Effet du traitement thermique de refusion sur la microstructure et les propriétés mécaniques de la soudure SnBi sous haute

Jan 22, 2024

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 9550 (2022) Citer cet article

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La source de chaleur basée sur la réaction d'auto-propagation de la feuille mince Al/Ni présente les caractéristiques d'une chaleur concentrée, d'une montée/descente rapide de la température et d'une petite zone affectée par la chaleur ; il peut compléter la cristallisation de la fusion et de la solidification de la soudure en quelques millisecondes pour réaliser l'interconnexion de la soudure, ce qui peut résoudre les problèmes d'endommagement des matériaux et composants thermosensibles causés par le chauffage monolithique de la structure du boîtier. Cependant, en raison du processus d'interconnexion hautement non stationnaire, la morphologie de la microstructure résultante peut affecter les performances de service des joints interconnectés. Compte tenu de cela, pour étudier la microstructure post-soudure de la soudure basée sur la réaction d'auto-propagation, cet article analyse l'effet de la microstructure initiale sur la microstructure post-soudure en chauffant une soudure SnBi de 300 μm d'épaisseur avec un 40- feuille mince Al/Ni μm. Les résultats ont indiqué que le court temps de fusion pouvait entraîner la fusion incomplète des phases hétérogènes et la distribution non uniforme des éléments au cours du processus de fusion, ce qui avait un effet significatif sur la morphologie et la distribution de la composition de la microstructure solidifiée, ainsi que sur la distribution de dureté de la zone fondue. Les conclusions ci-dessus ont le potentiel d'améliorer le processus d'interconnexion basé sur la réaction d'auto-propagation, qui est essentielle à la fois pour l'orientation théorique et l'application technique.

Les processus d'interconnexion par soudure d'emballages électroniques sont généralement réalisés par le chauffage intégral du dispositif. En raison des différents coefficients de dilatation thermique (CTE) du matériau, une concentration de contraintes thermiques se forme à l'interface, causant des dommages à la sensibilité thermique interne de l'appareil, des composants et des matériaux de décalage thermique et une fiabilité réduite du boîtier. Depuis que le SnPb a été interdit dans les produits d'information électroniques en raison de sa toxicité inhérente, les soudures sans plomb à base de Sn ont été largement étudiées et utilisées commercialement pour remplacer les soudures Sn-Pb. Ces dernières années, la demande de soudure sans plomb ne cesse de croître et de nombreuses soudures sans plomb ont été étudiées. Yuanyuan Qiao et al.1 ont utilisé la méthode quasi-in-situ pour observer le comportement de croissance des composés intermétalliques (IMC) dans les joints de micro-brasure Cu/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Cu avec un seul grain β-Sn pendant le vieillissement avec et sans gradient de température (TG), et trouver une solution pour prédire la morphologie et l'épaisseur de l'IMC en tenant compte de l'orientation des grains de β-Sn. Xiaoyang Bi et al.2 ont découvert que l'ajout d'un film Co-Ni améliorait les propriétés mécaniques du film Ni et du Ni3Sn4 IMC. Haozhong Wang et al.3 ont confirmé par des tests que la dureté et le module des alliages de soudure composites Sn-3.0Ag-0.5Cu étaient améliorés après l'ajout de Ni-CNT. La littérature ci-dessus est du point de vue de l'ajout d'éléments pour étudier comment améliorer la résistance de la soudure après la méthode de soudure conventionnelle, mais moins de recherche sur la façon d'améliorer la résistance de la soudure dans la réaction d'auto-propagation à grande vitesse, compte tenu de cela , en étudiant l'effet du traitement thermique de refusion sur la microstructure et les propriétés mécaniques de la soudure SnBi sous réaction d'auto-propagation à grande vitesse, cet article est essentiel à la fois pour l'orientation théorique et l'application technique.

