的周围均应显示有钎料的存在, 钎缝无未钎满, 不允许有裂纹及穿透性气孔、针孔;由于溶蚀而引起的母材减薄量应不大于母材厚度的10% (母材厚度不包括钎料层的厚度) 。

无损检测采用X-射线检验方法进行检验。适用于外观检测无法判断质量的钎焊件或设计图中指出需做X-射线检验的钎焊件。X-射线检验试件内部钎着率即钎焊接头中实际钎着的钎焊面积与应该钎焊的总面积的比率应大于80%。

钎焊接头的金相试样一般在钎缝的横截面制取, 在浸蚀之前, 可用肉眼或放大镜 (显微镜) 观察, 查明钎缝是否有未钎透、夹杂、气孔和裂纹等缺陷。试样经过浸蚀后, 在显微镜下放大100倍~1 500倍, 观察钎缝区的微小缺陷、钎缝、扩散区以及母材金属的组织结构。钎缝中金相组织应细密一致, 各个相扩散均匀, 不允许存在裂纹及过烧组织。

3 钎焊工艺评定试验

真空钎焊工艺评定试验主要参考了美国ASME锅炉与压力图2切片试样容法规第Ⅸ卷“焊接与钎焊评定”标准中钎接篇的规定以及真空钎焊的相关资料进行。真空钎焊一般为搭接接头, 其工艺评定试验包括:拉剪试验、切片试验。试样采用0.8mm厚的铝合金复合板钎焊搭接接头试件的评定试样项目、材料评定的厚度覆盖范围及规定的试样数量如表1所示。

3.1工艺评定试样

工艺评定试验有拉剪试样、切片试样。试样的尺寸及形状如图1和图2所示。

3.2 评定试验合格指标

在拉伸试验中, 拉伸试样的拉伸强度应不低于母材的最低抗拉强度, 对于1、3、5系列铝合金的最低抗拉强度为其退火状态标准规定的抗拉强度下限值, 对于6系列铝合金母材的抗拉强度最低值见表2[1];切片试验中, 试样的每个侧面分别计算, 各侧面的未钎区的总长度不得超过搭接接头长度的20%[2]。

4 重新评定的要求

当钎焊缝不满足检验及性能试验要求时, 应重新编制钎焊工艺, 再进行工艺评定, 直到工艺评定合格为止。焊接工艺评定标准中规定, 当影响焊缝力学性能的因素发生变化时, 应对焊接工艺重新进行工艺。对于真空钎焊工艺中某些影响钎焊质量的工艺因素发生变化时也应重新进行工艺评定, 具体情况包括:1) 母材种类的改变。当母材从1、3、5系列铝合金改变为6、7系列铝合金时, 母材的化学成分、力学性能及焊接性能都发生很大变化, 钎焊工艺评定应重新进行;2) 钎焊温度。钎焊温度过高, 容易出现溶蚀、过烧及脆性化合物等问题的出现;温度过低, 钎料的流动性不佳, 容易造成虚焊, 因此温度改变会对钎焊质量造成影响, 需重新评定;3) 钎焊保温时间。保温时间包括稳定阶段的保温时间及高温段的保温时间, 稳定阶段的保温时间为了减少换热器内外的温度梯度, 避免内部钎料向表面高温处流动, 造成钎料流失;高温阶段的保温时间发生变化时, 会影响钎料向母材的扩散, 容易产生虚焊、溶蚀、晶间腐蚀及各相扩散不良等现象, 还会影响换热器的焊后尺寸。因此保温时间变化应重新评定焊接工艺;4) 真空度。铝合金表面的氧化膜可在高真空下自行分解, 真空度发生变化时会影响钎料对母材的润湿及流动, 也会影响母材及钎料中合金元素的挥发, 因此也需重新评定;5) 冷却速度。冷却速度影响母材晶粒的大小及钎料中合金结构的细化程度, 从而影响钎焊缝的性能, 因此需重新进行工艺评定[3]。

5 结论

本文通过制备评定试件, 对试样进行外观检测、X-射线检测及金相检测, 通过拉伸试验及切片试验检验钎缝的力学性能及致密程度, 从而验证钎焊工艺的合理性。当铝合金母材的改变时以及钎焊工艺参数中的钎焊温度、钎焊保温时间、真空度、冷却速度改变时, 钎焊工艺需重新进行评定。

参考文献

[1]NB/T47014-2001.承压设备焊接工艺评定[S].北京:国家能源局, 2011.

