固体物理化学键与晶体形成结构振动和热性质电子

强磁场对界面金属间化合物生长的影响随着低温超导技术的日趋成熟,新型的直流稳恒强磁场设备研制成功,目前已被广泛地应用到了科学研究的各个领域,形成了一些具有广阔发展前景的交叉学科"强磁场材料科学就是在这样的背景下逐渐形成的"强磁场能够将大强度的磁化能量无接触地输入到材料中,改变材料的热力学状态,并对材料产生力的作用,从而对材料的凝固等相变过程,组织的形态分布和微结构等产生巨大的影响因此,强磁场的应用为新材料开辟了新的研究领域,有广阔的发展前景。.Duringagingof190Co,thegrowthratesofSn一3Ag一0.5C川Cu:Sn一3.SAgN/1and WihthtedeveloPmentofsPuereonduetingmaterials,newstyleequiPmentshtatenad s1.TheIMClayerthie肋essesofSn一3Ag一0.SC/JtCusolderjointswithOT:3TnadSTkinetic"rIMel盯e:duringagingwithdierfrnethihgma助 eldsall"bey:x一了而.The2.TheIMClyaerhtieessesofSn3.SAgN/1solderjoinisunderSTdaversehihge IMClyaerWithSTdaversehihgmangeticfield15ehnnaeed.Byealeulation,thegro节八h 随着低温超导技术的日趋成熟,新型的直流稳恒强磁场设备研制成功,强磁场不仅可以从宏观上控制材料的物理化学反应过程:而且还可以将高强度的能量无接触地传递到物质的原子尺度,改变原子的排列!匹配和迁移等行为,因此强磁场与无磁场条件下时效过程中不同物质之间的反应及相关原子的扩散行为将会有明显差异据此本文实验研究了不同强磁场条件下S-n3Ag一.0SCu/Cu!sn3.SAgN/i!Sn一.07cll加效过程中其界面金属间化合物的生长行为及元素原子扩散现象,研究结果表明1.sn3Ag0.5ccu焊点,oT!3T及ST不同磁场强度条件下时效过程中其IMcx二了而关系"由生长动力学曲线斜率可得界面金属间化合物层的生长速率随着磁场强度的增加而增加"通过计算,ST正向强磁场与Sn3Ag0.5CcuIMC的生长激活能分别为.Sn3.SAgN/i,ST面化合物的生长速率也随着时效温度的升高而增加"与无磁场条件相比,ST反向强磁ns一,SAg加i焊点在各时效温度下时效过程中其界面金属间化合物层的生长速率较大"通过计算可得,ST反向强磁场与无磁场条件下其界面金属间化合物层的生长29.slKJ/mol48.22KJm/01"3.8T正!190eSn3AgO.SCCu焊点!Sn焊点及Sn一.07Cu加i焊点界面金属间化合物层的生长动力学曲线表明:件Sn3AgO.CSCuSnO,7CNiEDX分析结果表明:凤:1.2.11..221,2.3要用于高效!节能等新技术工艺的开发"拉的磁场1.2.4这种由超导线圈产生的高强度直流磁场,是目前新材料和材料改性研究的重要手段,同时也是目前研究的热点之一一般可起到强磁场取向!控制液态金属流动!影响材料相变过程等作用如利用这种强磁场可提高马氏体转变温度;作为电磁制动抑制连铸控制材料在结晶凝固过程中晶体生长的形态!大小!分布!,开发性能优异的新材料等等"1.3强磁场实验装置是开展强磁场下实验的最基本条件"20T以上的稳态强磁场装行费用也很高"ZOT以上的稳态磁体的强磁场实验中心仅分布在主要的工业大国"世界上第一个强磁场于1%O年建于的MTI"随后,欧洲的英国!荷兰!法国和德国以及东欧和相继在70年代建立了强磁场"的强磁场建于80年代初"磁场水平由60年代的ZOT,提高到80年代的凤:2.2.3正向强磁场与无磁场条件下界面IMC生长动力学比 2.2.4正向强磁场与无磁场条件下界面IMC生长激活能的比 2.2.5磁场强度对Sn一3Ag一O.SC留Cu界面IMC生长的影 2.6磁场方向对Sn一3Ag一0.5C记Cu界面IMC生长的影 2.3本章小结..,-二 3.强磁场对Sn一3.SAgNli及Sn一O.7Ct认Ni界面IMC生长的影响 3.1实验材料与实验方法3.1实验材料的 3. 3.2实验结果 3.2.1焊后Sn一3.SAg入i界面化合物的显微结构 3..22反向强磁场下Sn一3.SAg入i焊点在不同温度下时效时扫描电镜分3.2.3ns3.SAg闪iIMC3.4Sn3.SAgiIMc 3.2.5Sn3.SAgN/iSn0.7CuiIMC生长的影响3.3本章小结,.,,.,.,,二 4.分析与讨论 4.1强磁场对界面IMC生长激活能的影响 4.2磁场强度影响界面IMC生长的微观分 4.3磁场方向影响界面IMC生长的初步分析 4.1磁场方向对界面IMC的元素分布的影 4.3.2不同磁场方向下界面IMC的表面形貌分析 4.4强磁场对扩散驱动力的影响 5.全文总 参考文 攻读期间学 致谢 使 _l:摘 1.绪论 1.1引 1.2磁场的 交流磁场...........................................................................................,,,.1.2.3特殊磁 1.2.4稳恒强磁 1.3强磁场产生设备及发生技术的研究进展1.4强磁场效应 1.1弓!一 1..42强磁场物理1.3强磁场生物学效应 1.5强磁场在材料科学中的应用 强磁场下的热处理1.5.4强磁场对流体流动的影 1.5.5强磁场中材料的其它研 1.1.6本文研究的目的和内 2.强磁场下Sn一3Ag 一O.SC 川Cu 界面IMC 生长行为研 2.实验材料与实验方 2.实验材料的 时效处理 ,,2.4X射线衍射试样 2.实验结果 2.未时效焊接接头扫描电镜分 2.正向强磁场下不同温度时效过程中焊接接头扫描电镜分 风: 一一今一 stive口一一一.卜~ybrrrldmsgnet之之之之之}}}}}}}2毯)MVVV.污f妞.al哗叹一了了一一一一一一 {{{}}}厂--一}----一下三畜落落}}}}}}}}0于 洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲洲八了才匕月_8一-一-一/寸厂厂 八一一一一一产产///rrr拓一-一_甲 `au"k5Pl.叫妇"a易.1.1.1.MfMn有很大的不同,M"Mf1"一左右因而,磁场对非铁磁性材料的作用一直以来都忽略了物质就其磁性可以分为三类:第一类是铁磁质,如铁!钻!镍等;x高达l1护数量级第二类是顺磁质,如氮!氧!;x031护数量级第三类是抗磁质,如铜!水!氢等物质,这类物质的磁化率x<0[51"不同磁性的物质在不均匀的具有梯度的磁场中会受到力的作用铁磁质在磁场中受到很强的磁力吸引作用,顺磁质在磁场中受力很弱,受力方向在磁场强度增加的方向;而抗磁质在磁场中受力也很弱,但受力方向在磁场减弱的方向etl"一般情况下我们在中使用的磁场其磁感应强度大小为零点零几拉,通物质没有表现出磁性是由于物质所处空间的磁场不够大"但是,得到应用,非铁磁性材料在磁场中的研究受到了越来越广泛的关注"受,90年代初,决定在Florida建立新的国家强磁,

