2020, Vol. 48
文章信息
- 林盼盼, 马典, 李昊岳, 王子鸣, 何鹏, 林铁松, 龙伟民
- LIN Pan-pan, MA Dian, LI Hao-yue, WANG Zi-ming, HE Peng, LIN Tie-song, LONG Wei-min
- AlNP/Al复合材料与6061Al低温连接组织演变机理及力学性能
- Microstructure evolution mechanism and mechanical properties of AlNP/Al composites bonded to 6061Al at low temperature
- 材料工程, 2020, 48(10): 133-140
- Journal of Materials Engineering, 2020, 48(10): 133-140.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2019.000691
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文章历史
- 收稿日期: 2019-07-23
- 修订日期: 2020-03-26
2. 郑州机械研究所 新型钎焊材料与技术国家重点实验室, 郑州 450001
2. State Key Laboratory of Advanced Brazing Filler Metals and Technology, Zhengzhou Research Institute of Mechanical Engineering, Zhengzhou 450001, China
随着微纳制造行业的蓬勃发展，电子封装技术广泛地渗透到各个工程领域中。铝基复合材料由于其出色的导热性能和加工性能，在对质量有严格要求的航空航天、卫星、雷达领域得到了大量应用[1-3]。铝基复合材料是通过向铝基体中添加一些高弹性模量、高强度和低热膨胀系数的非金属增强相材料[4-5]，从而得到高导热、热膨胀系数可调的电子封装热管理材料[6]。但是，增强体在物理-化学性能方面与基体差异较大，焊接时发生的界面反应易生成脆性相。此外，电子器件一般无法耐高温，导致焊接难度较大。目前，通常采用的焊接方法为钎焊、熔焊和扩散焊[7-13]。为了缓解铝基复合材料产生的热应力，国内外学者进行了深入研究。何鹏等[14]选用Al-Si钎料在500~570 ℃范围内对Cf/Al复合材料进行高频感应钎焊自身连接，研究发现，元素间的互相扩散导致界面处产生Al4C3，SiC，CuAl2等化合物，抗剪强度仅为35.6 MPa。Suzumura等[15]添加银箔中间层实现了Al2O3短纤维增强Al基复合材料的焊接，通过优化连接工艺，对界面结构和力学性能进行调整，连接件最大抗剪强度高达95 MPa。然而，在实际应用中，集成电路的晶体管耐受温度一般最高为150 ℃，为保证电子器件在连接过程中不发生损坏，需要进一步降低连接温度。但是使用常见的低温SnAgCu钎料又存在与母材润湿性差的问题，所以本工作对母材表面进行了磁控溅射预金属化，通过磁控溅射镀Ni或镀Ti/Ni双层的预金属化处理对25%(体积分数)AlNP/Al复合材料与6061Al母材表面润湿性进行改善，再用低温SnAgCu钎料将这两种材料进行连接，得到既满足强度要求，又能实现绿色低温焊接的接头。通过改变保温时间，探究其对接头组织及力学性能的影响机制，揭示微观组织形貌和界面结构的形成与演变机理。
1 实验材料与方法本实验使用的6061Al合金由东北轻合金有限责任公司提供。25%AlNP/Al复合材料由课题组采用放电等离子烧结(spark plasma sintering, SPS)方法制得，其性能指标如表 1所示。实验中使用的低温钎料为M31焊膏，成分组成为Sn95.75-Ag3.50-Cu0.75(摩尔分数/%)，熔点为217 ℃，由北京千住电子材料有限公司提供。
| ρ/(g·cm-3) | σb/MPa | E/GPa | ε/% |
| 2.84 | 203.3 | 95.6 | 8.5 |
实验用母材经400#~5000#砂纸打磨、抛光，先后放入丙酮、乙醇溶液清洗15 min，使用磁控溅射沉积设备将母材表面预金属化。将钎料置于预金属化后的25%AlNP/Al复合材料与6061Al合金之间，构成“三明治”结构，进行连接试样的装配。焊接设备使用的是HP-1515恒温加热平台。恒温加热平台加热至250 ℃，将连接试样置于其上，保温1~5 min后，得到焊接接头。
采用AG-X Plus电子万能试验机测定AlNP/Al复合材料及连接件的剪切强度。制作剪切件的AlNP/Al复合材料和6061Al合金两种母材试样尺寸分别为5 mm×5 mm×3 mm和10 mm×8 mm×3 mm。剪切强度测试示意图如图 1所示。
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图 1 剪切强度测试示意图 Fig. 1 Schematic diagram of shear strength test |