[2]ASME锅炉及压力容器规范Ⅸ卷焊接和钎接评定标准2004版[S].ASME锅炉及压力容器委员会焊接分委会, 2004.

[3]张启运, 庄鸿寿.钎焊手册[M].北京:机械工业出版社, 2008

[4]《航空制造工程手册》总编委员会主编.航空制造工程手册:焊接[M].北京:航空工业出版社, 1997.

真空钎焊 篇4

真空钎焊是随着精密机械制造、石油化工、航天、国防等尖端工业发展起来的一种替代原有盐浴钎接的无损焊接方法。由于钎接工件的性能参数和精度要求很高, 因此真空钎焊温度的精确控制非常重要。在钎焊温度的控制方面, 近年来, 虽然已经有许多有关真空钎焊炉建模、优化和控制的研究[1,2,3], 但这些研究主要都是基于传统的PID温度控制方法, 而实际中各热区温度是具有非线性、时滞、惯性和耦合作用的过程, 传统的PID控制方法无法实现精确的钎焊温度控制, 因此, 为了实现精确的钎焊温度控制, 必须对原有的传统PID温度控制进行改进。

PID控制在工业控制中是一种最基本、最常用的控制策略。因此, 在真空钎焊炉的温度控制系统中, 采用PID控制策略来控制三组加热丝所在温区的温度;但是, PID的参数整定是一个复杂的寻优过程, 在工程应用过程中多采用经验法、试凑法等, 而对于像真空钎焊炉这样的非线性控制对象, 采用常规的整定方法既费时又费资, 而且也得不到最佳的整定结果, 即使得到结果往往也不是全局最优解。结合钎焊炉温度精确控制的工程需要, 以预测的真空钎焊炉温度控制模型为基础, 采用APSO算法, 对预测模型的参数进行辨识与优化, 对PID参数进行在线整定, 实现对真空钎焊温度的变参数PID控制, 经实际运行表明, 此方法具有很好的控制效果。

2 模型的预测及参数的辨识与优化

2.1 真空钎焊过程模型的预测

由热力学、传热学可知, 真空钎焊过程的初始预估模型可以选为一阶滞后系统, 表示为:

undefined

式中, KA为比例系数, TA为惯性时间常数, τ为滞后时间常数。

式 (1) 可以离散化处理并加入扰动δ (k) 之后即为:

y (k) =Ay (k-1) +Bu (k-1-d) +δ (k) (2)

式中, A=e-Ts/TA, B=KA· (1-A) , d=τ/Ts。

由式 (2) 可知, d、A、B为待辨识的参数, 其中, d为时滞时间, u (k) 和y (k) 为控制输出和过程输出, 在这里u (k) =RI2 (k) , 为电加热器的功率。

式 (2) 可以写为:

y (k) =Ay (k-1) +BRI2 (k-1-d) +δ (k) (3)

2.2 模型参数的辨识与优化

在辨识稳态的参数时, d、A、B不考虑扰动和不确定性, 时滞d可以采用模型加权函数的误差函数的方法[4]来确定;当在线投入实际使用时, 由于系统受到无法预测的不确定性和随机扰动的影响, 因此, 为了克服这些随机和不确定性因素的影响, 采取了稳态辨识和参数在线优化的处理方式。