4050T"虽有一些6T一12T的超导磁体分散在各地,但尚未形成一个性的强磁场实验中心,10T以上稳态强磁场下的系统的科学研究工作尚属空白"为满足国内强磁场研究工作的需要,早在1984年中国数理学部就组织论证,决策在等离子体物理建立以20T稳态强磁场装置为主体的强磁场"该装置于1992年建成并投入运行"与此同时,相继建成了多个能满足不同物理实验!场强在15T有电磁铁磁体和超导磁体的混合磁体三种1所示[3]"常态的导电线圈中获得强磁场必须通入大强度的电流,不可避免的产生大量的焦,又需要提供足够强度的冷却,所以电磁铁磁体的体积庞大!结构复杂!能耗惊人而效率低下使用超导材料就可避免线圈发热问题,因此超导强磁体的电磁转换效率很高,具有轻便!经济的突出优点为了获得更强的磁场,需要将超导强磁体和电磁铁强磁体组合在一起制成混合磁体混合磁体的结构复杂,建造和使用的成本较高超导强磁体经济实用,成为强磁场材料科学研究的首选设备川"ST以上的磁场,同时也包括采用脉冲技术!者混合磁体技术或者功率电磁铁技术产生的强磁场,也不排除探讨宇宙中黑洞T的极限磁场但从时效性和经济的角度考虑,ST以上的磁场目前还只有依靠超导技术超导技术是人类二十世纪的一项伟大发明,它带给人类无限的美好遐想,如风驰电掣的超导列车!高效的超导电机!无损耗的超导输电等等,将成为改善人类生活和生存环境的有力工具获得大空间的超强磁场(ST以上IOT"凤:带电粒子像电子!根本性变化因此,研究强磁场对化学反应过程!表面催化过程!材料特别是磁性材料的生成过程!生物效应以及液晶的生成过程等的影响,有可能取得新的发现,产生交叉学科的新课题强磁场应用于材料科学为新的功能材料的开发另辟新径,在国外备受重视,在国内也开始有所要求蕴藏着不可估量的应用前景才一引起科技界乃至各国的高度重视"因此,强磁场的物理!化学等研究,学和技术上的意义,通过这一研究,不仅有助于将当代的基础性研究向更次开拓,1.大部分生物材料都是非磁性的,构成的70%一90%的水以及几乎所有的脂肪物常情况下所没有的现象"ST的强磁场中,就会出现一种称为望成为脑功能研究和康复的新方法:核磁成像技术(M咫)己成为医学诊断的有1.51.材料是现代人类物质文明的基础,它支撑着其它新技术的发展,.M为磁矩;H为磁场强度;B为磁感应强度;料"位真空磁导率;x为磁化率"—我们可以想象,当B值增加1护时,F将增加1护倍;设B值在通常情况下为1-在强磁场条件下为达到1OT,比通常情况下高出1000倍"通过上述我们可以看出非磁性物质磁化率较低可以通过提高磁感应强度而得到弥补,因此在高强度磁场条件下任铁磁性物质都将受到很大的磁化力作用"八十年代初,熟超导直流强磁场的广泛应用成为可能"九十年代初,系列显著的强磁现象,如均恒强磁场使具有磁各向异性的非铁磁性材料取向v[]!1.强磁场作为一种条件,不同于物理学的其他一些较昂贵的,如和同步,强磁场的应用是改变一个系统的物理状态,即改变角动量(自旋和带电粒子的轨道运动另外,低温也能导致新的物理状态,如超导电性和相变,但强磁场比低温更为有效强磁场可以产生新的物理环境,并导致新的特性,特性在没有磁场时是不存在的"强磁场可以在保持晶体结构不变的情况下改变动量空间的对称性,结构以及元激发及其互作用等研究是非常重要的固体复杂的面结构正是利用强场使得电子和空穴在特定方向上的自由运动从而导致磁化和磁阻的振荡这一原理而得以证实的固体中的面结构及特征研究一直是凝聚态物理学领域中的前沿课题当今凝聚态物理基础研究的许多重大热点都离不开强磁场这一条件,甚至很多是以强磁场下的研究作为基础如波色凝聚只发生在动量空间,要在实空间中观察到此现象必需在非均匀的强磁场中刁.得以可能又如高温超导的机理问题!量子霍尔效应研究!纳米材料和介观物体中的物理问题!巨磁阻效应的物理起因!有机铁磁性的结构和来源!l:.1.随着科学技术的发展,人们对物质世界的认识越来越深入,强磁场作为条件揭示物质内部自由度的有效,利用强磁场研究凝聚态物质的物理性质和过程机制开展强磁场对化学反应过程!生物过程等影响的研究是国际上前沿课题之一川"近年来,随着超导材料加工和超低温冷却技术的进步,更加广泛,以此条件作为研究进行科学研究的范围不断扩大,而且日趋普遍"从材料学的角度,由于强磁场下电磁力的作用范围可达原子尺度,强磁场中也可表现出一系列显著的现象,磁性材料为主扩大到整个材料领域,是磁场应用的一个重大突破"有关强磁场在材料科学中应用的理论和实验研究迅速增多,目前己在结晶凝固!粉末冶金!电析烧结!络随着强磁场下材料改性和新材料研究的广泛关注,开展强磁场下金属间化合的生长研究变得越来越重要"面对于无磁场条件下电子封装互连中所形成的界面金属间化合物的研究表明:界面金属间化合物层的生长是固相扩散中的反应扩散问题,受原子扩散和物质在界面的化学反应控制由于强磁场对物质间的化学反应和原子扩散均有显著作用,因此强磁场温度场作用下界面金属间化合物层生长规律与普通温度场相比可能会有明显的差异,揭示这个差异将有利于开拓强磁场研究的新领域,并为新材料和新化合物提供依据"1.2.001TO.IT之间,IT就可称为强磁场"用"1.2所示"力 磁声波(Mnetie^eostiewave(纵波Aven波(AIvenwave(横波J一"e/50ng!re-抑制对流(suppressionofeonveetion),,I司态现象ohenomen助1.no4址磁化力(Cstalalignment(MganetiZation{固相相变(phasetarnsofrmationin50id)o(Cyrstalorientat固相相变(phasetransofrmationin厂ngialqU组书1.2稳恒强磁场在材料加工过程中的应用[ll].凤:1,5.21959年就有人提出在磁场的作用下,用来改善金属材料力学性能的热处理方法,俗称磁场热处理,I-21"磁场热处理有磁场退火,磁场加热淬火,磁场淬火与磁场磁场能使晶粒明显细化并且使试样组织均匀度提高〔.3]"利用强磁场可显著增加和Lindross在研究强磁场对冷轧Amroc铁再结晶行为的影响,晶代表当属马氏体相变"在钢的奥氏体向马氏体转变研究中,同与此同时,马氏体转变Ms点也随之升高并且随着两相自由能差的增加,其转变动力也增力口"所以磁场可以显著提高马氏体转mhsnyet等研究者在;-Nei一C转变过程中引入磁场,发现磁场可以显著加快马氏体转变〔.6]"Esrtin认为脉冲磁场可以氏体转变温度区或稍高于转变点的温度范围内促进变温马氏体转变[.]"