Efecto del tratamiento térmico de refundición en la microestructura y propiedades mecánicas de la soldadura SnBi bajo condiciones de alta

Jul 14, 2023

Scientific Reports volumen 12, Número de artículo: 9550 (2022) Citar este artículo

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La fuente de calor basada en la reacción de autopropagación de la lámina delgada de Al/Ni tiene las características de calor concentrado, tasa de aumento/caída de temperatura rápida y zona pequeña afectada por el calor; puede completar la cristalización de fusión y solidificación de la soldadura en milisegundos para realizar la interconexión de la soldadura, lo que puede resolver los problemas de daño a los materiales y componentes sensibles al calor causados ​​por el calentamiento monolítico de la estructura del paquete. Sin embargo, debido al proceso de interconexión altamente no estacionario, la morfología de la microestructura resultante puede afectar el desempeño del servicio de las uniones interconectadas. En vista de esto, para investigar la microestructura posterior a la soldadura de la soldadura basada en la reacción de autopropagación, este artículo analiza el efecto de la microestructura inicial en la microestructura posterior a la soldadura calentando una soldadura de SnBi de 300 μm de espesor con un 40- lámina fina de μm Al/Ni. Los resultados indicaron que el corto tiempo de fusión podría resultar en la fusión incompleta de fases heterogéneas y la distribución no uniforme de elementos durante el proceso de fusión, lo que tuvo un efecto significativo en la morfología y distribución de la composición de la microestructura solidificada, así como en la distribución de la dureza de la zona fundida. Las conclusiones anteriores tienen el potencial de mejorar el proceso de interconexión basado en la reacción de autopropagación, que es fundamental tanto para la orientación teórica como para la aplicación de ingeniería.

Los procesos de interconexión de soldadura de empaques electrónicos generalmente se logran a través del calentamiento integral del dispositivo. Debido a los diferentes coeficientes de expansión térmica (CTE) del material, se forma una concentración de estrés térmico en la interfaz, lo que provoca daños en la sensibilidad térmica interna del dispositivo, componentes y materiales que no coinciden térmicamente y una menor confiabilidad del paquete. Desde que se prohibió el SnPb en los productos de información electrónica debido a su toxicidad inherente, las soldaduras sin plomo a base de Sn se han estudiado ampliamente y se han utilizado comercialmente para reemplazar las soldaduras de Sn-Pb. En los últimos años, la demanda de soldadura sin plomo sigue creciendo y se han estudiado muchas soldaduras sin plomo. Yuanyuan Qiao et al.1 utilizaron el método Quasi-in-situ para observar el comportamiento de crecimiento de los compuestos intermetálicos (IMC) en microsoldaduras de Cu/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Cu con un solo grano de β-Sn durante el envejecimiento con y sin gradiente de temperatura (TG), y encontrar una solución para predecir la morfología y el espesor de IMC considerando la orientación del grano β-Sn. Xiaoyang Bi et al.2 encontraron que la adición de una película de Co-Ni mejoró las propiedades mecánicas de la película de Ni y del IMC de Ni3Sn4. Haozhong Wang et al.3 confirmaron mediante pruebas que la dureza y el módulo de las aleaciones de soldadura compuesta Sn-3.0Ag-0.5Cu mejoraron después de la adición de Ni-CNT. La literatura anterior tiene la perspectiva de agregar elementos para estudiar cómo mejorar la resistencia de la soldadura después del método de soldadura convencional, pero menos investigación sobre cómo mejorar la resistencia de la soldadura en la reacción de autopropagación de alta velocidad, en vista de esto , al estudiar el efecto del tratamiento térmico de refundición en la microestructura y las propiedades mecánicas de la soldadura SnBi bajo una reacción de autopropagación de alta velocidad, este documento es fundamental tanto para la orientación teórica como para la aplicación de ingeniería.

