ПОИСК Статьи Чертежи Таблицы Кристаллизация при пайке из "Металловедение пайки " Все эти особенности накладывают отпечаток на процесс кристаллизации, распределение компонентов и формирование структуры паяных швов. [c.94] Процесс затвердевания жидкого металла начинается с образования центров кристаллизации, т. е. зародышей, которые при определенных размерах обретают способность к устойчивому росту. Если происходит гомогенное образование зародышей, т. е. самостоятельно в объеме расплава лишь за счет флуктуации энергии, то требуются значительные переохлаждения расплава (до сотен градусов для металлов высокой чистоты). [c.95] Ориентированная кристаллизация меди особенно отчетливо видна на зернах аустенита при пайке углеродистых сталей медью. Металлографическая картина эпитаксиального роста в этом случае видна отчетливее, видимо, потому, что сетка границ зерен аустенита четко обозначена в доэвтектоидных сталях выделениями феррита, а в заэвтектоидных — цементита. [c.98] Эпитаксиальный рост имеет место также и в случае многофазной кристаллизации сплава в паяном шве. Это отчетливо видно, например, при исследовании микроструктур соединений меди медносеребряным припоем ПСр72. [c.98] На рис. 45,6 приведена микроструктура спая медь — медносеребряная эвтектика, где дендриты избыточного твердого раствора на основе меди кристаллизуются, наследуя решетку зерен основного металла. Это видно и по сохранению окраски, и по продолжению линий двойникования меди растущими дендритами. Интересно отметить, что эвтектические колонии в структуре такого шва явно ориентированно кристаллизуются на поверхности медных зерен. Об этом свидетельствует как наличие общих границ зерен и сохранение габитуса и размера зерен эвтектических колоний, подобных зерну основного металла, так и распространение линий скольжения через границу раздела из медных зерен в эвтектические колонии. Это обстоятельство также указывает на тб, что серебряная фаза эвтектики является монокристалльной и ведущей кристаллизацию и именно она ориентирует рост колонии. У серебра с медью одинаковый тип решетки и довольно близкие параметры. [c.98] Несоответствие параметров решеток, сопрягающихся при эпитаксиальном росте, может достигать значительных величин (десятки процентов) и устраняется либо некоторым искажением решетки растущего кристалла и появлением дефектов в структуре кристалла, либо тем, что решетка растущего кристалла пристраивается к решетке зерен основного металла другими, но хорошо сопрягающимися плоскостями. Из микроструктуры, приведенной на рис. 45,6, видно, что из-за несоответствия параметров решетки на границе раздела шва имеется некоторое смещение в направлении границы основного металла, продолжающееся в паяном шве. [c.99] Для роста образовавшегося кристалла необходимо, чтобы на фронте кристаллизации постоянно поддерживалось переохлаждение. Если величина переохлаждения невелика, то устойчивым будет плоский фронт кристаллизации. С увеличением переохлаждения произойдет смена форм роста кристаллов на ячеистую, затем дендритно-ячеистую и, наконец, дендритную. Это касается затвердевания чистых металлов. В паяных же швах, как правило, происходит кристаллизация сплавов. В этих случаях необходимое для поддержания процесса роста кристаллов переохлаждение на фронте кристаллизации обусловлено возникновением так называемого концентрационного переохлаждения. При кристаллизации сплавов идет процесс перераспределения атомов для поддержания равновесных составов твердой и жидкой фаз. Этот процесс называется разделительной диффузией, он приводит к обогащению слоя расплава, прилежащего к фронту кристаллизации, компонентом, снижающим температуру расплава. Так возникает градиент концентрации этого компонента. В жидком растворе в то же время идут диффузионные процессы, направленные на выравнивание состава обогащенного слоя и более отдаленных участков. [c.99] По мере роста кристалла концентрация примеси в его наружных слоях и прилегающем слое расплава будет расти до установления характерного стационарного режима, когда количество примеси, скапливающейся у фронта кристаллизации в единицу времени, будет равно количеству примеси, диффундирующей в глубь расплава. [c.99] Для каждой скорости затвердевания характерно определенное распределение примеси. Концентрация ее экспоненциально уменьшается по мере удаления от фронта кристаллизации. [c.100] Толщина слоя перед фронтом кристаллизации, обогащенного примесью, лежит в пределах 10 —10 см и зависит от скорости диффузии в расплаве и от скорости роста твердой фазы. Этот слой создает перед фронтом кристаллизации зону так называемого концентрационного переохлаждения, связанного с возникновением в расплаве перед фронтом кристаллизации градиента концентрации второго компонента. Существование и величина этой зоны зависят от толщины обогащенного слоя и от градиента температуры в расплаве. Концентрационное переохлаждение может исчезнуть, если градиент температуры в расплаве будет равен (или больше) градиенту температуры ликвидуса у фронта кристаллизации. [c.100] Как уже отмечалось, характер кристаллизации зависит в основном от двух причин скорости затвердевания и величины концентрационного