也有实验结果表明[l8]:磁场在马氏体到奥氏体的逆转变过程中可以显著降低马氏体的分解速率等人还针对晶体取向奥氏体磁性对磁诱发马氏体转变的影响进行了较系统的研究对于扩散型相变,研究较多的是磁场对钢的奥氏体肤素体转变的影响"磁化强度影响其自由能"在强磁场下的奥氏伽铁素体转变中,磁场能明显增加铁体的转变数量,并且加快其转变速率1.5.3磁场取向是铁磁性材料加工过程中常用的,能够有效地提高材料的多种磁性能强度很大的磁场能够使非铁磁性材料形成取向,明显改变材料的组织特征和性能1976年,mikcslonKarin等[231象,1981年他又观察到常规重力场条件下AlNi!AlCu!Cd一Zn和BiCd合金中7.051.ST磁场中形成规则排列组织的现象,进一步证实磁场能够使具有较强磁各向异取向的作用,理论"同年,svaist冲等[24]将Mn含量为.091owt%BiMn2,ST状态凝固,BIMn析出相平行磁场方向规则排列和优先长大现象,性明显增强"用能够很快成为现实,这些重要的现象没有立即引起重视近年来,随着低温超导技术的不断进步使强磁场的获得日益方便和廉价,应用研究更加广泛"1987年,Farrel125]Y.BZacu3岛_8粒在室温下与环氧树脂混合,置于.94T强磁场中,结果发现晶体中磁化率最大的c强,临界电流强度提高"另外,126一川将R一Ba一cu0和Bi2212高向"另外,solni等[32]还发现机械振动有利于提高晶体在磁场中取向程度"除了高温超导陶瓷材料外,将石墨晶体[33l分散在环氧树脂中!纤维素晶体[34]悬浮于水溶液中,强磁场中,结果也发现晶体取向现象,这些具有磁各向异性的抗磁性晶体均以磁化率绝对值最大的晶轴垂直磁场方向取向"e的液态银中取向,Y,BZaCu3O:超导材料的磁各向异性在高温下仍然足够大,能高"1996年,Katskui等[38}n一乙烷溶液中的结晶取向,以及Kcl和BaclZ出过程"1997年,等[39观察到Al一Si一Fe合金中三元析出相在强磁场中规列的现象,将强磁场的应用从简单的二元合金扩大到三元合金的凝固过程vE可以由下式计算[35]:vE一粤""v!H"x,v乙(1.3)凤:v为晶体体积,vx为晶体沿不同轴向的体积磁化率差值,He!为外磁场强度,为真空磁导率"许多研究者[35!37#38]采用类似的估算强磁场中多种材料旋转取的能量差值,结果均表明这个能量差明显大于晶体热扰动的能量"MikelsnoKarklinLv#H二.Vg-#20(1.4)此后,Ferrar等[40]中取向的形成,旋转取向的形成主要在晶体生长的初始阶段,随着晶体长大,晶体间的机械碰撞阻碍晶体取向,并且分析了晶体发生碰撞的条件,实际上,液相的粘度和液体中的无规则对流运动等多种宏观因素的影响[371"因此,磁另外,在其他材料加工过也存在磁场取向行为"1989年,Lusnikov等阳>将织构化的晶体在长大过再取向"Mashaashi等[42l在Fe一3.25%si电磁钢板热处理IOT强磁场,观察到再结晶颗粒沿易磁化轴<001>取向程度增强,粗大现象"木村恒久等[4,JPoly(ethylene2,6nhalate)(略写PEN)在附近热处理,生成的晶体沿c一轴方向排列"作者认为存在一个磁场作用下的结晶化诱导阶段,使PNE晶体在结晶生长过就己经有取向"Holofwya刚J将HoBacuoST磁场中固态烧结,观察到材料中晶体定向长大形成大体积织构的现象,并认为控制,因此相当缓慢,该作者及其合作者[.5]HoBacuo1.6T磁场中固相理温度的提高和磁场中处理时间的延长而提高"另外,zn!Bi气相沉积#6l>,znlBi2212非晶超导材料[.8o.6T磁场中晶化过程有可能出结构完善!成分均匀的晶体材料;另一方面,体系不同!施加磁场的方动"Moerua[63]等在Bi一60Sn合金定向凝固过施加O.55T轴向磁场,所得试样中1.强磁场中材料的其它研综上所述,强磁场对材料的再结晶!固态相变以及元素扩散均有明显的影响,的研究也正在兴起,v[6]等"5,强磁场在材料科学中的应用研究还处于起步阶段,很多物理现象还有待发现;1..继续进行探索,发现的强磁场现象.3根据分析得到的强磁场现象的内在机理,将强磁场很好地应用到材料的改性之4.1.6间化合物(Intemretallciocmpuond简称IMC)"在电子封装互连的钎焊过,熔融的量等因素的影响,而且在时效过,焊点的微结构会粗化,界面IMC也会不断生长"焊点的失效部分依赖于IMC层的厚度"对于时效过界面IMC的生长研究表明,时效过oslde/rCu或Ni接头界面IMC的总厚度与时效时间呈抛物线关系即xX0二Ktlsolde/rcuNiIMc的生长受扩散机制控制慢,因此强磁场条件下时效过钎焊接头界面IMC层的生长规律与无磁场条件下时效过界面IMC层生长规律可能会有明显的差异,揭示这个规律将有利于开拓强磁场研SnAgSnCu系无铅钎料"于SnAgSn3.SAg,Sn3AgO.SCu;SnCuSnSn3Ago.scu!Sn3.SAg!Sn一".7Cu无铅钎料作为研究对象,CuNi界IMC层的生长动力学,并采用扫描电子显微镜(SEM),X射线及能谱(EDX)等方法初步分析了磁场强度和磁场方向对界面IMC层生长影响的主要原因,为强磁场条合成R一Ba一C-uO超导材料时,发现所得材料除具有织构外,还出现大量台阶型亚结构不同于外延生长实验中所见的螺旋型生长类型=5.>"显著特征[52]这意味着磁场能够对晶体的形核过程产生影响以上结果表明:料的取向机制是多样的,除了旋转取向机制,还可能存在生长取向机制,既具有磁各向异性的晶体在磁场中形成磁优先生长方向,在晶体长大过形成织构化组织"5.()l大的理论意义和应用价值对流一般是由流体内高温区和低温区密度不同引起的[5.]对流,尤其是湍流的存在,使得熔体中晶体的生长过程会产生宏观的生长条纹,从而影响晶体的物理和化学性质的均匀性[55]抑制对流的方法主要是微重力环境,境的途径有离心力和磁场磁场抑制对流的机理在于,磁场条件下熔体的流动引起感应电流的存在,这种感应电流在磁场下会受到力的作用,这个力总是趋向于使对流运动强度减弱,从而可以抑制对流这种影响流体作用的前提是,流体具有导电性或者流体的磁化率随温度的变化而改变,但当对流很微弱时,这种抑制作用就变得非常有限"磁场抑制对流后,凝固生长速度增大,从而使得凝固组织中纤维间距人减小磁场强度越大,磁场对熔体中的对流抑制能力越强,实际的生长速度就越大,纤维组织的间距也就越小;利用强磁场抑制热对流可消除半导体单晶中的溶质带[6s],一磁场对对流的抑制,使得固液界面前沿的溶质传输只能以纯扩散的方式进行,因而其长大能力减小,其纤维的直径也减小=6.]"Pee等[62〕,磁场还可抑制流体中自然对流,抑制的程度与外磁场强度!体系几何形状以及大小有关,但完全抑制自然对流非常"2.2.2正向强磁场下不同温度时效过焊接接头扫描电镜分2.4为ST120e时效不同时间后Sn3Ag0.5CCu焊点靠面处的扫描电镜"图中从左到右明显的三层分别为Cu基板,界面IMC层和钎料基体"EDX分析结果表明:IMCCuSn化合物,Sn为基,在Sn基上同时分布着Cu6Sns和Ag3Sn化合物"并且己经证明:尺寸较大的且颜色较暗的为Cu6Sns化合物,其形貌一般为块状;尺寸较小且颜色较亮的为Ag3Sn化合物,其 时效处理的Sn一3Ag一0.5c口cu界面IMc般呈锯齿状,120e普通温度下时效需较长时间刁-能转变成IMC的形貌变化很小,50hIMC的形貌仍呈锯齿状"此外,观察图.24()a至()fIMCIMC层的厚度逐渐增加"ST120e5h0IMCST强磁场条件下界面IMC2.51林m,50h后的界面IMC层的厚