La technologie d'interconnexion de réaction d'auto-propagation est capable de résoudre plus efficacement les problèmes susmentionnés. La technologie d'interconnexion de soudure par réaction d'auto-propagation fait fondre la soudure en utilisant l'effet d'auto-échauffement et d'auto-conduction de la chaleur de réaction chimique élevée entre les réactifs. En raison de leur facilité d'excitation et de leur efficacité thermique élevée, les feuilles nano-minces avec des nano-couches Al et Ni alternées, communément appelées feuilles minces d'auto-propagation AlNi, sont l'un des matériaux de réaction d'auto-propagation les plus couramment utilisés dans les interconnexions de boîtiers. . L'équation de la réaction est désignée par le symbole Eq. (1).

Heerden et al.4 ont réalisé l'interconnexion entre les puces en silicium et les dissipateurs thermiques en cuivre à l'aide d'une soudure SnPb et d'une réaction de feuille mince auto-propagée AlNi, et ont appliqué la technique à la reprise des dispositifs défectueux ; Qiu et al.5 ont utilisé la réaction de feuille mince auto-propagée d'AlNi pour obtenir une liaison directe entre les tranches de silicium et ont réussi le test de fuite IPA ; Namazu et al.6 ont utilisé la pulvérisation magnétron pour déposer une fine feuille d'AlNi sur la soudure AuSn, puis ont exploité la chaleur générée par l'allumage de la fine feuille pour faire fondre la soudure afin de connecter des dispositifs MEMS ; Levin et al.7 ont utilisé l'auto-propagation pour faire fondre la soudure AuSn de manière exothermique à température ambiante afin de compléter la connexion entre les connecteurs électriques et les cartes de circuits imprimés.

Pour permettre la connectivité des appareils, ces applications utilisaient une réaction d'auto-propagation en feuille mince qui était exothermique pour faire fondre la soudure. Cependant, en raison de la réaction d'auto-propagation rapide et de la source de chaleur hautement concentrée, la soudure se réchauffe/refroidit rapidement (environ 105 ~ 107 °C/s) en raison de la très courte période (environ 0,2 ms), ce qui entraîne une température très élevée. gradient dans la couche de soudure (1~3*107 °C/m)8,9,10. Pendant le processus de fusion, la soudure qui a été affectée par la courte période à l'état liquide ne peut pas être complètement mélangée par convection. La diffusion élémentaire est également affectée par le court temps de liquide conduisant à la microstructure cristalline de la solidification de la soudure qui est différente de la microstructure cristalline de fusion conventionnelle, qui montre un héritage spécifique de la microstructure d'origine de la soudure11,12,13. En raison de la rareté des études sur ce sujet, cet article examine l'effet de la microstructure initiale de la soudure sur la microstructure de la zone de fusion du joint sous l'action d'une source de chaleur auto-propagée à grande vitesse14,15,16.

La réaction d'auto-propagation décrite dans cet article est basée sur une feuille nanomulticouche d'Indium (NanoFoil). La feuille mince est une feuille multicouche réactive Al – Ni avec la structure illustrée à la Fig. 1. La nano feuille Al / Ni a une épaisseur de 40 μm et un rapport atomique de Al à Ni de 1: 1, ce qui donne AlNi comme le produit fini. Sur la surface de la feuille, une couche de mouillage (59 % en poids d'Ag~27,25 % en poids de Cu~12,5 % en poids d'In~1,25 % en poids de Ti) d'une épaisseur de 1 μm est déposée pour améliorer le mouillage entre la feuille d'auto-propagation et la couche de soudure.

Structure de la feuille nano-mince d'AlNi.

Les feuilles de soudure préfabriquées utilisées dans cet article ont été fournies par Shaanxi Turing Company. Les tôles de soudure SnBi épaisses (300 μm) ont été sélectionnées pour la fusion par auto-propagation afin de faire fondre partiellement les tôles de soudure et de permettre une observation intuitive de la différence entre la microstructure de soudure d'origine et la microstructure resolidifiée sous l'action de la haute auto-propagation. source de chaleur rapide. La figure 2 illustre la microstructure de ces feuilles de soudure.

Morphologie de la microstructure de la feuille de soudure SnBi.