La tecnología de interconexión de reacción de autopropagación es capaz de resolver los problemas antes mencionados de manera más efectiva. La tecnología de interconexión de soldadura de reacción de autopropagación funde la soldadura utilizando el efecto de autocalentamiento y autoconducción del alto calor de reacción química entre los reactivos. Debido a su facilidad de excitación y alta eficiencia térmica, las láminas nanodelgadas con nanocapas alternas de Al y Ni, comúnmente denominadas láminas delgadas de autopropagación de AlNi, son uno de los materiales de reacción de autopropagación más comunes utilizados en las interconexiones de paquetes. . La ecuación de reacción se denota con el símbolo Eq. (1).

Heerden et al.4 completaron la interconexión entre los chips de silicio y los disipadores de calor de cobre utilizando soldadura de SnPb y reacción de lámina delgada autopropagante de AlNi, y aplicaron la técnica a la reelaboración de dispositivos defectuosos; Qiu et al.5 utilizaron la reacción de lámina delgada autopropagante de AlNi para lograr la unión directa entre las obleas de silicio y pasaron la prueba de fugas de IPA; Namazu et al.6 utilizaron la pulverización catódica con magnetrón para depositar una fina lámina de AlNi sobre la soldadura de AuSn y luego explotaron el calor generado por la ignición de la fina lámina para derretir la soldadura y conectar los dispositivos MEMS; Levin et al.7 utilizaron la autopropagación para fundir soldadura de AuSn exotérmicamente a temperatura ambiente para completar la conexión entre los conectores eléctricos y las placas de circuito impreso.

Para habilitar la conectividad del dispositivo, estas aplicaciones utilizaron una reacción de autopropagación de lámina delgada que era exotérmica para derretir la soldadura. Sin embargo, debido a la rápida reacción de autopropagación y la fuente de calor altamente concentrada, la soldadura se calienta/enfría rápidamente (aproximadamente 105~107 °C/s) debido al período muy corto (alrededor de 0,2 ms), lo que da como resultado una temperatura muy grande. gradiente en la capa de soldadura (1~3*107 °C/m)8,9,10. Durante el proceso de fusión, la soldadura que se ha visto afectada por el breve período de estado líquido no se puede mezclar completamente por convección. La difusión elemental también se ve afectada por el corto tiempo de líquido que conduce a la microestructura cristalina de la solidificación de la soldadura que es diferente de la microestructura cristalina de fusión convencional, que muestra una herencia específica de la microestructura original de la soldadura11,12,13. Debido a la escasez de estudios sobre este tema, este trabajo examina el efecto de la microestructura inicial de la soldadura sobre la microestructura de la zona de fusión de la unión bajo la acción de una fuente de calor de alta velocidad autopropagante14,15,16.

La reacción de autopropagación descrita en este artículo se basa en una lámina nanomulticapa de indio (NanoFoil). La lámina delgada es una lámina multicapa reactiva de Al-Ni con la estructura que se muestra en la Fig. 1. La nano lámina de Al/Ni tiene un espesor de 40 μm y una relación atómica de Al a Ni de 1:1, lo que da como resultado AlNi como el Producto final. En la superficie de la lámina, se recubre una capa humectante (59 % en peso de Ag~27,25 % en peso de Cu~12,5 % en peso de In~1,25 % en peso de Ti) con un espesor de 1 μm para mejorar la humectación entre la lámina autopropagante y la capa de soldadura.

Estructura de lámina nanofina de AlNi.

Las láminas de soldadura prefabricadas utilizadas en este documento fueron proporcionadas por Shaanxi Turing Company. Las láminas de soldadura de SnBi gruesas (300 μm) se seleccionaron para la fusión de autopropagación para fundir parcialmente las láminas de soldadura y permitir la observación intuitiva de la diferencia entre la microestructura de soldadura original y la microestructura resolidificada bajo la acción de la autopropagación de alta densidad. fuente de calor de velocidad. La figura 2 muestra la microestructura de estas láminas de soldadura.

Morfología de la microestructura de la lámina de soldadura SnBi.