1.70m[69],IMc层的厚度要比无磁场条件下的界面JZO邵嫩过程户强磁场的趣脚雌子界互到-!进一步研究强磁场对时效过界面IMC层生长的影响,在ST正向强磁场条件下Sn3Ag0.5CCu150e190e时效分析"2.4XX3%I们,o3溶液的烧杯里,KQ218型超水的烧杯里再在超声波集中,然后将试样取出用吹风机吹干,即可进行X射线衍射分析"XSHIMADZUXRD6000衍射仪"未时效焊接接头扫描电镜分图2.3为未时效焊点界面处的扫描电镜"其中图(a)为放大600倍的扫描图(b)为放大2000倍的扫描"图中明显的三层从左到右分别为Cu基板!界面层和钎料基体"从图中可以看出焊后接头处界面IMC层很薄,其形貌为的锯齿且由基板向钎料基体中延伸"此外,在钎料基体中还发现了很多化合物颗粒,EDX分Cu6Sns"因此,未时效的焊点由以下几相组成:Sn3AgO.SC2.2JMT0超导强磁场装置中进行强磁场条件下时效处理,强磁1所示该强磁场装置产生的磁场为稳恒静磁场,0T范围内可调本磁场条件下时效时所加磁场强度分别为T和ST"强场条件下时效2所示体到基板为正向,从基板到钎料基体为反向时效时将热电偶放在试样中心部位进行精确控温"2.1.3将时效处理后的焊点沿纵界面用环氧树脂冷镶后,分别经1000#砂纸打磨及1.0一.05协m石抛光膏进行抛光,并用甲醇:硝酸:盐酸二93:5:2析"喷银的目的是使试样导电,以便进行扫描电镜分析"采用正OL公司的JsM一型扫描电子显微镜对钎焊接头组织进行分析,成分分析采用LiKIS6587型能谱仪"扫镜的工作电压为加KV"因焊接接头界面处IMC的起伏程度很大,直接测量IMC层厚度准确性较差,于是用Q500IW图像分析仪测定IMC的面积,然后除以总的长度,得到IMC的2.]lM-T100.凤:ns3Ag0.SCu/cuIMCSnAg系无铅钎料中,3.04.7%Ag0.51.7%CusnAg63sn37Pb更高的抗拉强度,在这个范围的成分,人们发现Ag的含3.0%提高到更高的水平(4.7%)时不会提高抗疲劳强度,CuAg两者都处于较高剂量时,塑性变坏"因此在这些成分之中,Ag量的合金.3sn3.IA-go.5~1.scu具有最佳的平衡性能一熔化温度!强度!塑性!劳性能[8e],因此选sn一3Ag一o.scu无铅钎料作为研究对象"的Cu"如在绪论中所述的,SnCu衬底接触时,在界面会形成一层界面IMC层,其形成不但受焊接过温度!时间的控制,而且在后期的服役过其厚度也会随着时间的延长而增加"焊料C/u界面处所形成的IMC是影响焊点可靠性的一个关键因素,IMC层会导致焊点断裂韧性和抗低周疲劳能力下降,从而导致焊点可靠性的下降"且由于电子封装用焊料较低,室温已达它们Tm响焊点的可靠性"IMC的生长及其微观组织结构十分重要"Sn3Ago.SCCuIMC层的生长研究已经表明:IMc9,IMc由于强磁场可以将高强度的能量无接触地传递到物质的原子尺度,改变原子的排列!匹配和迁移等行为[70l,IMc层的生长将会有所不同STsg5记Cu界面IMC层的生长规律的异同,并探讨了不同磁场强度及不同Sn3Ag#o.SCCuIMC层生长的影响2.实验中所用原材料均为高纯度金属,sn99.95%,AgCu99.9%"S:nA:gCu=%.:5:30.5的比例配制后放入真空炉500e,34小时后,smm的钎料合金棒"采用线切割的方法将钎料合金棒切割成中7Zxmm的小圆柱体"Cu基板的纯度为1000号砂纸细磨后,NaOH155,HCI溶液!并用吹风机吹干"Cu基板接触的表面涂覆一层中性活性钎剂(RMA)在Cu基板上采用红外线回流焊进行焊接"由于Sn一3Ag一0.SCu的钎料的大约217条件下短"并且从图.25(a)至()f可以看出ST正向强磁场下150e时效过,面IMc层的厚度随着时效时间的延长增加较明显,且钎料基体中的cu6Slls和Ag3Sn化2.6为ST190e时效不同时间后的Sn3Ag0.5CCu焊点描电镜"从图可以看出ST正向强磁场条件下190e时效至h4后界面IMC就已经变得比较平缓"可见,强磁场条件下时效温度越高,IMC由锯齿状向大波浪形转变的速度也越快"2.4!2.52.6IMC层的厚度可以发现:IMC层的生长规律相同,IMC层的厚度也随着时效温度的升高而增加此外,2.4!2.52.6颗粒,EDXCu6Sns化合物而颜色较浅且尺ASn化合物"小和数量可以发现:ASn化合物颗粒的大小和数量随时效温度的升高变化很小,而分布在文献[69]中己经:无磁场条件下sn一3Ag一0.5c记cu焊点在170e时效至后IMC层内已经出现空洞和裂纹"分析认为无磁场条件下高温时效一定时间后界面IMC中出现空洞和裂纹的原因是由于时效温度越高,原子的能量越大,越易发生迁移,不同元素原子的扩散速率差异越大而造成的"然而,ST正向强磁场条件下190e时效过,时效5h0后界面金属间化合物都仍然很致密,没有出现空2.3IMC在钎焊过,当熔融态的钎料与基体接触后,在钎料与基体之间会生成界面IMC层,IMC层起到了基体与钎料之间的连接作用"IMC的形貌!厚度与钎焊的时间!温度有关,因此很多研究者研究了钎焊过界面IMC的形貌与生长动力学"而电子产品的焊点在服役过,由于载荷!温度等因素,界面IMC会长大,即服役条件下,IMC层的厚度会增加"IMC本身具有硬而脆的性能,因此过厚的MC层将对接头的稳定性有的影响如果使焊点在正常使用条件下效,则需要很长的时间,为了缩短试验时间,采用时效处理来模拟研究服役条件下界面强磁场对界面金属间化合物生长的影响IMC的生长动力学"通常,钎料C/u焊接接头界面IMC在等温时效过的生长可用以17.]:,,-!",,-,,一,.t为时效时间;X()ttoslde/rCuIMC层的厚度;X"为时效开Solde/rCuIMC层的厚度;Q为激活能:A为常数;n为时间常数"电镜 图.26ST190eSn3Ago.SCu/Cu焊点的扫描电镜(a)4h(b)911(e)一6一1(d)25h(e)36一1仍sohC/un0.350.7之间,n界面金属间化合物不同的生长机制"实验研究已经表明Sn3Ag一".SCu/Cu焊点在无条件下时效过界面IMc层的生长与时效时间呈抛物线关系[60],从而证明了无磁场条件下Sn一3Ag一0.5c川Cu焊点在时效过其界面IMC的生长是由扩散机制控#电镜(a)4h(b)gh(e)16h(d)25h(e)36h仍 STPositivehighmganetieeld(a)4h(b)gh(e)16h(d)25h(e)36h(50h2.52.6STSn3AgO.SCu/Cue时效不同时间后的扫描电镜"由图.25()a至()f可以看出ST正向强磁场下150e时效过随着时效时间的延长界面IMC层的形貌发生了明显的变化:时效至后界面IMc的形貌仍呈锯齿状,但到25h时其形貌己变得相当平缓"将此结果与文献169}进行对比可以得出:IMC由锯齿形变为波浪形的时效时间比无磁场不卜卜卜E卜l盯卜卜盯08一D42OR一642八UR一内 丹J3勺U八-22内-弓-J飞11`a55"u洲"2.7ST.TTqfOacw.