La conception expérimentale utilisée dans cet article est illustrée à la Fig. 3. Pour étudier la distribution de la microstructure hors d'équilibre dans toute la zone de fusion de la soudure lorsqu'elle est soumise à une source de chaleur à grande vitesse, une structure en sandwich de soudure / feuille auto-propagée / soudure a été utilisé. De plus, des pressions et des températures de préchauffage variées ont été appliquées à la structure de réaction pendant la réaction pour garantir que la soudure et la feuille d'auto-propagation s'ajustent étroitement et forment une connectivité fiable. Lorsque la température de préchauffage dépasse le point d'allumage de la feuille Al/Ni (~ 200 °C), la feuille Al/Ni s'enflamme directement et la longue période de préchauffage accélère l'interdiffusion entre les nanocouches Al et Ni, réduisant le rendement thermique total et la chaleur efficacité de la génération.

Schéma de principe de la structure sandwich soudure/feuille mince auto-propagation/soudure.

Les feuilles de soudure SnBi ont été séparées en deux groupes. Les feuilles de soudure du groupe A n'ont pas été traitées, tandis que celles du groupe B ont été fondues et refroidies à température ambiante à une vitesse de 10 °C/s. Ensuite, pour chaque groupe, une feuille d'auto-propagation a été insérée entre les deux composants de la soudure préfabriquée. Après avoir appliqué une pression sur cette construction en sandwich, la feuille d'auto-propagation a réagi avec une excitation énergétique, générant suffisamment de chaleur pour faire fondre les deux groupes de feuilles de soudure des deux côtés et produire un joint, comme illustré à la Fig. 4.

Schéma de principe du processus expérimental.

Les soudures des deux groupes ont été chauffées à l'aide d'une source de chaleur auto-propagée, et les microstructures résultantes ont été comparées. Les résultats sont illustrés à la Fig. 5. Les microstructures de solidification de chaque groupe étaient distinctes sous l'influence de la même source de chaleur auto-propagée à grande vitesse. Après que la source de chaleur à grande vitesse auto-propagée ait réagi sur les soudures du groupe A, la microstructure de la zone de fusion a conservé une importante phase résiduelle riche en Bi avec un point de fusion élevé similaire à la microstructure initiale. Dans le cas des soudures du groupe B, la microstructure de la zone de fusion présentait une microstructure eutectique laminaire qui était également similaire à la microstructure initiale de la soudure eutectique SnBi refondue. Il a été établi que la microstructure initiale de la soudure SnBi avait un effet significatif sur la morphologie de la microstructure après l'application de la source de chaleur à grande vitesse auto-propagée.

La microstructure complète de la soudure SnBi et la microstructure dans la zone de fusion. (a, c) soudure SnBi non chauffée, (b, d) soudure SnBi traitée thermiquement.

En balayant la surface de la soudure SnBi dans le groupe A, il a été constaté que la feuille mince d'AlNi formait une interface évidente avec la soudure et ne présentait aucune preuve de diffusion mutuelle, comme le montre la figure 6. Les Sn- et Bi- de la région non fondue les phases riches étaient uniformément réparties et de taille uniforme. Concernant la région fondue, la distribution de taille de la phase riche en Bi n'était pas uniforme ; la taille la plus élevée atteignait 5 μm, tandis que la plus petite taille était inférieure à 1 μm. Ces grandes phases résiduelles se forment d'une manière nettement distincte de celle des autres structures eutectiques fines. Et le principal mécanisme de formation était une rareté de la dispersion des éléments.

Microstructure et résultats de balayage de surface de la zone de fusion de la soudure SnBi après l'action d'une source de chaleur à grande vitesse auto-propagée.

