中溫共晶焊料薄帶制備及其相關(guān)基礎(chǔ)研究.pdf

1、本文結(jié)合國(guó)家軍工重點(diǎn)工程配套項(xiàng)目（No：DZ-2002-021）：中溫封接共晶焊料研制任務(wù)，研制了一種熔點(diǎn)在450～500℃的新型Au基中溫共晶焊料及其薄帶制備技術(shù)，并探討了所涉及的基礎(chǔ)問(wèn)題。 首先根據(jù)大量相圖資料分析，確定了合金成分應(yīng)在A(yíng)u-Ag-Ge三元系內(nèi)選定，然后利用CALPHAD和THERMO-CALC方法計(jì)算出Au-Ag-Ge三元系的平衡相圖及平衡相的組成，并計(jì)算出Au-Ag-Ge單變量線(xiàn)上共晶溫度為500℃的合金成

2、分為Au-25.5Ag-25.2Ge（at％）（為了便于配料稱(chēng)重方便，轉(zhuǎn)換為質(zhì)量百分含量Au-19.25Ag-12，80Ge），DSC曲線(xiàn)表明該成分合金的固相線(xiàn)溫度為446.12℃，液相線(xiàn)溫度為497.85℃，其熔化溫度與計(jì)算結(jié)果基本一致，符合設(shè)計(jì)要求，一次性成功確定了合金成分，避免了“嘗試法”多次成分探索試驗(yàn)，大大節(jié)省了時(shí)間和經(jīng)費(fèi)。本合金的研制成功，填補(bǔ)了我國(guó)熔點(diǎn)在450～500℃焊料合金的空白。 在此基礎(chǔ)上，研究了將這種脆性

3、材料加工成薄帶的工藝方法。采用包覆軋制法、雙輥快速凝固法及單輥快速凝固法三種工藝制備了中溫共晶Au-19.25Ag-12.80Ge焊料薄帶。實(shí)驗(yàn)表明，采用鋁合金包覆，先多道次、小變形量結(jié)合中間退火工藝熱軋，最后冷軋退火的包覆軋制工藝可制備表面品質(zhì)優(yōu)良的Au-19.25Ag-12.80Ge焊料合金薄帶，但由于合金的固有脆性，加工過(guò)程中容易產(chǎn)生邊裂現(xiàn)象，且薄帶最小厚度有限，很難加工到0.1mm以下。 利用自行研制的雙、單輥快速凝固裝

4、置成功制備了中溫共晶Au-19.25Ag-12.80Ge焊料薄帶；試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)澆注噴嘴直徑與雙輥輥縫的比值在3.0～3.9之間時(shí)，熔池處于穩(wěn)定區(qū)間，所制備帶材的寬度適中、表面品質(zhì)較好；雙輥法制備Au-19.25Ag-12.80Ge焊料合金薄帶的最小厚度為0.12mm，但薄帶沿寬度方向厚度均勻性較差，雙輥快速凝固工藝參數(shù)的設(shè)置不合理等原因可導(dǎo)致焊料合金薄帶出現(xiàn)表面凹坑、魚(yú)骨狀表面缺陷、微裂紋及海帶狀等缺陷。單輥快速凝固法制備焊料薄帶時(shí)，當(dāng)

5、輥面線(xiàn)速度一致時(shí)，噴嘴狹縫間隙越小，制備的焊料薄帶越薄，橫向厚差越小。當(dāng)輥面線(xiàn)速度為18～24m/s，噴射壓力為0.05MPa，噴嘴狹縫間隙為0.5mm，噴射距離為0.5mm時(shí)，可制備表面質(zhì)量?jī)?yōu)良的焊料薄帶，薄帶為銀白色，厚度在40～72μm范圍內(nèi)且較均勻。 實(shí)驗(yàn)表明，快速凝固工藝制備的焊料薄帶比普通鑄造加工的焊料薄帶具有更加優(yōu)異的焊接性能，相同條件下，快速凝固工藝制備的焊料合金薄帶比包覆軋制工藝制備焊料合金薄帶與Ni具有更加優(yōu)