*卜.Les.卜30/`-as的.u名"训乙尸舅工">洲祠-工"0刀2.8ST正向强磁场条件下金属间化合物相对厚度与时效时间平方根的关系曲线2.1sn3.SAgi时效条件生长速率(10一.4cmZzs)Sn3Ag0.5CCu34IMC由扩散机制控制的IMC生长的激活能可用扩散为主的关系式来计算:InD_l""n.其中,DIMc层的生长速率(cmZ/S),D"IMc层的生长常数(cmZ/s).QIMC层的生长激活能,R是理想气体常数(8314.kJ/molK..),T是绝对温度"可以看出,IDn1/T呈直线关系,niD"为截矩,Q/R为斜率"IMC层的的生长激活能可由nID与1T/的曲线斜率得出"图2.9是ST正向强磁场条件下与无磁场条件下nID与1T/的曲线图"Sn3Ago.SCCu焊点界面处的整IMC层Q17.32kJm/ol51,26kJ/mof"Sn一A3go.CS川Cu焊点界面IMC层的生长激活能要远远小于无磁场条件下时效激活能STSn3Ago.SCCu120e!150-C时IMC层的厚度值,IMC层厚度与时效时间进行关系曲线拟合,可n二".5,2,7(Sn3Ago.SCuCuCu6Sns化合物,由于Cu3Sn化合物层很薄,且扫描电镜的分辩率为1om,所以不单独考虑Cu3Sn层的厚度,Cu6Sns和cu3Sn二者的厚度作为一个整体来计算界面化合物层的厚出:与无磁场条件相同[69〕,sn3Ago.sccuST过其界面IMC层的厚度与时效时间均成抛物线关系,表明Sn一3Ag一O.SC记强磁场与无磁场条件下的时效过其界面IMC的生长均受扩散机制控制"因此强磁场与无磁场条件下Sn一3Ag一0.5C川Cu界面IMC在等温时效过的生长均其中:X()ttIMC层的厚度,X"IMC层的厚度,t为时效保温时间,D为IMC层生长速率"根据(2.2),作强磁场条件下各时效温度时效过界面IMC层的相对厚度与时效时间平方根的变化曲线如图2.8所示"图中日沥,DIMc层的生长速率2,8STIMC的生长速率"将强磁场及无磁场条件下呻]IMc层的生长速率数值列于表2.1"由表可以看出,与无磁场条件下时效过界面IMC层的生长规律一样,T8正向强磁场条件下时效过其界面IMC层的生长速率也随着时效温度的升高而增加;但对相同时效温度而言,STIMC层的生长速率总是比无磁场条件下的大"说明相同时效温度下,sn3AgO.SCCuIMC层具有一定的促进作用:IMC的相对厚度与时效时间平方根的变化曲线2.13所示"2.13可以看出,不同磁场强度(OT!3T!ST)时效过IMC层的生长速率随着磁场强度的增加而增加"mierograPhsofSn3Ag图2.11ST止同强磁物条件卜Sn一3Ag一O.SC/tlCu焊点时效时间扫描电(a)sh(b)13h(egh(d)25h. w.3TST20161412,{z91ng1me`asQJ"ssau国"a>叫尸-a2.12强磁场条件-_/`臼,a55"u国"AgngtimeintensityofmnetieeldQ51.26kJ/molq600内-0990-3-31/T(K一2.9InDl/TA:#rhenius曲线图F192.9ArrheniusPlotoftheIMCIergrowtllrate.2.5Sn3Ago.SCCuIMC2.10!2.113T和ST正向强磁场条件下Sn3Ag一O.SCCu焊点在相同后(sh),IMC的形貌都己从未时效时的锯齿形变为较平缓的波浪形"且在两种磁场强度下,随着时效时间的延长,IMC层的厚度均增加"2.10!2.n以看出:时效相同时间后,STIMC3T正向强磁场条件下的厚"3TSTIMC层的厚度,IMC层的厚度与时效时间进行关系曲线拟合,2.12所示"2.12可以看出:3TST强磁场条件下时效过Sn一3Ag一o.sc侧Cu焊点界面IMC层的厚度均与时效时线关系,故2.1中的n=0.5,表明Sn一3Ag一o.scu/cu焊点在不同磁场条件下ST)时效过其界面IMC的生长均受扩散机制控制"因此Sn一3Ag一o.SCu/Cu焊面IMC在3T和ST正向强磁场条件下等温时效过的生长也符合关系式2.2"根据此3T和ST正向磁场条件下界面IMC的相对厚度与时效时间平方根的变化曲线电镜(a)4h(b)gh(e)16h(d)25h(e)36h仍mierograPhsofsn3Ag0.SCuC/L.solderjointgaedat190eofrvarioustimeSTreversehighmganetiefield(a)4h(b)gh(e)16h(d)25h(e)36h(50h由图2.14和2.15(a)至()f可看出:正!反向强磁场条件下时效过随着时时间的延长,IMC层的厚度均逐渐增加;且分布于钎料基体中的颗粒也逐渐粗化"对比正!反向强磁场条件下190e时效过钎料基体中的靠近界面处的化合物颗粒的大小!IMC的形貌及其厚度可以发现:正向强磁场条件下时效一定时间后,靠近时效较短时间后(4h)IMC的形貌都已经转化为较平缓的波浪形;但正向强磁场..190,C(l句llO口少`asseu层"q尸挂工"钾洲尸司工"2.17Fig.2.17TheIMegrowtheuvreofrelativeIMCthieknessversussqtaerrootofagingti

STIMC的形貌由未时效时的锯齿形向IMC的形貌由未时效时的锯齿形向大波浪形转变所需的时间比无磁场条件与无磁场条件下时效过界面IMC的生长规律相同,强磁场条件下时效过界面IMC层的厚度也与时效时间成抛物线关系,即磁场条件下时效过界面IMC的生长也受扩散机制控制"与无磁场条件相比,IMC层的生长速率明显加快,IMC层的生长速率随着磁场强度的增大而增加"3,通过接头界面IMC层的曲线可得:ST正向强磁场与无磁场条件Sn3Ago.SCu/CuIMC的生长激活能分别为:17.32kJ/molsl.26kJ/mol,说STIMC的生长激活能"4.T8正!反向强磁场下190e时效过界面IMC的生长动力学曲线表明:正向强磁IMC的生长速率比反向强磁场条件下的大"十IMC层的厚度总比相应时效时间后的反向强磁场条件下的大"说明正!IMC的生长有所不同,而且在靠近作不同磁场方向下190e时效过Sn一3Ag一O.SCu/Cu焊点界面IMC层的厚度2.16所示,由图可以看出:正!Sn3Ag焊点在时效过其界面IMC层的厚度与时效时间均成抛物线关系,根据2.2作出IMC2.17所示,图中直线斜率=K了万,IMc层的生长速度比反向强磁场条件4444c性00c,勺.钾U`a55"u名"2.16.