La composition en SnBi de toute la zone de fusion a divergé du point eutectique (Sn 42% - Bi 58%), mais la zone de fusion a conservé un schéma eutectique alterné de phases riches en Sn et riches en Bi. L'analyse de la composition EDX a indiqué une distribution de gradient distincte de la teneur en Sn dans la zone de fusion, avec une teneur en Sn inférieure vers la surface de la feuille mince auto-propagée et une teneur en Sn plus élevée loin de celle-ci. Cela était dû au fait que les températures de fusion des phases riches en Sn et riches en Bi de la soudure SnBi étaient différentes. En raison du point de fusion plus élevé, la phase riche en Bi était plus difficile à fondre que la phase riche en Sn pendant le processus de fusion, ce qui a entraîné une teneur en Sn dans la zone de fusion supérieure au point eutectique au début de la fusion. Pendant ce temps, la soudure s'est solidifiée dans une direction s'éloignant de l'interface de la zone de fusion avec la région non fondue et vers l'interface de la zone de fusion avec la feuille mince auto-propagée. Lorsqu'elle est combinée avec la figure 7, la composition de la soudure SnBi dans diverses régions suite au fonctionnement d'une source de chaleur à grande vitesse auto-propagée a été clairement déduite. La composition de la masse fondue au cours du processus de solidification initial était sous-eutectique et la soudure SnBi était sujette à la formation de la phase primaire Sn. La soudure s'est solidifiée dans un état de non-équilibre, la vitesse de refroidissement et le degré de surfusion étaient tous deux élevés et la précipitation eutectique s'est produite en dessous du point eutectique, indiquant que le liquide d'alliage était sursaturé pour les phases Sn et Bi. Sn et Bi ont tous deux cristallisé pendant la cristallisation, et la microstructure eutectique a néanmoins été précipitée lorsque la composition a divergé du point eutectique, entraînant la formation d'une microstructure pseudo-eutectique (teneur en Sn légèrement supérieure à la masse fondue). La solidification rapide a enfermé le -Sn naissant et l'a empêché de se propager du côté de la feuille mince auto-propagée, ce qui a entraîné une concentration élevée de Sn à l'interface entre les zones fondues et non fondues au début de la solidification. La concentration de Sn de la masse fondue a chuté rapidement au fur et à mesure que la microstructure pseudo-eutectique et le -Sn naissant précipitaient. En conséquence, la teneur en Sn a montré une distribution de gradient qui augmentait avec la distance de la feuille mince auto-propagée, et plus la composition de soudure était proche du point eutectique, plus la teneur en Sn était élevée.

Composition de la soudure SnBi dans différentes régions après l'action d'une source de chaleur à grande vitesse auto-propagée.

La microstructure du contact entre les régions non fondues et fondues de la soudure SnBi a été illustrée à la Fig. 8. La phase riche en Bi dans la région non fondue s'est avérée avoir un contour distinct et une interface lisse avec la phase riche en Sn. Dans la région de la pâte, une couche de phase riche en Sn encerclait la grande phase granulaire riche en Bi, suivie d'une couche de phase riche en Bi enroulée autour de la phase riche en Sn pour former une structure eutectique. Dans la zone de fusion, la phase riche en Bi a été alternativement dispersée avec la phase riche en Sn. Il y avait une couche riche en Sn à l'interface entre les régions non fondues et fondues, et l'analyse élémentaire a révélé que la couche riche en Sn avait la même composition que la phase riche en Sn dans la région non fondue, avec une teneur en Sn de 86,31 à 87,68 %, et la solubilité solide des éléments Bi était supérieure à la solubilité solide à l'équilibre (21 %). La phase volumique riche en Bi qui restait à cette interface a été élémentairement déterminée comme étant congruente avec la description du diagramme de phase d'équilibre de la phase à partir de laquelle les particules ponctuelles riches en Sn ont précipité.

Microstructure de l'interface région fondue de soudure SnBi/région non fondue.

La figure 9 illustre d'autres balayages de surface de la soudure SnBi refondue. L'interface entre la fine feuille d'AlNi et la soudure était facilement apparente, sans preuve évidente de diffusion réciproque. La taille de la microstructure dans la région non fondue était légèrement supérieure à celle de la région fondue, et les phases riches en Sn et en Bi étaient plus petites et plus uniformément réparties que dans la soudure SnBi non refondue. La granulométrie de la phase riche en Bi était essentiellement inférieure à 1 μm.