6、良的潤(rùn)濕性和流動(dòng)性。單輥快速凝固工藝制備的焊料合金薄帶在530℃×5min條件下與Ni焊接后形成的接頭剪切強(qiáng)度最高，達(dá)79.63MPa。這主要是因?yàn)榭焖倌坦に囀购噶虾辖鸬娘@微組織發(fā)生了較大變化?？焖倌坦に囀购噶媳У囊合嗑€(xiàn)溫度降低，熔化溫度區(qū)間變窄，且形成了富鍺亞穩(wěn)相；顯微組織觀(guān)察表明，相比于包覆軋制法制備焊料薄帶形成了粗大的樹(shù)枝狀共晶組織，快速凝固工藝使得Au-19.25Ag-12.80Ge焊料薄帶晶粒顯著細(xì)化，形成了均勻細(xì)小的胞

7、狀晶，同時(shí)成分更加均勻。 本文首次發(fā)現(xiàn)單輥快速凝固法制備Au-Ag-Ge合金薄帶時(shí)，存在一個(gè)引起晶粒突然細(xì)化的臨界冷卻速度。顯微組織觀(guān)察結(jié)果表明，單輥快速凝固法制備的中溫共晶Au-19.25Ag-12.80Ge焊料薄帶，沿厚度方向明顯分為貼輥面微晶區(qū)和自由面粗大等軸晶區(qū)，沿厚度方向由細(xì)晶區(qū)向粗晶區(qū)的過(guò)渡是突變的，其晶粒尺寸相差10倍以上。由于冷卻速度沿薄帶厚度方向存在差異，同時(shí)冷卻速度不可能產(chǎn)生突變，因此這種組織突變可能是存在的

8、一個(gè)能引起晶粒突然細(xì)化的臨界冷卻速度造成的。當(dāng)輥面線(xiàn)速度達(dá)到24m/s時(shí)，單輥快速凝固法焊料薄帶細(xì)晶區(qū)形成了納米級(jí)晶粒，晶粒尺寸為40～50nm。 快速凝固工藝使焊料薄帶的維氏顯微硬度得以顯著提高。雙輥快速凝固法所制備的中溫共晶Au-19.25Ag-12.80Ge焊料薄帶維氏顯微硬度最大達(dá)309HV，比包覆軋制法焊料薄帶高268HV；單輥快速凝固法制備的焊料薄帶維氏顯微硬度達(dá)312HV，比包覆軋制法焊料薄帶高271HV。單輥快速

9、凝固法制備的中溫共晶Au-19.25Ag-12.80Ge焊料薄帶存在淬態(tài)脆性，經(jīng)過(guò)一定的退火處理后可大大韌化。焊料薄帶的淬態(tài)脆性主要是由于快速凝固工藝造成的；快速凝固法制備焊料薄帶過(guò)程中，合金產(chǎn)生了富鍺亞穩(wěn)相，該相性質(zhì)較脆，同時(shí)快速凝固工藝?yán)鋮s速度較大時(shí)，在薄帶厚度方向產(chǎn)生了冷卻速度梯度，造成了晶粒內(nèi)部熱應(yīng)力的產(chǎn)生；退火處理后，亞穩(wěn)相發(fā)生了穩(wěn)定化轉(zhuǎn)變，晶粒發(fā)生了再結(jié)晶，熱應(yīng)力得以消除，因而使焊料薄帶得到韌化，同時(shí)急冷態(tài)的過(guò)飽和固溶體沉淀

10、析出彌散的Ge相使合金的硬度也同時(shí)提高。 根據(jù)形核孕育期公式對(duì)快速凝固Au-19.25Ag-12.80Ge焊料合金的形核規(guī)律進(jìn)行了計(jì)算，結(jié)果表明：AuAg固溶體的形核孕育期遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于Ge相的孕育期，AuAg相在凝固過(guò)程中作為主要形核相優(yōu)先析出。根據(jù)時(shí)間依從瞬態(tài)形核理論，對(duì)連續(xù)冷卻條件下臨界形核溫度、臨界形核過(guò)冷度和臨界形核數(shù)的計(jì)算結(jié)果表明：條帶冷卻速率的提高，觸發(fā)熔體形核所需的起始形核過(guò)冷度增加，而臨界形核數(shù)則大幅增加。由數(shù)值分析