250 ℃下，SnAgCu(SAC)钎料在25%AlNP/Al复合材料表面的润湿角如图 2所示。可知润湿角为146°，润湿性较差。
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图 2 SnAgCu钎料250 ℃下在25%AlNP/Al复合材料的表面润湿角 Fig. 2 Wetting angle of SnAgCu solder on the 25%AlNP/Al surface of composite at 250 ℃ |
为了改善SnAgCu钎料在两种母材上的润湿性，对母材表面进行磁控溅射镀Ni或先镀Ti再镀Ni的金属化处理。磁控溅射功率与沉积金属Ni薄层厚度之间的关系，如图 3所示。可见，随着溅射功率的增长，Ni薄层厚度呈相应的指数型增长趋势。然而，在120 W下溅射4 h后，Ni薄层与母材之间发生开裂，并未形成有效的结合，如图 4(a-1),(a-2)所示。该现象可能是由于溅射功率太高，Ni原子沉积速率过快，应力过大导致的。当溅射功率降低到90 W后，Ni镀层与两种母材界面结合均良好，无明显孔洞和裂缝，如图 4(b-1),(b-2)所示。综合考虑相关因素，将磁控溅射功率定为90 W。
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图 3 磁控溅射沉积金属Ni薄层厚度与溅射功率的关系 Fig. 3 Relationship between thickness of thin layer of metal Ni deposited by magnetron sputtering and sputtering power |
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图 4 不同功率下溅射4 h的金属层与25%AlNP/Al复合材料(1)和6061Al合金(2)的界面结合形貌 (a)120 W; (b)90 W Fig. 4 Interface morphologies of metal layer sputtered for 4 h at different power with 25%AlNP/Al composite (1) and 6061Al alloy(2) (a)120 W; (b)90 W |
SnAgCu钎料在磁控溅射镀Ni和磁控溅射镀Ti后再镀Ni(Ti作为常用的活性元素用于提高Ni层与母材的膜基结合力)的AlNP/Al复合材料表面的润湿性如图 5所示。可知，SnAgCu钎料在Ni层上的润湿角为72°，在Ti/Ni双金属层上的润湿角为74°，两者差距不大，但相对于磁控溅射前(图 2)均有较大幅度的减小。可见，在母材表面预金属化处理可以显著改善SnAgCu钎料对AlNP/Al复合材料母材的润湿性。
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图 5 SnAgCu钎料250 ℃下在磁控溅射镀层处理后复合材料表面润湿角 (a)镀Ni层；(b)镀Ti/Ni双层 Fig. 5 Wetting angle of SnAgCu solder on the surface of composite after magnetron sputtering at 250 ℃ (a)Ni plating layer; (b)Ti/Ni plating double layer |
由于Ti层可提高预金属化薄层与母材的界面结合强度，本工作主要研究磁控溅射先镀1 μm Ti再镀2 μm Ni后的接头。图 6为连接接头不同区域组织形貌。通过丝网印刷技术涂覆钎料，在250 ℃下保温1 min得到的接头整体形貌如图 6(a)所示。可以看出，母材、Ti金属层、Ni金属层之间结合很好，无明显的漏镀、裂缝、空洞等不良现象；在镀层靠近焊缝一侧，形成了连续的金属间化合物反应层，呈现出由镀Ni层向焊缝中心生长的趋势。由图 6(b)焊缝的中心区域组织可以看出，无明显的裂缝、空洞等缺陷，主要有三种相：连续分布的灰白色相(A点)、弥散分布的亮白色相(B点，呈颗粒状或者长条状)、形状不规则的灰色相(C点)。溅射沉积金属层与钎料的界面如图 6(c)所示，可以看出，反应层中无裂缝、空洞等缺陷，镀Ni层与钎料结合良好；镀Ni层与镀Ti层之间靠近镀Ni层处，存在颜色稍浅于镀Ni层的薄层；镀Ti层与母材之间靠近镀Ti层一侧处，存在颜色稍浅于镀Ti层的薄层。
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图 6 连接接头不同区域组织形貌 (a)焊缝整体形貌；(b)焊缝中心区域；(c)6061Al/SnAgCu钎料界面区域 Fig. 6 Structures of different regions of the joints (a)overall shape of the weld; (b)weld center area; (c)6061Al/SnAgCu solder interface area |