Distribution de la microstructure et des éléments de balayage de face dans la zone de fusion de la soudure SnBi après traitement thermique après l'action d'une source de chaleur à grande vitesse auto-propagée. (a) Microstructure, (b) Al, (c) Ni, (d) Sn, (e) Bi, (f) Ag, (g) Cu.

De plus, la composition élémentaire de la soudure SnBi refondue a été analysée dans chaque région. Le résultat est illustré à la Fig. 10. La composition élémentaire de Bi dans la région non fondue était de 52,36 % en poids, et la morphologie de la microstructure était également cohérente avec une microstructure sous-eutectique, avec une génération de phase naissante visible -Sn et une phase blanche riche en Bi les particules ont précipité en solution solide, indiquant que la masse fondue était sous-eutectique (58% en poids). À l'interface entre les zones fondue et non fondue, le rapport pondéral de Sn à Bi était de 47,43: 52,56, ce qui était encore sous-eutectique. Il a été découvert que lors de la refusion de la soudure SnBi, aucune couche riche en Sn ne se formait à l'interface fondu/non fondu en raison de l'action de la source de chaleur à grande vitesse auto-propagée, et que la composition de cette couche était essentiellement identique à celle de la microstructure d'origine. Cela s'est produit parce qu'en raison de la petite taille des grains et de la distribution homogène de la microstructure de la soudure SnBi refondue, les deux phases eutectiques ont été consommées pendant le processus de fusion, ne laissant aucune phase résiduelle riche en Bi. Et la masse fondue était de composition homogène, étant plus proche du point eutectique que la composition de la masse fondue de soudure SnBi non refondue17,18. En conséquence, aucune phase β-Sn n'a pu précipiter de l'interface fondue/non fondue au contact feuille mince/soudure auto-propagée pendant le processus de solidification, ce qui a entraîné l'absence d'une bande riche en Sn à l'interface de la soudure fondue/non fondue. La composition était essentiellement uniforme dans toute la zone de fusion, avec un léger gradient dans la distribution de la concentration de Sn. Le gradient dans la composition de solidification était compatible avec la théorie de la solidification hors équilibre19,20,21, et la composition de la masse fondue s'approchait régulièrement du point eutectique lorsqu'elle se solidifiait de l'interface fondue/non fondue aux limites de la feuille mince à soudure/auto-propagation.

Composition de différentes régions de la soudure SnBi traitée thermiquement après l'action d'une source de chaleur auto-propagée à grande vitesse.

La figure 11 illustre la distribution de dureté de la microstructure entourant l'interface de fusion du joint de soudure. Dans la zone de fusion, la dureté de la soudure SnBi diminue rapidement avec l'augmentation de la distance de la feuille d'auto-propagation, atteignant 0,54 GPa du côté le plus proche de la feuille d'auto-propagation et 0,35 GPa à une distance de 63 μm. En effet, la taille des grains de la soudure eutectique SnBi augmente avec la distance de la feuille mince auto-propagée, et également la dureté de la microstructure dans la zone de fusion augmente avec la distance de la feuille mince auto-propagée. En comparant les distributions de dureté de la microstructure dans les zones de fusion des deux groupes de soudures, il a été déterminé que la dureté de la soudure SnBi traitée thermiquement et raffinée était légèrement inférieure à celle de la soudure SnBi après l'action de la haute auto-propagation - source de chaleur rapide, avec une distribution de dureté de 0,3 à 0,6 GPa pour la soudure SnBi non traitée thermiquement et de 0,3 à 0,45 GPa pour la soudure traitée thermiquement. La soudure SnBi qui a été traitée thermiquement a une variance plus faible et une distribution de dureté plus concentrée. L'analyse statistique de la distribution de la dureté de la zone non fondue révèle que la phase de dureté élevée est principalement due à la présence d'une grande phase dure et cassante riche en Bi. La soudure qui, après traitement thermique, est principalement eutectique lamellaire, et la soudure SnBi est plus fine et manque d'une phase substantiellement riche en Bi. Étant donné que la phase cassante et dure riche en Bi est essentiellement éliminée, la distribution de dureté de la soudure refondue est plus uniforme que celle de la soudure SnBi non refondue. Cela indique qu'à mesure que le raffinement du grain s'améliore, la dureté moyenne de la soudure diminue et la distribution de la dureté dans la soudure devient plus uniforme.