对式 (3) 这样的模型, 需要辨识和优化的参数有d、A、B;这些参数通常都是采用最小二乘的方法进行离线辨识, 其本质上是使用梯度技术的局部搜索方法, 当搜索空间不可微或者参数非线性时, 这种方法很难找到全局最优解, 而且这种方法还需要许多先验知识, 以及对待辨识的参数要进行反复辨识等, 所以, 这里采用文献[5]的自适应粒子群优化 (APSO) 算法, 对系数d、A、B进行离线辨识和在线优化, 具体步骤如下:

1) 参数编码及初始化:种群中粒子及其速度都采用实数编码。这里的每个粒子都由3维表示, 即d、A、B3个参数, 设定种群大小n。初始化种群产生一个随机矩阵, 包括粒子的位置及其速度。选取优化目标函数J的表达式为:

undefined

式中, m为辨识中采样的个数, ym为被辨识模型的输出, yp为实际过程的输出。

定义适应度函数值f的表达式为:

f=1/ (J+1) (5)

适应度函数表达式的分母J+1是为了防止当优化目标函数值趋于0时发生计算溢出。每个粒子的初始个体极值点pbest坐标设置为初始位置, 且计算出每个个体粒子的适应度值, 初始全局极值点gbest的适应度值就是个体极值中的最好的。

2) 自适应调节惯性权重:设第k代粒子群由n个粒子x1 (k) , …, xi (k) , …, xn (k) 构成, fi为第i个粒子适应度值, 粒子群平均适应度值为undefined, 粒子群群体适应度方差定义为:

undefined

按照粒子群的平均适应度值将粒子分为fi优于和次于favg2个子群。

①fi优于favg

这些粒子为群体中较为优秀的粒子, 被赋予较小的惯性权重, 加快算法收敛, 进行局部寻优精细化。惯性权重w由最大惯性权重wMax线性减小到最小惯性权重wMax。即:

ww=wMax-iter× (wMax-wMin) /iterMax (7)

其中, iter为当前迭代数, 而iterMax是总的迭代次数。

②fi次于favg

这些粒子为群体中较差的粒子, 其速度应该被赋予较大的惯性权重, 进行全局搜索, 当群体进入局部最优时, 帮助群体跳出局部最优。按照式 (8) 来进行调节。

w=1.5-1/ (1+k1·e (-k2·σ2) ) (8)

式中, 参数k1和k2的选择对算法的性能有较大的影响。k1主要用来控制w的上限, 为了能够提供大于1的惯性权重, 这里取k1=3, 则w∈ (0.5, 1.25]。k2主要用来控制调节能力。

3) 粒子速度更新:根据式 (9) 更新个体的速度:

v (k+1) =w·v (k) +c1·rand () · (pbest (k) -x (k) ) +c2·rand () · (gbest (k) -x (k) ) (9)

式中, v (k) 为第k次迭代的速度, x (k) 为第k次粒子当前的位置, rand () 是 (0, 1) 之间的随机数, c1和c2被称作学习因子, 通常, c1=c2=2, w是惯性权重。在更新过程中每个粒子每一维的最大速率被限制为vMax, 粒子每一维的最小速率被限制为vMin。

4) 粒子位置更新:根据式 (10) 更新个体的位置:

x (k+1) =x (k) +v (k+1) (10)

在更新过程中每个粒子的每一维位置被限制在取值区间。

5) 评价每个粒子:计算更新后的粒子适应度, 如果粒子适应度优于pbest的适应度, pbest设置为新位置;如果群体中最优粒子适应度优于gbest的适应度, gbest设置为新位置。

6) 如果满足结束条件, 全局极值gbest就是所要求的最优解, 算法结束;否则, 转向 (2) 继续迭代运算。

3 变参数PID控制

3.1 变参数PID

典型的PID控制器其输出可表示为:

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式中, 偏差e (t) =yr (t) -y (t) , yr (t) 为设定值, y (t) 为过程输出量;KP为比例增益;KI=KP/Ti为积分增益;KD=KPTd为微分增益。