人2.6Sn3AgO.SCCuIMC2.14!2.ST正!Sn3AgO.SC/tlCu190e效不同时间后的扫描电镜"从图中可以看到明显的三层,从下到上依次为Cu基板IMC层和钎料基体"EDXIMCCuSn化合物,.14SEM:nierograPllsofsn3Ag0.SCt,/Cusolderjointagedatl90Coof:#varioL!sti:einSTPositivehigllmagnetieeld(a)4h(b)911(e)1611(d)2511(e)3611(5011:人3.Sn3.SAg用iSnO.7CuN/iIMC在众多的二元系无铅钎料中,SnAg合金焊料因其优越的力学性能和抗氧化性能而用测试"一些典型成分己有生产应用"Sn一Ag二元合金的共晶成分为Sn3.SAg,温221e,Sn3.SAg得应用"221e,SnPb共晶合金(183OC)的要高,且合金的润湿性与sn一Pb相比稍差[74]等已大大限制了它的应用"且在研究sn一Ag钎料用于倒凸点制作时发现,Sn一Ag/Cu界面IMC的迅速生长将造成用于金属化的Cu层大耗,形成退润现象,使钎料凸点的可靠性大大下降"snAg钎料的进一步应用"二元系无铅钎料中另一种比较有发展前景的钎料为Sn一O.7Cu共晶无铅钎料Sn一O.7Cu无铅钎料的共晶温度是227e"在波峰焊过,Sn一O.7Cu共晶合金展示SnPb钎料的优良潜力以往的研究发现i和s之间的反应速度大大低于u和s之间的反应速度5一7"i之间反应的研究迅速增多一些研究表明:i是优异的焊接阻挡材料,ii反应生成的界IMC,i之间的反应速度较慢从而起到了很好的扩散阻挡作用由于强磁场能将高强度的能量传到物质的原子尺度改变原子的扩散行为因此,i作为扩散阻挡层的作用,STAgiIMCSnAgiSn一0.7Cui界面金属间化合物层生长的影响3.Sn3.SAg和Sn0.7CuSn:Cu=97.3:0.7500.C,34小时后,采用不锈钢模具浇铸成"snnrn的钎料合金棒"采用线切割的方法将钎料合金棒7xZmm的小圆柱体"Ni99.95%,100#0砂纸细磨抛光后放在50%HCI水溶液进行,然后再用并吹干"将与Ni基板接触的钎料片一侧表面涂覆一层中性活性钎剂(RMA)后放置在Ni基板上,然后放入DHG电热恒温鼓风干燥箱内进行钎焊"Sn一3.SAg加i焊点试样的钎焊温度为时间为305;Sn一0.7Cu肘i焊点试样的钎焊温度为260C0,钎焊时间为3.意图为第二章中.22所示,ST"3.1sn3.SAgi图3.1为250e下钎焊305后的sn一.3SAg入i横截面"由图可以看出,Sn3,ASg加i界面处形成的IMC为层状结构,不同于Sn3.SAgC/u,SnPb/Cu化合形结构根据传统的纯金属凝固理论,表面的形貌(层状或扇形)Jacksno参数有关[79,lR兀(3.vHm是摩尔潜热,R是气体常数,T,是钎焊温度,毛是最紧邻原子数占界面总原子数的分数,1"Q2为扇形形貌,2为层状形貌"3.1为不同钎Q的计算值"Cu6Sns化合物其"2,形貌为扇形;Ni3Sn4化合物其"2,形貌为层状"3.1.JV-卞IJV,u011J#J八吕,几!甚,r四阳曰,I.J,.7IMCmorPhologyofsn3.SAgN/1solderedat250Co3.2T8反向强磁场条件.sn3.SAg州i120e时效不同时间后扫描:人3.3STSn3.SAgi170e时效不同时间后扫描电镜(a)4h(b)gh(e)16h(d)25h(e)3611闺sohFig.3.3SEMmierograPhsofsn3.SAgN/1solde:#jointagedat170-Cofrvariot!st大3.1Q102一Ka砚J行IQ产2气乙l,J211..111气J内J,JSn(l)/Cu(s)Sn37Pb(l)/Cu(s)Sn3.SAg(l)/Cu(s)Ni3S山.2反向强磁场下sn一3.SAg入i焊点在不同温度下时效时扫描电镜分e时效不同时间后的扫描电镜"图中从下到上三层分别为Ni基板!界面IMC层和钎料基体"EDXIMCNi3S伪化合物"STIMC层的形貌仍然保持焊后的层状结构,说明时效过Sn3.SAgiIMC的形貌影响不大"3.2!3.3至()f可以看出:反向强磁场条件下各时效温度时效过Sn一3.SAgN/i焊点界面IMCIMC层的厚度进行逐一比较则可发现:强磁场条件下Sn3.SAgN/i焊点界面IMC层的厚3.4STSn3.SAgN/i190e时效不同时间后的扫描Fig.3.4SEMmieorgarPhsofsn3.SAg1solderjointagedat190Coofrvari0L-sti,neinSTreversohighmagnetiefield(a)4h(b)gh(e)16h(d)25h(e)36h(50113.3Sn3.SAgiIMCQ5001WST反向强磁场条件下各时效温度下时效不同时IMC的面积,然后除以总的长度,IMC的厚度"ST反向强磁场条120.C!170e!190eIMC层的平均厚度与时效时间的关3.5所示"STsn3.SAgi`asasuu3.6ST.andnomganeticeld3,2Sn3.SAgiIMCandnonetieeld生长速率(10一.4emZ/s)Sn3.SAgi573.Sn3.SAg入iIMC生长激活能比较同理,根据2.2或2.3作反向强磁场与无磁场条件下的niD与1T/的尼斯曲线如图3.7所示"由IDn与1T/的曲线斜率求得ST反向强磁场条件下无磁场条件下界面IMC29.51kJ/mol48.22kJ/mol"ST反向Sn3.SAgiIMC的生长激活能也比无磁场条件下的小"IMC的生长激活能"38.2——`的\a903:2.1/T(K一-3.7InDlArrlleniL.s曲线图F19.3.7Arrllenit5PlotoftheIMCIayergrowthrate.Sn3.SAgiSn0.7CuiIMCN/iIMC生长的影响,对正!Sn一3.SAgN/i和Sn一0.7Cu肘i焊点在190e时效过界面IMC的生长进行了研3.8为正向强磁场条件下Sn一3.SAg汹i焊点在190e时效不同时间后的扫描电镜3.83.4可以看出:IMC层的厚度较小,IMC层的厚度变化很明显,钎料基体中的化合物颗粒IMC层就己经很厚,随着时效时间的延长其厚度逐渐增加但变化幅度较小,分布在钎料基体中的化合物颗粒随着时效时间的延长变化也很小"ST正向强磁场条件下时效IMC层的厚度,ST正!IMC层的相对厚度与时效时间平方根的关系曲线如图3.9所示"由图可知正!反向强磁场条件下Sn3.SAgIMC层的生长均由扩散机制控制"IMC层的生长速率的关系为=Kl万."K为直线斜率;DIMc层的生长速率"3.9可以看出:STIMCSTIMC层的生长速率"IMC的生长速率进行综合比较可得:ST正!