Répartition de la dureté de la microstructure entourant l'interface de fusion du joint de soudure.

Selon des recherches antérieures, l'homogénéité de la microstructure de la soudure SnBi sous l'influence d'une source de chaleur à grande vitesse auto-propagée avait un effet plus important sur la morphologie de la microstructure de solidification. En raison du temps de fusion extrêmement rapide de la soudure sous l'influence de la source de chaleur auto-propagée, une diffusion insuffisante de l'élément peut se produire. En raison de la microstructure inhomogène de la diffusion interne de l'élément, les soudures avec une phase à point de fusion élevé de grande taille ne pouvaient pas atteindre le point eutectique après une brève période d'atteinte de la température eutectique22,23. Cela signifiait que la soudure ne pouvait pas fondre entièrement, même lorsque la région de la microstructure inhomogène de la soudure atteignait le point de fusion de la soudure eutectique. De plus, en raison d'une diffusion insuffisante des éléments, la distribution de la composition d'origine de la région persisterait, préservant la microstructure d'origine de la région même si la température dépassait le point de fusion de la phase à point de fusion élevé.

Pour résoudre davantage le processus de transfert de masse réel dans la soudure, la distance de diffusion du soluté était généralement calculée à l'aide de sauts atomiques irréguliers24. Pour commencer, il a été précédemment établi que la probabilité de saut atomique P, la fréquence de saut, la distance de saut r et le coefficient de diffusion D sont liés comme suit :

Supposons qu'un atome fasse des sauts n fois et représente chaque saut comme un vecteur r, avec le vecteur de saut final Rn

Pour trouver le module de Rn, multipliez-le par un produit scalaire pour obtenir

Le saut d'un atome était aléatoire, et la direction de chaque saut était indépendante du saut précédent, donc le saut avait la même probabilité pour n'importe quelle direction vectorielle, et tout vecteur avait un vecteur correspondant dans la direction opposée, donc la valeur moyenne de le vecteur de saut après un grand nombre de sauts atomiques \(\overline{{R_{n}^{2} }}\) a été exprimé comme

En combinant la probabilité de saut atomique P, la fréquence de saut Γ, la distance de saut r et le coefficient de diffusion D dans l'Eq. (2), l'expression de la distance de diffusion d pourrait être obtenue comme

où a est la dimension de diffusion.

Étant donné que la taille de la phase hétérogène Bi dans la soudure SnBi était d'environ 10 μm, en calculant la distance de diffusion, il a été constaté qu'en supposant que les éléments hétérogènes au-dessus du point de fusion eutectique qui diffusaient dans une partie de la soudure avaient fondu le coefficient de diffusion et le temps nécessaire pour faire fondre la phase hétérogène de la soudure SnBi sont indiqués dans le tableau 125.