El diseño experimental utilizado en este artículo se muestra en la Fig. 3. Para estudiar la distribución de la microestructura en desequilibrio a lo largo de la zona de fusión de la soldadura cuando se somete a una fuente de calor de alta velocidad, se utilizó una estructura sándwich de soldadura/hoja autopropagante/soldadura. usado. Además, se aplicaron presiones y temperaturas de precalentamiento variadas a la estructura de reacción durante la reacción para garantizar que la soldadura y la lámina autopropagante encajaran firmemente y formaran una conectividad confiable. Cuando la temperatura de precalentamiento supera el punto de ignición de la lámina de Al/Ni (~ 200 °C), la lámina de Al/Ni se enciende directamente y el largo período de precalentamiento acelera la interdifusión entre las nanocapas de Al y Ni, lo que reduce el rendimiento total de calor y el calor. eficiencia de generación.

Diagrama esquemático de soldadura/lámina delgada autopropagante/estructura sándwich de soldadura.

Las láminas de soldadura de SnBi se separaron en dos grupos. Las láminas de soldadura del grupo A se dejaron sin tratar, mientras que las del grupo B se fundieron y enfriaron a temperatura ambiente a una velocidad de 10 °C/s. Luego, para cada grupo, se insertó una lámina autopropagante entre los dos componentes de la soldadura prefabricada. Después de aplicar presión a esta construcción de sándwich, la lámina autopropagante reaccionó con excitación de energía, generando suficiente calor para derretir los dos grupos de láminas de soldadura en ambos lados y producir una unión, como se ilustra en la Fig. 4.

Diagrama esquemático del proceso experimental.

Las soldaduras de ambos grupos se calentaron utilizando una fuente de calor autopropagante y se compararon las microestructuras resultantes. Los resultados se ilustran en la Fig. 5. Las microestructuras de solidificación de cada grupo eran distintas bajo la influencia de la misma fuente de calor de alta velocidad autopropagante. Después de que la fuente de calor de alta velocidad autopropagante reaccionara en las soldaduras del grupo A, la microestructura de la zona de fusión retuvo una fase rica en Bi residual significativa con un alto punto de fusión que era similar a la microestructura inicial. En el caso de las soldaduras del grupo B, la microestructura de la zona de fusión exhibió una microestructura eutéctica laminar que también era similar a la microestructura inicial de la soldadura eutéctica de SnBi refundida. Se estableció que la microestructura inicial de la soldadura SnBi tuvo un efecto significativo en la morfología de la microestructura después de aplicar la fuente de calor de alta velocidad autopropagante.

La microestructura completa de la soldadura SnBi y la microestructura en la zona de fusión. (a, c) soldadura SnBi sin calentar, (b, d) soldadura SnBi tratada térmicamente.

Al escanear la superficie de la soldadura de SnBi en el grupo A, se encontró que la hoja delgada de AlNi formaba una interfaz obvia con la soldadura y no mostraba evidencia de difusión mutua, como se muestra en la Fig. 6. La región no fundida de Sn- y Bi- las fases ricas estaban uniformemente distribuidas y de tamaño uniforme. Con respecto a la región fundida, la distribución de tamaños de la fase rica en Bi no fue uniforme; el tamaño más grande alcanzó 5 μm, mientras que el tamaño más pequeño fue menor a 1 μm. Estas grandes fases residuales se forman de una manera que es claramente distinta de la de otras estructuras eutécticas finas. Y el mecanismo principal de formación fue la escasez de dispersión de elementos.

Resultados de escaneo de microestructura y superficie de la zona de fusión de la soldadura SnBi después de la acción de la fuente de calor de alta velocidad autopropagante.