反向强磁场下190.C时效过Sn一3.SAg加i界面IMC的生长速率均比无磁场条大3.8STSn3.SAgi190eI.aJ后的扫描F19.3.8SEMmierograPhsofsn3.SAgN/1solderjointagedatl90CoofrvarioustileinSTPositivehiglllangetiefield(a)411(b)911(e)16h(d)2511(e)361"(5011大不同时效温度下时效过其界面IMC层的生长也符合抛物线关系"表明Sn一焊点在ST反向强磁场条件下时效过其界面IMC的生长也受扩散机制控制"根据关系式2.2作ST反向强磁场各时效温度时效过界面IMC层的厚度与时效时间平方根的变化曲线,并与文献[80lIMc层的厚3.6所示"KIMC层生长速率D的关系为K=了万,分别计算ST反向强磁场与无磁场条件下界面IMc层生长速率D3.2所示"由表可知ST反向强磁场及无磁场条件下界面IMC层的生长速率均随时效温度的升高而增加"ST反向强磁场条件下时效过程Sn3.SAgiIMc层的生长速率均比无磁场条件下的大"TTT`吕`a-;睁r卜l匕 3332222232`曰二assau名"叫二祠Q芝3.5ST反向磁场条件下不同温度下时效时金属间化合物厚度与时效时间的变化曲线Positivehighlganetieeld3.10STnsO.7Cui190e时效不同时间后的扫描Fig.3.10SEMmierograPhsofsn0.7CuN/1solderjointgaedatlgoeofrvarioL:stimeinSTPositivehighmganetic6eld(a)4h(b)gh(e)16h(d)2510(e)36h(50h—人(l句T一///`as"u名"Q0"A一祠目洲"t.3.93.10!3.11ST正!SnO.7Cui190e间后的扫描电镜"图中明显的三层从下到上依次为Ni基板!界面IMC层和钎料基体"3.103.11可以明显看出正!反向强磁场条件下时效较短时间后,IMC同理,作不同磁场方向下Sn一O.7C侧Ni焊点190OC时效过界面IMC层的厚度3.12所示"由图可以明显看出正!Sn一.07CIi焊点190e时效过其界面MIC层的生长表现出了明显的不同:正向强磁场条件S-n.0C7NiIMC层的生长比反向强磁场条件下的快"由于正!反向强磁场条Sn一0.7Ct认闪i焊点在时效过其界面MIC层的相对厚度与时效时间的平方根成反!向强磁场条件下Sn一0.7Cu/Ni焊点在时效过其界面IMC层的生长也是由组元散所控制的"因此,不同磁场方向下界面MIC不7大十3.11STSn一.07Cui焊点!90e1.3.12. 一朴 3.31.保持焊后未时效时的层状结构,说明强磁场对时效过Sn一3.SAg加i焊点界面IMC2.与无磁场条件下相同,ST反向强磁场条件不同时效温度下时效过Sn一3.SAgNliIMC层的厚度均与时效时间成抛物线关系,ST反向强磁场及无磁场条件下时效过Sn一3.SAg肘i焊点界面IMC层的生长均受扩散机制控制"3.IMC生长速率也随着时效温度的升高而增加,STIMC.T8正!反向强磁场条件下190e时效过Sn一3.SAg入i及Sn一o.7Cu朋i焊点界IMC的生长动力学曲线表明:Sn3.SAg加iSn0.7Cui焊点界IMC激活能由于强磁场可以将高强度的能量无接触地传递到物质的原子尺度,改变原子的排列!匹配和迁移等行为因此强磁场导致Sn3AgCu焊点及SnAgiIMC生长速率的提高的原因可能是强磁场的存在改变了原子间的排列方式从而降4.2IMC第二章的第.22.5节的研究已经表明:IMC的生长速率随着磁场强度的增加而增加"IMC生长的影响,对不同磁场强度下界IMCX射线衍射分析"4.1IMCX射线衍射{今!育砂酬~.0.本(;":余"-,""!bI101)份}}石二一儿二由耐!口卜肖眯蔽喃触嘟叫洲翩鞠1.1w甲示}"},(""22币不(2",){l1IJ}1月一-二4.1X射线衍射图()a未时效(b)0T2h5(e)3T25h(d)ST25h从图中可以看出:CL16SnsCu的特征峰值较高"25h后,Cu6SnsCu变人前两章实验研究表明:强磁场条件下时效过界面IMC的生长与无磁场条件下效过程一样均受扩散机制控制"而由扩散机制控制的界面IMC层的生长快慢则主要取决于参与反应的元素原子的扩散速率"sCu!Alis界IMc层生长产生巨大影响[80841"IMc磁场对元素原子扩散速率的影响有关"另外,成为扩散的驱动力影响界面处组元原子的扩散通量从而改变界面IMC的生长速率"为了进一步探讨强磁场对界面IMC生长的影响,本章主要主要从生长激活能的角度分析了强磁场对界面IMC生长速率的影响,并对不同磁场强度及不同磁场方向对界面IMC生长的影响进行了微观分析,IMCEDX场及其一些相关参数可能对界面元素的扩散通量产生的影响,律方程的建立提供了一定的参考IMC当熔融态钎料与Cu或Ni基板进行焊接时,由于化 子扩散迁移,在接头处,将会有近平衡反应发生,通常形成界面IMC"在不同的焊接条件下,界面IMC的形貌及生长动力学将会有所不同"由于本实验所用各焊点试样所对应的条件相同,因此焊接条件对界面IMC的形貌及生长动力学的影响相同,从而由前两章实验结果可知:ST正向强磁场条件下Sn3Ag0.5C川cu焊点及ST强磁场条件下Sn一3.SAg加i焊点在不同温度下时效过其界面IMC层的厚度与时均成抛物线关系"因此可以得出:强磁场条件下时效过这两种焊点界面IMC的长均是由扩散机制控制的"而通常焊料/基板接头在等温时效过界面的反应是由元的扩散速率控制的,因此在焊接接头界面IMC生长过!Ni和Sn原子必须穿MC层扩散至界面处进行相互发应决定元素扩散速率的因素是多方面的,原子的扩散所必须克服的最低能垒是一个重要参量"扩散所必须克服的最低能垒越低,原子扩散所需的激活能也就越小激活能的大小表示该化合物生成的难易程度STIMC:8丁正向SngCcuIMcST反向强磁场Sn3.SAgN/i焊点界面IMC的生长激活能均小于无磁场条件下所对应的界面IMC的Cnssn原子的供应不足造成的=叨"正向强磁场条件下,靠MICSnCu6SnsDC层,而在反向强磁场条件下Cu3Sn且妊C层;ns元素原子的供应比较充分Cu供应不足的现象,nsCu供应较多象,Sn!Cu元素原子的扩散有不同的影响"(s合)ul(suaqu"qul(s合)ul`saEnegry(Kev)Ene图.42IMC层不同部位的能谱(EDX)图.43Sn一.07CNiST正!190e5h0后所对应的IMCEDX图"1)190e50h后靠近基MIC层内的元素分布,2)190e50h后靠近钎料基体MIC层内的元素分布;3)190e5h0IMC内的元素分布,4)190e50hMIC内的元素分布"对比图.42中)l2)Sn元素原子的含量均较多,靠大Ni原子含量比靠近钎料基体处的多,Cu原子含量却比靠近基板处的多"SnCu有向基板方向扩散的趋势,同时基板中的Ni原子也发生了向钎料基体中扩散的现象"3)!4)中可以看出反向强磁场条件下,SnCu原子含量均比正向强磁场条件下的少,IMCNi原子含量有稍许增加"由此可见,正向强磁场条件下,nsCu原子向基板扩散较快,SnCu原子扩散减慢,Ni原子扩散向钎料中的扩散加快"可见,Sn一.07CNl界面元素原子的扩散也有明显的(s"u)熟1叫us"qul(s公u)叫su"妇ulq—`s合a尸卜,.de的u"例ul(s众u),.de-,-,q月,,4刁礴-ul4.3IMC层不同部位的能谱(EDX)分布特征4.2IMCMIC的生长速率明显不同,MIC的形貌也将会表现出明显的差异"为此,对不同磁场方向下Sn一.07Ctl/Ni界面MIC形貌进行了分析"图.44为Sn0.7Cu/Ni190e5h0IMC的X射线衍射分析"从图中可以看出:未时效及正!190eMIC11Cux)3Sn4liCxux)6Sns两相组成"结合图.43中MICi;Cxux)3Sn4化合物而在靠近钎料MICi-xlCux)6Sns化合物...