Le processus de formation de la microstructure de la soudure eutectique SnBi avec une distribution de composition inégale a été illustré à la Fig. 12 sous l'influence d'un champ de température à grande vitesse auto-propagatif26,27,28,29,30,31. La microstructure originale a été montrée sur les Fig. 12a–b. Lorsque la microstructure initiale était une microstructure eutectique relativement volumineuse avant que la température n'atteigne le point eutectique, la microstructure eutectique restait solide avec une distribution de couche irrégulière. L'interface de phase entre la phase riche en Sn et la phase riche en Bi était évidente, et il y avait une petite interdiffusion d'atomes entre ces deux interfaces à l'état solide. La microstructure avait une distribution inégale évidente des composants, et le point de fusion de la phase riche en Sn et de la phase riche en Bi serait supérieur au point eutectique si ces deux phases étaient trop tardives pour diffuser. Au cours du processus de fusion proprement dit, la diffusion atomique entre les interfaces a rendu la composition à l'interface proche de la composition eutectique, le point de fusion a chuté au point eutectique et la fusion commencerait à partir de l'interface des deux phases, comme indiqué sur la figure 12b. –e. Avec l'allongement du temps, le volume de la phase liquide a progressivement augmenté, et à la fois la phase riche en Sn et la phase riche en Bi ont été consommées. Avec la fin de la réaction d'auto-propagation, la température de la structure a progressivement diminué. La phase riche en Sn et la phase riche en Bi ont été consommées en continu avant d'atteindre le point eutectique, et la consommation n'aurait pas été arrêtée tant que la température n'aurait pas atteint le point eutectique, comme le montre la figure 12f. La vitesse de solidification de la soudure sous l'action de la source de chaleur à grande vitesse auto-propagée était extrêmement élevée (200 mm/s) et la microstructure solidifiée s'est transformée en un eutectique en couches plus fines que la microstructure d'origine. La phase riche en Bi dans la microstructure d'origine n'a pas été complètement consommée et est restée dans la microstructure nouvellement formée sous forme de distribution grumeleuse, comme le montre la figure 12g. Il y avait évidemment une couche de microstructure de phase riche en Sn générée autour de la phase riche en Bi non fondue pendant la solidification, car cette microstructure prenait la phase riche en Bi comme matrice pendant la solidification, et l'enrichissement des éléments Bi à ce solide- l'interface liquide a permis la nucléation de la solution solide riche en Bi, et Bi déchargerait l'excès de phase riche en Sn pendant le processus de nucléation, il y avait donc une couche de phase riche en Sn enroulée autour de la phase riche en Bi non fondue, tandis que la phase riche en Sn était également entourée d'une couche de phase riche en Bi enveloppée. En prenant la répartition inégale des deux phases dans la soudure SnBi comme prémisse, si la température de la soudure atteignait le point de fusion des éléments Bi, c'est-à-dire au-dessus de 271 ° C, la soudure serait complètement fondue pour le moment, et le taux de diffusion de l'élément dans la fonte serait également rapide, donc cette région serait plus susceptible de présenter l'état eutectique ; si la température de la soudure était supérieure au point de fusion Sn et inférieure au point de fusion Bi (231 ° C < T < 271 ° C), lorsque le temps de fusion de la soudure était suffisant, les monomères Sn et Bi pouvaient être complètement fondus. Si le temps de fusion de la soudure était trop court, une fusion incomplète de la phase résiduelle pourrait facilement se produire.

Diagramme schématique du processus de fusion dans la région de collage de la soudure SnBi.26

Sous l'action d'une source de chaleur à grande vitesse auto-propagée, le temps au-dessus de la température du point de fusion eutectique près de l'interface fondu / non fondu dans la soudure SnBi était principalement d'environ 4 à 5 ms, et la taille maximale du grain de fusion serait de 7,59 à 8,48 μm obtenu par Eq. (6). Par conséquent, même à une distance de 10 μm de l'interface fondu/non fondu, il n'a pas été possible de fondre complètement les plus grandes phases de la soudure SnBi avec une répartition inégale des éléments. La taille des grains produite par la phase cristalline solidifiée de la soudure entièrement fondue était d'environ 1 μm, et la majeure partie de la phase brute résiduelle était bien supérieure à 1 μm, ainsi la taille des grains dans la soudure SnBi dépendait dans une large mesure de la taille des particules de la microstructure globale. Plus la distance de la feuille d'auto-propagation est grande, plus le temps de fusion de la soudure est court et plus la microstructure grumeleuse est grande, de sorte que la taille de la microstructure dans la soudure SnBi augmenterait avec la distance croissante de la feuille d'auto-propagation. Une fusion insuffisante était le mécanisme de formation d'une microstructure grumeleuse à l'interface entre les régions fondues et non fondues32.