La composición de SnBi de toda la zona de fusión divergió del punto eutéctico (Sn 42%–Bi 58%), pero la zona de fusión retuvo un patrón eutéctico alterno de fases ricas en Sn y ricas en Bi. El análisis de composición EDX indicó una distribución de gradiente distinta del contenido de Sn en la zona de fusión, con un contenido de Sn más bajo hacia la superficie de la lámina delgada autopropagante y un contenido de Sn más alto lejos de ella. Esto se debió a que las temperaturas de fusión de las fases ricas en Sn y ricas en Bi de la soldadura de SnBi eran diferentes. Debido al punto de fusión más alto, la fase rica en Bi fue más difícil de fundir que la fase rica en Sn durante el proceso de fusión, lo que dio como resultado que el contenido de Sn en la zona de fusión fuera más alto que el punto eutéctico al comienzo de la fusión. Mientras tanto, la soldadura se solidificó en una dirección que se alejaba de la interfaz de la zona de fusión con la región no fundida y hacia la interfaz de la zona de fusión con la lámina delgada autopropagante. Cuando se combinó con la Fig. 7, se dedujo claramente la composición de la soldadura de SnBi en varias regiones después de la operación de una fuente de calor de alta velocidad autopropagante. La composición de la masa fundida durante el proceso de solidificación inicial era subeutéctica y la soldadura de SnBi era propensa a la formación de la fase primaria de Sn. La soldadura solidificó en un estado muy desequilibrado, la velocidad de enfriamiento y el grado de sobreenfriamiento fueron altos, y la precipitación eutéctica ocurrió por debajo del punto eutéctico, lo que indica que el líquido de aleación estaba sobresaturado para las fases Sn y Bi. Tanto el Sn como el Bi cristalizaron durante la cristalización y, no obstante, la microestructura eutéctica se precipitó cuando la composición divergió del punto eutéctico, lo que resultó en la formación de una microestructura pseudoeutéctica (contenido de Sn ligeramente superior al de la masa fundida). La solidificación rápida encerró el -Sn incipiente y evitó que se propagara hacia el lado de lámina delgada autopropagante, lo que resultó en una alta concentración de Sn en la interfaz entre las áreas fundida y no fundida al comienzo de la solidificación. La concentración de Sn de la masa fundida descendió rápidamente a medida que precipitaba la microestructura pseudoeutéctica y el -Sn incipiente. Como resultado, el contenido de Sn mostró una distribución de gradiente que aumentó con la distancia desde la lámina delgada autopropagante, y cuanto más cerca estaba la composición de soldadura del punto eutéctico, mayor era el contenido de Sn.

Composición de la soldadura SnBi en diferentes regiones después de la acción de la fuente de calor de alta velocidad autopropagante.

La microestructura del contacto entre las regiones sin fundir y fundida de la soldadura de SnBi se muestra en la Fig. 8. Se encontró que la fase rica en Bi en la región sin fundir tenía un contorno distinto y una interfaz suave con la fase rica en Sn. Dentro de la región de la pasta, una capa de fase rica en Sn rodeaba la gran fase granular rica en Bi, seguida de una capa de fase rica en Bi envuelta alrededor de la fase rica en Sn para formar una estructura eutéctica. En la zona de fusión, la fase rica en Bi se dispersó alternativamente con la fase rica en Sn. Había una capa rica en Sn en la interfaz entre las regiones sin fundir y fundida, y el análisis elemental reveló que la capa rica en Sn tenía la misma composición que la fase rica en Sn en la región sin fundir, con un contenido de Sn de 86,31–87,68 %, y la solubilidad sólida de los elementos Bi fue mayor que la solubilidad sólida de equilibrio (21%). Se determinó elementalmente que la fase rica en Bi a granel que permaneció en esta interfaz era congruente con la descripción del diagrama de fase de equilibrio de la fase a partir de la cual precipitaron las partículas ricas en Sn puntuales.

Microestructura de la interfaz región fundida de soldadura de SnBi/región no fundida.

La Figura 9 ilustra escaneos de superficie adicionales de soldadura SnBi refundida. La interfase entre la delgada lámina de AlNi y la soldadura era evidente, sin evidencia obvia de difusión recíproca. El tamaño de la microestructura en la región no fundida fue ligeramente mayor que en la región fundida, y las fases ricas en Sn y Bi fueron más pequeñas y distribuidas más uniformemente que en la soldadura de SnBi no refundida. El tamaño de grano de la fase rica en Bi era esencialmente inferior a 1 µm.

Microestructura y distribución de elementos de escaneo facial en la zona de fusión de la soldadura SnBi después del tratamiento térmico después de la acción de una fuente de calor de alta velocidad autopropagante. (a) Microestructura, (b) Al, (c) Ni, (d) Sn, (e) Bi, (f) Ag, (g) Cu.