通常PID控制器的KP、KI、KD是按照常数进行整定, 而且在整个控制过程中保持不变。这里为了克服系统的不确定性和随机扰动, 采用变参数PID控制方法[6], 其参数的自适应调节见式 (12) ～ (14) 。

KP=KP0{1+K′P[1-exp (- (e (t) /yr (t) ) 2/αundefined) ]} (12)

KI=KI0{1+K′Iexp[- (e (t) /yr (t) ) 2/αundefined]} (13)

KD=KD0{1+K′Dexp[- (e (t) /yr (t) ) 2/αundefined]} (14)

式中, KP0、K′P、αP、KI0、K′I、αI、KD0、K′D、αD, 为待整定参数;e (t) 为系统输出误差;yr (t) 为设定值。

3.2 变参数PID的优化过程

变参数PID控制优化的参数为式 (12) ～ (14) 中的KP0、K′P、αP、KI0、K′I、αI、KD0、K′D、αD。通过APSO算法在PID参数范围内寻找出最优的PID参数。具体优化步骤同上面的APSO模型参数优化方法, 只是优化的参数为9个, 所以每个粒子的维数为9维, 为获取满意的过渡过程动态特性, 采用误差绝对值时间积分性能指标作为参考选择的最小目标函数。为了防止控制能量过大, 在目标函数中加入控制输入的平方项, 采用下式作为参数选取的最优性能指标:

J=∫∞0 (ω1|e (t) |+ω2u2 (t) ) dt (15)

式中, e (t) 为系统误差, u (t) 为控制器的输出, ω1, ω2为权值。

为了避免超调, 采用惩罚功能, 即一旦产生超调, 即ey (t) <0, 将超调量作为最优指标的一项, 此时最优性能指标为:

J=∫∞0 (ω1|e (t) |+ω2u2 (t) +ω3|ey (t) |) dt (16)

式中, ω3为惩罚超调量权值, 且ω3>>ω1, ey (t) =y (t) -y (t-1) , y (t) 为被拉对象输出。

4 实验及应用结果

4.1 仿真比较

参数辨识比较:为了验证APSO对模型参数辨识的有效性, 选参考模型为:

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同时与遗传算法 (GA) 进行比较, 算法参数设置如下:GA算法的交叉算子为0.8, 变异算子为0.1;APSO算法的最大惯性权重wMax为0.9, 最小惯性权重wMin为0.1, k2为0.3。采样时间为1秒, 输入为阶跃信号。两种算法的群体规模都为30, 进化代数都为100次, 两种算法各运行30次, 取其平均值。辨识结果见表1, 从表中可以看出, 利用APSO对模型参数的辨识优于GA算法, 能够更准确地反映系统的实际特性。

PID控制器参数整定和优化比较:对模型式 (17) 进行PID控制, 利用APSO算法进行PID控制器的参数优化。同时与遗传算法 (GA) 进行比较, 两种算法的参数设置同上面的参数辨识设置的算法参数。性能指标的权值ω1=1, ω2=0.01, ω3=100。采样时间为10s, 两种算法的群体规模都为30, 进化代数都为50次。参数KP的取值范围为[0, 20], KI的取值范围为[0, 1], KD的取值范围为[0, 1]。获得的优化参数见表2。

采用整定后的PID控制阶跃响应曲线如图1, 用APSO算法整定的PID参数有效地克服了系统的超调, 其动态过程优于GA算法整定的PID控制。

4.2 实验结果

4.2.1 实验方案

真空钎焊温度APSO变参数PID控制结构, 如图2所示。图中, yr-给定温度值;e (k) -温度误差值;u (k) -控制器输出值;y (k) -温度输出值。

采用APSO算法 (2.2) 对系统的模型进行离线辨识、预测和在线优化, 辨识出系统的预测模型, 通过系统图中优化预测部分根据当前的输入与输出预测时滞时间后的输出来消除时滞对系统的影响, 预测模型形式如式 (2) , 可以写为:

y (k) =Ay (k-1) Bz-du (k-1) +z-dδ (k+d) (18)