对图 6中的各点进行能谱分析，通过查阅相关相图，并结合实际情况进行分析，可以得到各点相组成，如表 2所示。在图 6(b)中，A点为钎料成分β-Sn，B点为Ag3Sn，C点为Cu6Sn5，为钎料反应相；在图 6(c)中，D点为母材6061Al，根据E点的原子比并结合Ti-Al相图，推断其为母材与镀Ti层的反应相TiAl，F点为母材与镀Ni层及镀Ti层的反应相Ti-Al-Ni，G点元素有Ti和Ni，根据Ti-Ni相图和原子比，250 ℃下G点应为镀Ni层与镀Ti层的反应相Ti2Ni，H点为镀Ni层，I点原子比接近3:3:2，结合Sn-Ni-Cu相图，推断为镀Ni层与钎料的反应相(Ni, Cu)3Sn2，J点和K点同样根据Sn-Ni-Cu相图以及原子比，推测为镀Ni层与钎料的反应相(Ni, Cu)3Sn4。
| (原子分数/%) | |||||||||||||||||||||||||||||
| Position | Al | Ti | Ni | Sn | Ag | Cu | Possible phase | ||||||||||||||||||||||
| A | 100 | β-Sn | |||||||||||||||||||||||||||
| B | 26.4 | 73.6 | Ag3Sn | ||||||||||||||||||||||||||
| C | 45.9 | 54.1 | Cu6Sn5 | ||||||||||||||||||||||||||
| D | 100 | 6061Al | |||||||||||||||||||||||||||
| E | 41.1 | 58.9 | TiAl | ||||||||||||||||||||||||||
| F | 21.7 | 55.8 | 22.5 | Ti-Al-Ni | |||||||||||||||||||||||||
| G | 66.7 | 33.3 | Ti2Ni | ||||||||||||||||||||||||||
| H | 2.3 | 97.7 | Ni | ||||||||||||||||||||||||||
| I | 63.7 | 33.3 | 3.04 | (Ni, Cu)3Sn2 | |||||||||||||||||||||||||
| J | 40.5 | 53.9 | 5.6 | (Ni, Cu)3Sn4 | |||||||||||||||||||||||||
| K | 35.8 | 56.9 | 7.31 | (Ni, Cu)3Sn4 | |||||||||||||||||||||||||
对整个焊缝区域进行线扫描，如图 7所示。可以看出，Ni向焊缝中扩散，与Sn反应，Cu元素向镀Ni层与焊缝界面处富集并参与反应，形成Ni-Sn-Cu反应层，且反应层的宽度在两边均为12 μm左右。Ag元素在焊缝中心区域有一个尖峰，Sn元素在同一位置也有一个突变点，由表 2可知为Ag3Sn。Al，Ti，Ni元素含量在两端均发生变化，说明这三种元素互相扩散，在不同的扩散速率、距离及含量下，形成Ti-Al-Ni化合物或Ti-Al化合物、Ti-Ni化合物、Ni-Al化合物中两种或三种的混合物。
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图 7 250 ℃保温1 min的接头微观组织(a)和元素线扫描结果(b) Fig. 7 Microstructure(a) and element line scan result(b) of the joints held at 250 ℃ for 1 min |
250 ℃下分别保温1，3，5 min，预镀Ti/Ni双金属层的25%AlNP/Al复合材料和6061Al合金的接头界面微观组织，如图 8所示。可以看到，保温时间为1 min时，界面上的Ni-Sn-Cu金属间化合物反应层呈不连续的块状，并呈现出向焊缝中心区域生长的趋势。Ag3Sn相集中分布在焊缝中心区域，这可能是因为反应层向焊缝中心生长，导致Ag3Sn相在熔融的Sn基体中受到推动而向中心区域移动。此时，剩余的镀Ni层厚度约为1 μm。随着保温时间的延长，界面上的反应层不断生长，界面层厚度逐渐增大；镀Ni层不断参与反应，直至反应完全，厚度越来越小。图 8(a-1),(b-1),(c-1)中接头上的黑色块状区为打磨试件时产生的孔洞。当保温时间为5 min时，镀Ni层已呈非连续态，只有部分区域可见明显的镀Ni层，如图 8(c-2)所示。
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图 8 250 ℃不同保温时间下的接头结构(1)与界面组织(2) (a)1 min；(b)3 min；(c)5 min Fig. 8 Joint structure(1) and interface structure(2) under different holding time at 250 ℃ (a)1 min; (b)3 min; (c)5 min |