Además, se analizó la composición elemental de la soldadura de SnBi refundida en cada región. El resultado se muestra en la Fig. 10. La composición elemental de Bi en la región no fundida fue del 52,36 % en peso, y la morfología de la microestructura también fue consistente con una microestructura subeutéctica, con una generación de fase incipiente -Sn visible y una fase blanca rica en Bi las partículas precipitaron en una solución sólida, lo que indica que la masa fundida era subeutéctica (58 % en peso). En la interfase entre las zonas fundida y no fundida, la relación en peso de Sn a Bi era 47,43:52,56, que todavía era subeutectica. Se descubrió que durante la refundición de la soldadura de SnBi, no se formó una capa rica en Sn en la interfaz fundida/no fundida debido a la acción de la fuente de calor de alta velocidad autopropagante, y que la composición de esta capa era esencialmente idéntica a la de la microestructura original. Esto ocurrió porque, debido al tamaño de grano diminuto y la distribución homogénea de la microestructura de la soldadura de SnBi refundida, ambas fases eutécticas se consumieron durante el proceso de fusión, sin dejar fases residuales ricas en Bi. Y la masa fundida tenía una composición homogénea, estando más cerca del punto eutéctico que la composición de la masa fundida de soldadura de SnBi sin volver a fundir17,18. Como resultado, ninguna fase de β-Sn pudo precipitar desde la interfaz fundida/sin fundir hasta el contacto de lámina delgada/soldadura autopropagante durante el proceso de solidificación, lo que resultó en la ausencia de una banda rica en Sn en la interfaz de soldadura fundida/sin fundir. La composición era esencialmente uniforme en toda la zona de fusión, con un ligero gradiente en la distribución de la concentración de Sn. El gradiente en la composición de solidificación era compatible con la teoría de solidificación de no equilibrio19,20,21, y la composición fundida se acercaba constantemente al punto eutéctico a medida que solidificaba desde la interfaz fundida/sin fundir hasta los límites de soldadura/lámina delgada autopropagante.

Composición de diferentes regiones de la soldadura SnBi tratada térmicamente después de la acción de una fuente de calor de alta velocidad autopropagante.

La Figura 11 ilustra la distribución de la dureza de la microestructura que rodea la interfaz de fusión de la junta de soldadura. Dentro de la zona de fusión, la dureza de la soldadura de SnBi disminuye rápidamente al aumentar la distancia desde la lámina autopropagante, alcanzando 0,54 GPa en el lado más cercano a la lámina autopropagante y 0,35 GPa a una distancia de 63 μm. Esto se debe a que el tamaño de grano de la soldadura eutéctica de SnBi aumenta con la distancia desde la lámina delgada autopropagante, y también aumenta la dureza de la microestructura en la zona de fusión con la distancia desde la lámina delgada autopropagante. Al comparar las distribuciones de dureza de la microestructura dentro de las zonas de fusión de los dos grupos de soldaduras, se determinó que la dureza de la soldadura de SnBi refinada y tratada térmicamente era ligeramente menor que la de la soldadura de SnBi después de la acción de la soldadura de alta autopropagación. fuente de calor de alta velocidad, con una distribución de dureza de 0,3 a 0,6 GPa para la soldadura SnBi sin tratamiento térmico y de 0,3 a 0,45 GPa para la soldadura tratada térmicamente. La soldadura SnBi que ha sido tratada térmicamente tiene una varianza más baja y una distribución de dureza más concentrada. El análisis estadístico de la distribución de la dureza de la zona sin fundir revela que la fase de alta dureza está impulsada principalmente por la presencia de una gran fase dura y quebradiza rica en Bi. La soldadura que después del tratamiento térmico es predominantemente eutéctica lamelar, y la soldadura SnBi es más fina y carece de una fase rica en Bi sustancial. Debido a que la fase rica en Bi quebradiza y dura se elimina esencialmente, la distribución de la dureza de la soldadura refundida es más uniforme que la de la soldadura SnBi no refundida. Esto indica que a medida que mejora el refinamiento del grano, la dureza promedio de la soldadura disminuye y la distribución de la dureza dentro de la soldadura se vuelve más uniforme.