其中, z-1为延迟算子。

由数学归纳法得出k-1时刻输入输出值对k+d时刻输出量y (k+d) 的最优预测值为:

y* (k+d) =Ad+1y (k-1) +BF (z-1) u (k-1) +F (z-1) δ (k+d) (19)

式中, F (z-1) =1+Az-1+…+Adz-d。

这里采用增量型PID算式为:

u (k) =u (k-1) +KP[e (k) -e (k-1) ]+KITseundefined

式中, e (k) =yr-y* (k+d) , KP, KI, KD分别为比例增益、积分增益和微分增益;Ts为采样周期。

由于误差e (k) =yr-y* (k+d) , 用k-1时刻输入输出值优化预测出y* (k+d) 的值, 从而在PID控制中有效地消除了时滞时间d对系统的影响。采用APSO算法 (3.2) , 对PID控制器的KP, KI, KD参数进行离线学习和在线优化。这里Ts一般选10s。按照控制要求, 通过软件RSLogix5000观测、记录实验运行结果。

4.2.2 实验结果

将方法应用于实际的ZR-360-18真空钎焊炉温度控制系统中, 本系统的控制目标主要是动态跟踪实际生产中工艺要求的每个时刻钎焊温度设定值。控制硬件系统选用ROCKWELL公司的Control Logix系统, 软件采用RSLogix5000和VB, 运行结果表明, 基于控制方法的钎焊温度控制, 能够实现快速跟踪控制钎焊温度, 在性能参数和可操作性等方面优于CONSQRC公司和Braze Solutions公布的性能。由于钎焊过程中存在气体流动等一些不确定因素的干扰, 所以, 原有的PID控制的温区温度偏差一般都在±6℃之间, 而本文控制方法的控制偏差在±3℃之间, 并且具有很好的自适应性和鲁棒性。控制结果比较, 如图3所示。

实际生产中, 采用以上控制方法的ZR-360-18型钎焊炉, 对航空用换热器进行钎焊, 钎焊的产品合格率从原有PID控制的80%提高到90%, 并且耐压强度和冷却效率得到很大的提高。

5 结语

从高真空钎焊用于精密机械制造、航天、国防等尖端工业生产过程的特点及过程控制的特殊要求出发, 提出了APSO优化变参数PID的钎焊温度控制方法, 通过对于预测模型参数的辨识仿真比较, 以及变参数PID参数的优化整定, 并已将此方法用于实际的真空钎焊温度控制中, 并与传统的PID控制方法进行了比较, 实现了真空钎焊温度的精确控制, 达到了最终控制偏差≤±3℃的目标, 从而实现了节能降耗和提高产品合格率。

参考文献

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真空钎焊 篇5

铝基复合材料以其高比强度、高比刚度、高比模量、低密度和低热膨胀系数等优异特性而广 泛应用于 航空航天、汽车、电子工业等领域[1,2,3,4]。在相控阵雷达电子封装T/R模块研究领域,SiCP/Al复合材料集质量轻、尺寸稳定性好、耐高温等优良性能于一身,成为学者们研究替代传统电子封装材料的新目标[5,6]。焊接技术是影响SiCP/Al复合材料推广应用的关键二次加工技术之一。SiCP/Al复合材料由于SiC陶瓷增强相与Al基体之间物理化学性能存在巨大差异,导致其焊接性很差,这严重制约了该材料在新型电子封装领域的推广应用。钎焊因具 有加热温 度低、对母材中 增强相影 响小、焊接变形小等特点,是目前SiCP/Al复合材料最有效的焊接方法[7],被广泛应用于SiCP/Al复合材料的连接。

本实验所研究的 某电子封 装壳体的 低体积比SiCP/Al复合材料盖板的密封是最后一步加工程序,由于芯片已经置入高体积比SiCP/Al复合材料底板之上,为防止高温损害芯片性能,只能采用焊接温度较低的软钎焊方法实现密封。软钎焊密封的原理是在需密封处填充钎料,使钎料与被焊母材的镀层发生冶金反应形成界面合金层,冷却凝固形成牢固的接头实现密封效果[8,9]。同时考虑到电子行业禁止使用含铅钎料的环保法规和要求,选择性能优异的无铅软钎料并探索合适的软钎焊工艺成为实现该SiCP/Al复合材料电子封装壳体密封的一项重要任务。