对25%AlNP/Al复合材料和6061Al合金母材进行预金属化镀3 μm Ni及先镀1 μm Ti再镀2 μm Ni的两种处理方式，之后在250 ℃下保温1，3，5 min，进行剪切强度测试。母材磁控溅射Ni单金属层接头的抗剪强度均为8 MPa左右，断口的宏观照片如图 9(a),(b)所示，断裂发生在镀Ni层与母材的界面处，断口表面可见镀Ni前的抛光表面，说明Ni层与母材的膜基结合力不够。母材磁控溅射Ti/Ni双金属层在250 ℃抗剪强度最大为35 MPa，最小为28 MPa。对图 9(c)的断口形貌中各点进行能谱分析，如表 3所示。可知断裂发生在β-Sn基体中。由此可见，Ti元素的加入明显提高了镀Ni层与母材的结合力，从而使接头抗剪强度明显提高。
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图 9 预金属化Ti/Ni双金属层连接件250 ℃保温3 min接头剪切断口 (a)6061Al侧断口；(b)AlNP/Al复合材料侧断口；(c)断口微观形貌 Fig. 9 Pre-metallized Ti/Ni bimetal joints 250 ℃ for 3 min joint shear fracture (a)6061Al side fracture; (b)AlNP/Al composite side fracture; (c)fracture micromorphology |
根据对接头组织形貌和界面结构的分析，可以确定母材AlNP/Al复合材料与6061Al预金属化Ti/Ni双金属层的接头组成为母材/Ti-Al/Ti/Ti-Ni/Ni/Ni-Sn-Cu/β-Sn+Ag3Sn。
预金属化Ti/Ni双金属层连接件接头250 ℃下形成演变示意图如图 10所示。结合图 7可以看出，反应层在焊缝一侧，这是因为Ni，Sn两元素互相扩散，但Ni元素向钎料中的扩散速率比Sn元素向镀Ni层的扩散速率大；引入Ti金属层，导致Ti，Al元素互相扩散并发生反应，生成Ti-Al化合物和固溶体；Ti，Ni相互扩散并反应，生成Ti-Ni化合物；Ag，Cu元素只在钎料中观察到，这是由于温度较低并且有镀层的阻挡，Al元素难以向钎料中扩散和参与反应；钎料中的Ag，Cu元素只在钎料中参与反应，未扩散至母材。钎料中的Sn元素不断参与反应并生成反应层，焊缝部分区域的Ag元素含量随之提高，当这些位置的Ag原子比达到3.8%时，根据Ag-Sn二元合金相图可知有共晶析出反应发生，如式(1)所示。由于焊缝中β-Sn基体是流动的，因此发生共晶反应的析出点是随机的，Ag3Sn相弥散分布于焊缝中。
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图 10 预金属化Ti/Ni双金属层连接件接头250 ℃下形成演变示意图 (a)焊接前；(b)焊接后 Fig. 10 Schematic diagrams of the formation of pre-metallized Ti/Ni bimetal connector joints at 250 ℃ (a)before welding; (b)after welding |
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(1) |
随着保温时间的延长，镀Ni层中的Ni不断扩散并参与反应，界面层的Ni-Sn-Cu化合物不断长大，直至Ni元素反应完全。在镀Ni层与焊缝之间靠近镀Ni层的位置，富含Ni元素；靠近焊缝中心的位置，富含Sn元素；Cu元素则富集在镀Ni层与钎料的界面处。因此，从镀Ni到焊缝中心区域，反应层的化合物呈现(Ni, Cu)3Sn，(Ni, Cu)3Sn2，(Ni, Cu)6Sn5，(Ni, Cu)3Sn4的变化趋势，并且由于焊缝区Sn元素充足，(Ni, Cu)3Sn4相所占区域最大。由于保温时间不同，反应程度不同，不同位置处元素含量不同，所以反应层的物相成分也不尽相同。
3 结论(1) SnAgCu钎料在母材AlNP/Al复合材料和6061Al表面250 ℃下不润湿，母材表面磁控溅射金属薄层的预金属化处理可以显著改善SnAgCu钎料润湿性差的问题。
(2) 在25%AlNP/Al复合材料和6061Al合金母材表面先溅射1 μm的Ti，再沉积2 μm的Ni，其在250 ℃下保温1min后的接头结合良好。界面组成为母材/Ti-Al/Ti/Ti-Ni/Ni/Ni-Sn-Cu/β-Sn+Ag3Sn。由于不同元素的扩散速率有差异，不同位置元素含量有差异，导致界面反应层的物相成分不尽相同。从镀Ni层向焊缝中心方向，反应层的相组成呈(Ni, Cu)3Sn，(Ni, Cu)3Sn2，(Ni, Cu)6Sn5，(Ni, Cu)3Sn4的变化趋势。
(3) 相比于镀Ni单金属层，Ti元素的加入显著提高了镀Ni层与母材的结合力。母材表面磁控溅射Ti/Ni双金属层后，在250 ℃下保温1~5 min所得接头的最大抗剪强度达到35 MPa，断裂发生在β-Sn基体中。
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