Distribución de la dureza de la microestructura que rodea la interfaz de fusión de la junta de soldadura.

Según investigaciones anteriores, la homogeneidad de la microestructura de la soldadura de SnBi bajo la influencia de una fuente de calor de alta velocidad autopropagante tuvo un mayor efecto en la morfología de la microestructura de solidificación. Debido al tiempo de fusión extremadamente rápido de la soldadura bajo la influencia de la fuente de calor autopropagante, puede ocurrir una difusión insuficiente del elemento. Debido a la microestructura no homogénea de la difusión del elemento interno, las soldaduras con una fase de alto punto de fusión de gran tamaño no pudieron alcanzar el punto eutéctico después de un breve período de alcanzar la temperatura eutéctica22,23. Esto significaba que la soldadura no podía fundirse por completo, incluso cuando la región de la microestructura no homogénea de la soldadura alcanzaba el punto de fusión de la soldadura eutéctica. Además, debido a la difusión insuficiente de elementos, la distribución de la composición original de la región persistiría, conservando la microestructura original de la región incluso si la temperatura superara el punto de fusión de la fase de alto punto de fusión.

Para resolver mejor el proceso de transferencia de masa real en la soldadura, la distancia de difusión del soluto se calculó típicamente usando saltos atómicos irregulares24. Para comenzar, se estableció previamente que la probabilidad de salto atómico P, la frecuencia de salto, la distancia de salto r y el coeficiente de difusión D están relacionados de la siguiente manera:

Suponga que un átomo hizo n saltos de tiempo y representó cada salto como un vector r, con el vector de salto final Rn

Para encontrar el módulo de Rn, multiplíquelo por un producto escalar para obtener

El salto de un átomo fue aleatorio, y la dirección de cada salto fue independiente del salto anterior, por lo que el salto tenía la misma probabilidad para cualquier dirección del vector, y cualquier vector tenía un vector correspondiente en la dirección opuesta, por lo que el valor promedio de el vector de salto después de una gran cantidad de saltos atómicos \(\overline{{R_{n}^{2} }}\) se expresó como

Combinando la probabilidad de salto atómico P, la frecuencia de salto Γ, la distancia de salto r y el coeficiente de difusión D en la ecuación. (2), la expresión para la distancia de difusión d podría obtenerse como

donde a era la dimensión de difusión.

Dado que el tamaño de la fase heterogénea Bi en la soldadura de SnBi era de aproximadamente 10 μm, al calcular la distancia de difusión, se encontró que suponiendo que los elementos heterogéneos por encima del punto de fusión eutéctica que se difundió a parte de la soldadura habían fundido el coeficiente de difusión y el El tiempo requerido para fundir la fase heterogénea de la soldadura de SnBi se muestra en la Tabla 125.