在众多的无铅软钎料合金中,Sn-Ag-Cu系列钎料,具有较好的钎焊性能和力学性能等优点,已逐渐被公认为无铅钎料中最具有应用前景的合金体系[10,11]。然而Sn-Ag-Cu钎料性能也存在一些不 足,如该类钎 料熔点较 高,润湿性较 差。 在低银钎料中添加合金元素是改善钎焊效果的重要途径,在Sn-0.3Ag-0.7Cu合金中添加Bi元素,可以降低钎料合金的熔化温度、提高润湿性[12]。另外添加Bi元素的Sn-Ag-Cu合金的力学性能(杨氏模量、极限抗拉强度等)明显优于Sn-AgCu焊料[13]。本实验研究了Bi对Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料性能的影响,并将Sn-3.0Ag-0.5Cu和Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi钎料对不同体积比SiCP/6063Al复合材料之间的真空软钎焊工艺与效果进行了对比。

1实验

试验所用母材为无压浸渗法制备的60%体积分数SiCP/ 6063Al复合材料和搅拌铸造法制备的15%体积分数SiCP/ 6063Al复合材料,两种复合材料的组织形貌见图1。

其中6063铝基体的固液相线温度为615~655 ℃,6063铝基体的成分见表1。

软钎料Sn-3.0Ag-0.5Cu和Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi为实验室自制合金,选用的金属纯度均在99.99%以上,在电阻炉中进行熔 盐保护熔 炼,保护盐比 例配置是m (KCl)∶ m(LiCl)=1.3∶1。Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi合金的固液相线区间为214~232 ℃,测试设备采用德国NETZSCH生产的综合热分析仪,型号为STA449C。钎焊温度设置为270 ℃, 保温时间为20min、25min、30min、35min、40min。

焊接试样尺寸为20mm×8mm×2mm,焊接接头采用搭接形式,搭接长度为10~15mm,钎缝间隙为0.05~0.20 mm。钎焊试验在型号为OTL1200的真空管式炉中进行,试验中采用的真空度为6.5×10-3Pa,温度均匀性为 ±3 ℃。 为提高钎料在复合材料上的润湿铺展性能和钎焊接头的抗剪强度,同时为保证钎缝的致密性,通过外部加压的方式进行钎焊。图2为加压钎焊夹具示意图,施加一定的压力后有利于钎料对复合材料的润湿铺展,提高焊接强度。

SiC颗粒阻碍了钎料在母材上的铺展润湿,严重影响了其焊接和焊后气密性[14]。为保证钎料对复合材料的钎焊润湿和钎焊接头的气密性,对母材进行化学镀镍处理。化学镀的方法可用于生成基板上的Ni-P层,该方法产生的Ni层结构均一、致密,抗腐蚀性能好,具有优异的可焊性。镀镍前复合材料预处理流程如下:砂纸打磨→超声波水洗5min→超声波丙酮清洗5min→超声波水洗5min→30%硫酸溶液腐蚀8min→超声波水洗10min,此时获得具有活性的表面为亮白色的基体,将基体放入镀液中进行化学镀镍。

接头的剪切强度试验在AG-25TA电子万能材料拉伸试验机上进行,为保证剪切试验的精确度,选用了特制剪切夹具(见图3);在JSM-6510型扫描电镜上进行接头形貌观察 (SEI)和微区成分分析(EDS)。

2结果及分析

2.1Bi对钎料性能的影响

Sn-Ag-Cu系钎料具有良好的延展性、可靠性和可焊性。 但是Sn-Ag-Cu钎料性能存在一定不足,其中包括熔点较高、 润湿性较差。Bi为低熔点元素,具有很好的润湿能力和物理性能,希望通过加入少量的Bi元素降低其熔点,提高其性能。