Par rapport à la microstructure grumeleuse qui est apparue à l'interface entre les régions fondues et non fondues, une microstructure grumeleuse granulaire est également apparue près de la feuille mince auto-propagée, et la taille a augmenté avec la distance croissante de la feuille mince auto-propagée. Cependant, en raison du court temps de fusion de la soudure, lorsque la soudure a atteint le point de fusion de la phase hétérogène, la phase hétérogène avait été complètement fondue, la diffusion insuffisante des éléments entraînerait toujours la soudure résiduelle dans la région complètement fondue, formant un phase résiduelle grumeleuse. En supposant que l'effet de convection de la masse fondue n'avait pas été pris en compte, la plage de diffusion de ses éléments hétérogènes a été calculée par Eq. (6) et le temps de fusion. Il était clair que la distance de diffusion de l'élément était inférieure à la taille maximale de la phase hétérogène après la fusion complète de la soudure avec une grande microstructure d'origine, et la soudure liquide serait toujours distribuée avec des régions riches en Bi et riches en Sn. Lors de la solidification, ces régions avaient un point de fusion plus élevé que la masse fondue eutectique et se solidifiaient préférentiellement, de sorte qu'elles pouvaient conserver certaines des caractéristiques de la microstructure d'origine33. Cela a conduit au fait que même si la soudure était complètement fondue, l'uniformité de la distribution initiale de la microstructure influençait toujours la composition et la morphologie de la microstructure de la soudure solidifiée dans la réaction d'auto-propagation. La formation de phases résiduelles à proximité de la région de la feuille mince auto-propagée était due à l'apparition d'une microstructure grumeleuse provoquée par une diffusion insuffisante de la composition.

En résumé, la fusion incomplète des phases hétérogènes et la répartition inégale des éléments lors du processus de fusion de la soudure ont conduit à la formation de phases résiduelles grumeleuses dans la zone de fusion de la soudure. Les grumeaux incomplètement fondus étaient principalement concentrés à l'interface fondu/non fondu, tandis que les grumeaux de plus petite taille dans la zone de fusion étaient formés par la répartition inégale des éléments dans la masse fondue.

La microstructure et la distribution de la soudure eutectique SnBi à basse température ont été comparées dans cet article en utilisant deux ensembles de feuilles de soudure SnBi double face avec et sans traitement thermique de refusion à l'aide d'une feuille mince auto-propagative de 40 μm. En conséquence, les conclusions suivantes ont été atteintes :

D'une part, la distribution inhomogène de la microstructure initiale de la soudure Sn42Bi58 aurait un impact significatif sur la distribution de la morphologie et de la composition de la microstructure solidifiée sous l'action de la source de chaleur à grande vitesse auto-propagée en raison du temps de fusion court ; d'autre part, une diffusion insuffisante des éléments lors du processus de fusion de la soudure entraîne une fusion incomplète des phases hétérogènes et une distribution inégale, ce qui a un effet considérable sur la composition et la distribution de la dureté de la zone de fusion. Selon les résultats de cette recherche, la refusion de la soudure SnBi avant le soudage à grande vitesse à auto-propagation améliore la cohérence de la morphologie, de la composition et de la distribution de la dureté de la microstructure dans la zone de fusion après le soudage, augmentant ainsi la fiabilité des performances de soudage.

Coefficients de dilatation thermique

Composé intermétallique

Gradient de température

Nanotubes de carbone

Alcool isopropylique

Système micro-électro-mécanique

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École des sciences et de l'ingénierie des matériaux, Université des sciences et technologies de Huazhong, Wuhan, 430074, Chine

Yang Wan, Longzao Zhou et Fengshun Wu

TKD Science and Technology Co., LTD, Suizhou, 441300, Chine

Yang Wan

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YW : Conceptualisation, Méthodologie, Validation, Analyse formelle, Rédaction-ébauche originale et Rédaction-révision et édition. LZ : conservation des données, investigation et visualisation. FW : Conceptualisation, Ressources, Supervision et Administration du projet.

Correspondance à Fengshun Wu.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Wan, Y., Zhou, L. & Wu, F. Effet du traitement thermique de refusion sur la microstructure et les propriétés mécaniques de la soudure SnBi sous réaction d'auto-propagation à grande vitesse. Sci Rep 12, 9550 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-13776-z

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Reçu : 10 mars 2022

Accepté : 27 mai 2022

Publié: 09 juin 2022

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

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