El proceso de formación de la microestructura de la soldadura eutéctica SnBi con una distribución de composición desigual se ilustró en la Fig. 12 bajo la influencia de un campo de temperatura de alta velocidad autopropagante26,27,28,29,30,31. La microestructura original se mostró en la Fig. 12a-b. Cuando la microestructura inicial era una microestructura eutéctica relativamente voluminosa antes de que la temperatura alcanzara el punto eutéctico, la microestructura eutéctica permaneció sólida con una distribución de capas irregular. La interfaz de fase entre la fase rica en Sn y la fase rica en Bi era obvia, y había una pequeña interdifusión de átomos entre estas dos interfaces en estado sólido. La microestructura tenía una distribución desigual obvia de componentes, y el punto de fusión de la fase rica en Sn y la fase rica en Bi sería más alto que el punto eutéctico si estas dos fases tardaran demasiado en difundirse. Durante el proceso de fusión real, la difusión atómica entre las interfaces hizo que la composición en la interfaz se acercara a la composición eutéctica, el punto de fusión cayó al punto eutéctico y la fusión comenzaría desde la interfaz de las dos fases, como se muestra en la Fig. 12b. -mi. Con la extensión del tiempo, el volumen de la fase líquida aumentó gradualmente y tanto la fase rica en Sn como la fase rica en Bi se consumieron. Con el final de la reacción de autopropagación, la temperatura de la estructura disminuyó gradualmente. La fase rica en Sn y la fase rica en Bi se consumían continuamente antes de alcanzar el punto eutéctico, y el consumo no se habría detenido hasta que la temperatura alcanzara el punto eutéctico, como se muestra en la Fig. 12f. La tasa de solidificación de la soldadura bajo la acción de la fuente de calor de alta velocidad autopropagante fue extremadamente alta (200 mm/s), y la microestructura solidificada se transformó en un eutéctico de capas más finas que la microestructura original. La fase rica en Bi en la microestructura original no se consumió por completo y permaneció en la microestructura recién formada como una distribución grumosa, como se muestra en la Fig. 12g. Obviamente, se generó una capa de microestructura de fase rica en Sn alrededor de la fase rica en Bi sin fundir durante la solidificación, debido a que esta microestructura tomó la fase rica en Bi como matriz durante la solidificación, y el enriquecimiento de elementos Bi en este sólido. La interfaz líquida hizo posible la nucleación de la solución sólida rica en Bi, y el Bi descargaría el exceso de fase rica en Sn durante el proceso de nucleación, por lo que había una capa de fase rica en Sn envuelta alrededor de la fase rica en Bi sin fundir, mientras que la fase rica en Sn también estaba rodeada por una capa de fase rica en Bi envuelta. Tomando como premisa la distribución desigual de las dos fases en la soldadura SnBi, si la temperatura de la soldadura alcanzara el punto de fusión de los elementos Bi, es decir, por encima de 271 °C, la soldadura estaría completamente fundida en ese momento, y la velocidad de difusión del elemento en el derretimiento también sería rápido, por lo que sería más probable que esta región presentara el estado eutéctico; si la temperatura de la soldadura estaba por encima del punto de fusión del Sn y por debajo del punto de fusión del Bi (231 °C < T < 271 °C), cuando el tiempo de fusión de la soldadura era suficiente, tanto los monómeros de Sn como los de Bi podían fundirse por completo. Si el tiempo de fusión de la soldadura era demasiado corto, podría ocurrir fácilmente una fusión incompleta de la fase residual.

Diagrama esquemático del proceso de fusión en la región de pegado de la soldadura SnBi.26

Bajo la acción de una fuente de calor de alta velocidad autopropagante, el tiempo por encima de la temperatura del punto de fusión eutéctica cerca de la interfaz fundida/no fundida en la soldadura de SnBi fue principalmente de 4 a 5 ms, y el tamaño máximo de grano de fusión sería de 7,59 a 8,48 μm obtenido por la ecuación. (6). Por lo tanto, incluso a una distancia de 10 μm de la interfaz fundida/sin fundir, no fue posible fundir completamente las fases más grandes de la soldadura de SnBi con una distribución de elementos desigual. El tamaño de grano producido por la fase cristalina solidificada de la soldadura completamente fundida fue de aproximadamente 1 μm, y la mayor parte de la fase voluminosa residual fue mucho mayor que 1 μm, por lo que el tamaño de grano en la soldadura de SnBi dependía en gran medida del tamaño de partícula. de la microestructura a granel. Cuanto mayor sea la distancia desde la lámina autopropagante, menor será el tiempo de fusión de la soldadura y mayor será la microestructura grumosa, por lo que el tamaño de la microestructura en la soldadura SnBi aumentaría a medida que aumenta la distancia desde la lámina autopropagante. La fusión insuficiente fue el mecanismo para la formación de una microestructura grumosa en la interfaz entre las regiones fundida y no fundida32.