2.1.1Bi对钎料熔点的影响

图4为Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi的DSC曲线。从图4中可知,该软钎料的固液相线区间是214~232 ℃。Bi元素的加入确实降低了Sn-3.0Ag-0.5Cu基体钎料合金的熔点,降低了近4 ℃。Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi无铅钎料合金的DSC曲线只存在一个吸热高峰,这说明无铅钎料合金不存在低熔点共晶物,这一点将有利于钎焊过程中 可靠连接 焊缝的形 成。尽管Bi元素的加入使得钎料合金的熔程增大(20 ℃范围内),但该钎料仍然可以满足电子行业对软焊料的要求(小于30 ℃)。

2.1.2Bi对钎料铺展润湿性能的影响

钎料的润湿铺展性能是衡量钎料优劣的重要指标之一。 试验采用电子天平称取0.1g待测钎料放置在12mm×12 mm×2mm的化学镀镍复合材料中央,钎料上面用助焊剂完全覆盖,放入马弗炉中进行加热,在300 ℃保温10min,取出后空冷。用面值为一角的硬币作为参照物,对试样先用扫描仪扫描,再导入Auto CAD进行面积 计算,计算公式 见式 (1),最后求出3组试样真实面积的平均值。其中S为试样的真实面积,S1为试样的测试面积,S2为硬币的测试面积, S0为硬币的真实面积。沿试样铺展面积的中心剖开,用扫描仪扫描试样断口,用Auto CAD的角度标注功能测定其润湿角,求出3组数据润湿角的平均值。其测试结果见表2。

试验结果表明,Bi的加入提高了Sn-3.0Ag-0.5Cu的铺展润湿性。因为Bi是一种表面活性元素,它的加入降低了合金的表面能。根据杨氏方程:

式中:θ为润湿角,(°);σsg为固/气相之间的表面张力,MPa;σsl为固/液相之间的表面张力,MPa;σlg为液/气相之间的表面张力,MPa。

众所周知,润湿角越小越好。由式(2)可知,要使θ减小, 改善钎料对母材的润湿性,就要使cosθ增大,即增大σsg,减小σsl或σlg。钎料中的Bi与Sn基体中的其他元素不形成化合物,使液体内部原子对表面气体原子的吸引力减弱,即σlg减小,液体原子容易克服本身的引力趋向液体表面,使表面积扩大,钎料容易铺展[15]。另外含Bi元素的钎料熔点低,在钎焊过程中钎料合金易于流动,也会使钎料铺展润湿性得到提高。

2.2钎焊接头的抗剪强度测试

钎焊接头的抗剪强度测试结果如图5所示。从图5中可以看出,相同钎焊温度下,钎焊接头的抗剪强度随着保温时间的延长,两条曲线均呈现出先升高再降低的趋势。

在相同条件下,Sn-Ag-Cu-Bi钎料钎焊接头的剪切强度明显高于Sn-Ag-Cu钎料。钎料中Bi元素的加入,使得钎料中出现了Sn-Bi固溶体,Bi原子作为替代原子进入Sn基体的晶格位置,起到了固溶强化的作用。由Sn-Bi相图(见图6)可知,Bi在Sn中的溶解度随温度降低而下降,170 ℃溶解度为1%~2%[15];这样在凝固过程中部分以饱和固溶的形式存在于Sn基体中的Bi,在冷却过程中会以单质形式弥散析出,从而阻碍晶粒长大,细化基体组织,起到弥散强化的作用,使钎缝抗剪强度提高。