переохлаждения. Скорость роста твердой фазы определяется интенсивностью отвода скрытой теплоты кристаллизации. Для непрерывного роста твердой фазы необходимо отводить скрытую теплоту затвердевания от межфазной границы. [c.101] При пайке выделяющаяся скрытая теплота кристаллизации главным образом отводится через твердую фазу (стенки изделия) в направлении, противоположном росту кристаллов. Тепловой поток в перпендикулярном к этому направлению ничтожен и им можно пренебречь. По мере удаления от фронта кристаллизации температура расплава растет. Подобные температурные условия отвечают направленной кристаллизации металла и в отсутствие концентрационного переохлаждения приводят к устойчивому плоскому фронту кристаллизации. [c.101] Для микроструктур паяных соединений характерно наличие участка плоского фронта, отвечающего начальной стадии кристаллизации. По мере развития у фронта кристаллизации концентрационного переохлаждения возникают отдельные ячейки. При дальнейшем снижении температуры благоприятно ориентированные ячейки приобретают способность к росту и перерастают в дендриты. [c.101] Процесс кристаллизации, как правило, приводит к неоднородности состава и свойств металла шва. [c.103] Необходимо различать макро- и микронеоднородность в паяных швах. Макронеоднородность возникает в результате неравномерного распределения компонентов в составе припоя как следствия неравномерного нагрева при пайке, недостаточного флюсования и т. д. Микронеоднородность металла паяного шва возникает в результате неравновесных условий кристаллизации. Неравновесная кристаллизация приводит к ликвационной неоднородности. Степень внутрикристаллитной ликвации сплавов зависит от скорости кристаллизации. С увеличением скорости кристаллизации внутрикристаллитная ликвация возрастает из-за подавления выравнивающей диффузии в твердом растворе. При средних скоростях кристаллизации степень внутрикристаллитной ликвации достигает максимума. При больших скоростях кристаллизации степень ликвации снижается. В некоторых работах это объясняется подавлением разделительной диффузии и явлением бездиффузионной кристаллизации [44], в других работах [45] — измельчением дендритных ячеек и увеличением площади, занятой ободком дендритных ячеек, который наиболее обеднен тугоплавким компонентом. [c.103] В интервале реальных скоростей кристаллизации, характерных для пайки (десятки и сотни градусов в минуту), состав осей дендритов определяется точкой равновесного солидуса сплава при температуре начала кристаллизации. Эта закономерность наблюдается и при кристаллизации сплавов в паяных швах в процессе реактивно-флюсовой пайки алюминия цинком [46]. [c.103] Таким образом, в малых и средних по величине зазорах вследствие направленной кристаллизации наблюдается так называемая зональная неоднородность в распределении компонентов в паяном шве, что приводит к ослаблению центральной части шва. Такая зональная неоднородность в паяных швах приводит в случае образования хрупкой малопрочной фазы в центральной части шва к значительному снижению прочности паяных соединений. Так, при пайке нержавеющей стали Х18Н10Т припоем системы Си—Ni—Zn максимальную прочность (54 кгс/мм ) имеют паяные соединения со средней величиной зазора 0,15—0,25 мм. С уменьшением и увеличением зазора прочность на срез падает в связи с неблагоприятным формированием шва при малых зазорах и образованием усадочной пористости при больших. [c.104] Увеличение количества эвтектики в структуре сплава с повышением скорости охлаждения объясняется различной полнотой прохождения выравнивающей диффузии в твердой фазе. Уменьшение количества эвтектики при большой скорости охлаждения объясняется измельчением дендритных ячеек твердого раствора при одновременном увеличении их числа, в результате чего повышается суммарное содержание цинка в твердом растворе. Кривая рис. 47, в показывает, что характер изменения количества неравновесной эвтектической составляющей с увеличением скорости охлаждения в паяных швах системы алюминий —цинк такой же, как при кристаллизации сплавов в больших объемах. [c.106] Кроме химической неоднородности, в паяных швах различают физическую неоднородность, возникающую в процессе формирования паяных швов сюда относятся поры, трещины, усадочные раковины. Причиной возникновения пористости при кристаллизации могут быть выделения газов, растворенных в металле шва, усадочные явления и др. Трещины в процессе кристаллизации возникают из-за развития термических напряжений. Если напряжения, возникшие при кристаллизации в результате высокой скорости охлаждения, разницы в коэффициентах термического расширения основного металла и припоя, разнородности паяемых металлов, превысят предел прочности металла шва, то произойдет образование горячих трещин. [c.106] Дефекты паяных швов усадочного происхождения имеют характер концентрированной усадочной раковины, как правило, возникающей в галтельной части шва. Усадочная пористость может иметь также характер рассеянных мелких раковин, расположенных в междендрит-ном пространстве, обычно в центральной части шва. Это характерно для сплавов с широким интервалом кристаллизации. [c.106] Вернуться к основной статье