En comparación con la microestructura grumosa que apareció en la interfaz entre las regiones fundida y no fundida, la microestructura grumosa granular también apareció cerca de la lámina delgada autopropagante, y el tamaño aumentó con el aumento de la distancia desde la lámina delgada autopropagante. Sin embargo, debido al corto tiempo de fusión de la soldadura, cuando la soldadura alcanzó el punto de fusión de la fase heterogénea, la fase heterogénea se había derretido por completo, la difusión insuficiente de los elementos aún causaría la soldadura residual en la región completamente fundida, formando un fase residual grumosa. Suponiendo que no se había considerado el efecto de convección del fundido, el rango de difusión de sus elementos heterogéneos se calculó mediante la ecuación. (6) y el tiempo de fusión. Estaba claro que la distancia de difusión del elemento era más pequeña que el tamaño máximo de la fase heterogénea después de la fusión completa de la soldadura con una gran microestructura original, y la soldadura líquida aún se distribuiría con regiones ricas en Bi y Sn. Durante la solidificación, estas regiones tenían un punto de fusión más alto que la fusión eutéctica y solidificaban preferentemente, por lo que podían conservar algunas de las características de la microestructura original33. Esto condujo al hecho de que incluso si la soldadura se derritiera por completo, la uniformidad de la distribución inicial de la microestructura seguía influyendo en la composición y morfología de la microestructura de la soldadura solidificada en la reacción de autopropagación. La formación de fases residuales próximas a la región de la lámina delgada autopropagante se debió a la aparición de una microestructura grumosa provocada por una difusión insuficiente de la composición.

En resumen, la fusión incompleta de las fases heterogéneas y la distribución desigual de los elementos durante el proceso de fusión de la soldadura dieron lugar a la formación de fases residuales grumosas en la zona de fusión de la soldadura. Los grumos fundidos de forma incompleta se concentraron principalmente en la interfase fundido/no fundido, mientras que los grumos de menor tamaño en la zona de fusión se formaron por la distribución desigual de los elementos en el fundido.

La microestructura y la distribución de la soldadura de SnBi eutéctica a baja temperatura se compararon en este artículo utilizando dos juegos de láminas de soldadura de SnBi de doble cara con y sin tratamiento térmico de refundición utilizando una lámina delgada autopropagante de 40 μm. Como resultado se llegó a los siguientes hallazgos:

Por un lado, la distribución no homogénea de la microestructura inicial de la soldadura Sn42Bi58 tendría un impacto significativo en la distribución de la morfología y composición de la microestructura solidificada bajo la acción de la fuente de calor de alta velocidad autopropagante debido al corto tiempo de fusión; por otro lado, la difusión insuficiente de elementos durante el proceso de fusión de la soldadura da como resultado una fusión incompleta de fases heterogéneas y una distribución desigual, lo que tiene un efecto considerable en la distribución de la composición y la dureza de la zona de fusión. De acuerdo con los hallazgos de esta investigación, volver a fundir la soldadura de SnBi antes de la soldadura de alta velocidad de autopropagación mejora la consistencia de la morfología de la microestructura, la composición y la distribución de la dureza en la zona de fusión después de la soldadura, lo que aumenta la confiabilidad del rendimiento de la soldadura.

Coeficientes de expansión térmica

Compuesto intermetálico

Gradiente de temperatura

Nanotubos de carbon

Alcohol isopropílico

Sistema microelectromecánico

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Este trabajo cuenta con el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (NSFC No. 62074062 y NSFC No. 61574068).

Escuela de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad de Ciencia y Tecnología de Huazhong, Wuhan, 430074, China

Yang Wan, Longzao Zhou y Feng Shun Wu

TKD Ciencia y Tecnología Co., LTD, Suizhou, 441300, China

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YW: Conceptualización, Metodología, Validación, Análisis formal, Redacción-borrador original y Redacción-revisión y edición. LZ: Curación, investigación y visualización de datos. FW: Conceptualización, Recursos, Supervisión y Administración de Proyectos.

Correspondencia a Fengshun Wu.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Wan, Y., Zhou, L. y Wu, F. Efecto del tratamiento térmico de refundición sobre la microestructura y las propiedades mecánicas de la soldadura SnBi bajo una reacción de autopropagación de alta velocidad. Informe científico 12, 9550 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-13776-z

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Recibido: 10 de marzo de 2022

Aceptado: 27 de mayo de 2022

Publicado: 09 junio 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-13776-z

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