在保温时间为35min时,Sn-Ag-Cu-Bi钎料钎焊接头的抗剪强度达到最高,为38.23 MPa。保温时间较短时,钎料有可能未全部熔化,导致液态钎料对母材的润湿性降低,直接影响钎料的流动和铺展,致使钎缝结合不紧密,使得接头强度较低。随着保温时间的延长,钎料全部熔化,液态钎料的表面张力减小,增强了润湿性和填缝能力,并使钎料和镍层能充分相互作用,从而提高接头强度。在保温时间为40min时,钎缝处存在钎料溢出的现象。这是因为钎料在Ni层上面铺展效果较好,随着保温时间的延长,溢出钎料增多,填充钎缝的钎料减少。最后导致钎料与镍层结合力减小,使钎焊接头的剪切强度下降。

2.3焊缝显微组织分析

钎焊温度为270 ℃,保温35 min条件下,使用Sn3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi和Sn-3.0Ag-0.5Cu两种钎料分别进行钎焊后接头的微观形貌如图7所示。

从图7可以看出,两种钎缝具有共同的特征:中间较宽的亮灰色条带状组织为钎料,紧邻钎料两侧较窄的深灰色条带状组织为镀镍层,镀镍层外侧黑色区域为不同母材。另外焊缝部位的组织比较致密,没有孔洞和缝隙。

由钎缝的高倍数扫描电镜及特征点A能谱分析结果(图8)可知,母材中不含有钎料中任何一种元素,其中的Ni与P元素是由于表面化学镀镍所致,说明钎料与母材之间没有扩散反应发生。钎料与镀镍层之间有一条狭窄的条状组织,推断这是钎料与镍层相互扩散反应所形成的扩散层即金属间化合物层。从图8中特征点B能谱分析结果可知,该点处不仅存在有钎料应有的元素,还含有少量的Ni元素。这一结果证明钎料与镍层之间存在扩散过程,并且形成了具有一定厚度的扩散层;说明钎料与镍层之间 产生了良 好的冶金 结合,使得焊缝的抗剪强度较高。实验结果表明,在该钎焊工艺下,钎料只是对两侧镀镍层间的钎焊。这是因为钎焊温度低,钎料不足以溶解镀镍层,同时母材也不可能熔化,从母材侧溶解镍层。

3讨论

钎缝界面IMC层成分分析:采用Sn-Ag-Cu钎料钎焊化学镀镍的复合材料时,同时发生两个过程,首先是固相向液相中的溶解,同时伴随着固相与液相之间的原子扩散。在钎料熔化后,Ni层向液相钎料中不断溶解,并与钎料中的Sn发生反应生成化合物。

Sn-Ag基焊料通常在 与Ni-P基板的界 面处都会 形成Ni3Sn4两相或(Ni1-xCux)6Sn5以及(Ni1-xCux)3Sn4三相金属间化合物。 在Sn-Ag-Bi/Ni-P焊接界面 形成的IMC为Ni3Sn4,此种金属间化合物紧贴焊接界面生长,其形成过程是以焊料中的Sn侵蚀基板Ni层为主。Ni3Sn4晶粒为多面体形状,而且各晶粒之间排列紧密,表面较为平整[16]。当焊料中含有Cu组分时(如Sn-Ag-Cu-Bi焊料)在焊接界面处会形成Sn-Cu-Ni三相的IMC。由相图分析可知,焊接完成时生成于界面的IMC为(Ni1-xCux)6Sn5。其晶体结构与Cu6Sn5相似[17],不同之处在于部分Cu被Ni取代。

4结论

(1)Bi元素的加入改善了Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料的铺展润湿性,降低了熔 点,提高了焊 缝的抗剪 强度。Sn-3.0Ag0.5Cu-3.0Bi无铅钎料具有良好的综合性能,能够满足电子封装中T/R模块中不同体积比复合材料之间可靠连接的要求。

(2)Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi钎料钎焊接头抗剪强度随保温时间的延长,先升高后降低。在270 ℃保温35min时,抗剪强度达到最高值38.23MPa。

(3)Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi钎料钎焊表面镀镍的铝基复合材料,得到无孔 洞、组织致密 的焊缝。在270 ℃ 保温35 min的焊接工艺下,钎料只是对两侧镀镍层间的钎焊,母材并未参与扩散反应。