(Ni卜"图.44X射线衍射图(a)未时效(b)190e5h0(e)190e50hF194.4ThexraydirffaetionPatterns(a)assolder(b)agedat190eofr50hunderadverseagneticfield(e)gaedat190Cofr50htlnderPositivernagnetie6eld图.45为.44所对应的形貌图"由图()a可见,nsO.7Cu/N.iIMC的形貌N(11Cux)3511Cux)6Sns组成"由图伪)!()cST正!大逐渐较小,Cu6Sns逐渐在(002)和(100)晶向上出现了新的特征峰"从扩散系数的微观表达式D=PvbZP(为原子跃迁几率!v为原子跳动频率!P与扩以断定,时效过,强磁场的存在改变了Cu6Sns化合物的晶体生长取向,且磁场强度不同晶体取向的改变也不同"4.1XRD结果可以得出:随着磁场强度的增大,4.3IMC4.1IMC前两章研究已经表明:正!sn3Ag#.0scu/cu!ns3.SAg/NiSnO.7CL州Ni焊点在190e时效过界面MIC的生长速率表现出了明显的不同"由于实果己经表明该过界面MIC的生长是由组元的扩散速率控制的,因此不同磁场方向元素原子的分布将会有所不同"sn3Ago.sccuSn一.07cUi存在两种不同形式的金属间化合物,Sn3.SAgiSn一3Ag一O.SCu/Cu和Sn一O.7Cu刀叮i焊点界面处的元素分布进行了能谱(EDX)图.42Sn3AgO.SCCu190e50h后所对应的MIC不同部位的EDX图"其中)l190e5h0后靠近基板处的IMC层内的元素分布,2)190.C50h后靠近钎料基体处的MIC元的对

素分布;3)190e5h0IMC内的元素分布,4)为190e50hMIC内的元素分布"从图.422)可以看出:正向强磁场条件下靠近基板和钎料基体处的Sn原子相对峰值较高,而Cu原子的相对峰值较低,IMCCu6Sns化合物层"3)!4)中可以看出:IMC内的元素分布发生了明显的变化:IMCCu原子相对峰值较高,Sn峰值较低,而在靠近钎料基体处的洲C层内Sn原子的相对峰值仍较高,Cu原子的相对峰值仍保持较低"说明反向强磁场条件下靠近基板处形成了富Cu的Cu3Sn化合物层"S-n3Ago.SCcu130OC的温度场中时效时,过建立和求解微分方程,研究扩散过扩散物质的浓度随时间和空间坐标的变化及行为等[s刃"然而,从广泛适用的热力学理论考虑,可以认为扩散过程与其它物理化学过 梯度之中当两种不同材料相互连接在一起时,由于 梯度,在界面处将发生扩散,同IMC"IMC的生长速率取决于界面处参与反应的各元素原子的扩散通量"IMC层的扩散通量用扩散的宏观规律(扩散第一定律)表示如下:J=Ui.8t.8.]:In从+FJi,DiNi分别为扩散通量,扩散系数和原子的摩尔分数;R为理想气体常数T为绝对温度,x为沿着浓度梯度方向扩散的距离,FFardaya常数,21.和云分别为有效电荷和原子相关系数,E为电场强度"式中括号内的第一项为浓度梯度,第二相为电中,SnSn原子的扩散通量变化"并且当电场方向与ns原子扩散方向一致时,电迁移的影响通量如果按照3.1推理,在考虑磁场对界面处参与反应的元素原子的扩散通量的影士190Co50h后,i,xCux)3511.!Cu!)6Sns均己伽i,优Cux)6nss的形貌却比正向强磁场条件下的小"说明反向强磁场下困11一尤长较快,11Cxux)6Sns化合物生长较快"由此可见,正!MIC的形貌表现出了明显的不同4.5sn一.07cu加i界面IMC的表面形貌图()a未时效(b)ST190e

(e)ST正向强磁场.190e .47人十磁化强度就较小"力学参量的变化"而这些参量的变化与磁化强度又有着紧密的联系"强度又与多种因素有关因此,当扩散偶在强磁场作用下发生反应扩散时,除了考虑由于物质的磁性不同而引起的一些热力学或动力学参量的变化对物质的反应或扩散行为的影外,还得考虑这些磁性参量随外界如温度,磁场强度等的变化而引起的磁性的变化所造成的影响此外,对于由扩散控制的元素原子在界面发生反应时,Gibibs自由能[14]因此其界面反应的生长取向也将受到影响"本章通过正!反向强磁场条件下Sn3Ag0.5CCu及Sn一O.7CINi界面比较及正反向强磁场条件下MIC层不同部位元素原子分布的分析表明:子的扩散有较明显的影响:正向强磁场下界面处来自于钎料基体中的组成界面MIC原多,IMC处来自于基板的元素原子相对较多由第三章正!Sn3.SAgiC结果可知:正!MIC的生长"如果按照扩散第一定律方程考虑可3.2的综合贡献都为正,4.51.T8正!Sn3AgO.SCCuSnO.7CuiIMCEDX的分析结果表明:IMC处各元素原子的分布明显不同2.ST正!190e50h后的Sn一O.7Cu闪i

XRD分析结果表明:ST正!190e50h后其界IMCixCux)35i,.xCux)6Sns两相组成"3.ST正!190e5h0Sn一O.7Ctli形貌分析结果表明:与为时效条件下相比,ST正!190e5h0后N(i!xCux)3Sn4形貌比正向强磁场条件下的大,i>.!Cux)6nss磁i!_Cxux):Sn4化合物生长较快"4.:大-〕 119123.〕,, ,, .Braihwaite,E.Beaugnon.〔Jj.Nature,1991,354:134136. 开展强磁场的新应用的研究概况,国外科技动态,.1996(3):25一2.5andProeessing(PRICM4),2001:273一275.〔121,高彩桥.钢的磁场热处理.哈尔滨:哈尔滨_l:业人学〔13〕,,等.稳恒磁场对低碳锰妮钢品粒细化的影响.钢铁研究学27仁14].强磁场下钢的扩散型相变的理论与实验研究:引尊十).沈阳:东北reerystallizationinFerrite.SeandJMetall.1981,10:38.transformationsinniekelseels.Fiz.Metal.Metalloved.1965,19(6):7783.[17〕EsrinEl,Effeetofamagnetiefieldonthemartensitietransformation.F12.Metal.Metalloved.1965,19(6):117120.inironniekelalloys.Fiz.Metal.Metalloved.1966,21(5):139140.1soth