Al-60Si 合金低溫超聲波輔助釬焊接頭微觀組織與力學性能

鄭向博，李遠星，白玉杰，劉英宗，朱宗濤，董悅

(1.西南交通大學,材料先進技術教育部重點實驗室,成都,610031；2.成都地鐵運營有限公司,成都,610057)

0 序言

高硅鋁合金具有密度低、線膨脹系數(shù)低、熱導率高、比強度比剛度高，與金、銀、銅、鎳的鍍覆性能好，與基材可焊等優(yōu)點[1]，作為封裝殼體在航空航天電子系統(tǒng)、衛(wèi)星基站、移動通訊系統(tǒng)和交通運輸?shù)阮I域也愈來愈多地得到應用.但是高硅鋁合金中含有硬質硅相，金屬釬料與硅顆粒的潤濕性較差，普通的軟釬焊接頭的連續(xù)性差、氣密性差、強度低[2]，且金屬釬料和高硅鋁合金材料之間熱膨脹系數(shù)差異較大，接頭存在較高的殘余應力，易導致開裂，限制了其在電子封裝領域的應用[3].

楊環(huán)宇等人[4]采用真空甩帶方法制備Al-20Cu-1Mg-5Si-0.4Ce 箔狀釬料，真空釬焊鍍鎳高硅鋁合金，發(fā)現(xiàn)釬料在基材表面的潤濕鋪展性良好，抗剪強度值最高為49.35 MPa.陳瀟瀟等人[5]采用BA188SiMg 釬料、銅箔和鋅片中間層對高硅鋁合金進行真空爐中釬焊，以銅為中間層，釬縫中出現(xiàn)脆性金屬間化合物，影響接頭的性能，導致脆性裂紋形成.Zn 和Al 元素互溶度大，釬焊時作用強烈，釬焊后焊縫中會出現(xiàn)大量孔洞.可見采用電鍍、熱浸鍍、加中間層等間接釬焊的方法可以獲得性能良好的焊縫，但是工藝繁瑣，加工要求較高.蔡亮[6]將Zn-5Al 釬料熱浸鍍到Al-(50%～ 70%)Si 合金表面，在395 ℃時，在釬縫中心區(qū)均勻彌散分布形狀規(guī)則的硅相，對接頭組織產(chǎn)生有效的釘扎作用，有利于提高接頭性能.Qin 等人[7]制備鎳基釬焊涂層時生成增強相CrB，提高了涂層的硬度.Xu 和Yan等人[8-9]研究了超聲波對鋁基復合材料釬縫中陶瓷增強相SiC 含量的影響.研究人員發(fā)現(xiàn)釬焊硬質合金與35CrMo 鋼時增加超聲時間可以增加貧鈷區(qū)寬度,改善力學性能[10].可見在焊縫中引入陶瓷顆?？梢栽鰪姾缚p的強度，并且可以利用超聲波的空化作用將母材表明的氧化膜破碎，并將母材中的增強相引入焊縫中，降低釬縫熱膨脹系數(shù)，獲得顆粒增強復合焊縫.浦娟等人[11]發(fā)現(xiàn)SnAg1.0Cu0.5 的加入可以顯著提高藥芯釬料的潤濕鋪展性能.采用Sn-3Ag-0.5Cu 釬料對Al-60Si 合金進行了低溫釬焊，分別研究了釬焊溫度以及超聲波作用時間對接頭微觀組織及接頭力學性能的影響.

1 試驗方法

試驗所用母材為Si 元素含量60%的Al-60Si高硅鋁合金，試樣尺寸為50 mm × 10 mm × 3 mm，其化學成分為40.35%Al，59.42%Si，0.23%Fe.試驗選用Sn3Ag0.5Cu 釬料，其化學成分為96.5%Sn，3%Ag，0.5%Cu，熔點溫度為216 ℃ .采用超聲波輔助釬焊時未加釬劑.

采用超聲波輔助軟釬焊方法.超聲設備試驗功率為600 W，頻率為20 kHz，超聲變幅桿壓強為0.13 MP，釬焊設備示意圖見圖1.將試件加熱到預設溫度，試驗的溫度范圍為240～ 360 ℃，將約為1 g的釬料放置于試件一端，超聲波加載于另外一端，通過試件將超聲波引入釬料中，超聲時間為10～ 70 s.試件隨爐冷卻至室溫.采用鎳鉻熱電偶對溫度進行測量，溫度測量精度為±3 ℃.

圖1 超聲波輔助軟釬焊裝置示意圖Fig.1 Schematic illustration of ultrasonic assisted soldering device

2 試驗結果與分析

2.1 Sn3Ag0.5Cu 對Al-60Si 的潤濕行為

焊接溫度為330 ℃，截取作用不同超聲時間后的接頭形貌，顯示液態(tài)SnAgCu 合金在Al-60Si 合金表面是一個先鋪展后去膜的過程，如圖2 所示，在0.1 s 的超聲波作用下，液態(tài)SnAgCu 即能在Al-60Si 表面向四周鋪展，由圖2a 所示，在釬料鋪展?jié)櫇窠缑娌糠謪^(qū)域存在著一段連續(xù)的黑線，為母材表面氧化膜.液態(tài)釬料在超聲波振動作用下內(nèi)部產(chǎn)生空化作用，母材表面氧化膜被部分破壞，出現(xiàn)缺口，液態(tài)SnAgCu 由氧化膜的缺口處向母材中擴散；超聲施加0.5 s 后，由圖2b 所示，界面處氧化膜消失，懸浮在液態(tài)釬料中的氧化膜因超聲波破碎，在超聲波高頻擾動下進入釬料中；釬料中Ag 元素在界面處集聚.超聲施加1 s 后，由圖2c 所示，Ag 與Al 元素在界面處生成Ag2Al(放大后的微觀組織如圖3 所示，EDS 數(shù)據(jù)如表1 所示)，提高了Al 元素與SnAgCu 釬料界面反應，促進了Al 元素的溶解；超聲施加2 s 后，由圖2d 所示，Ag 元素沿著硅顆粒之間的鋁縫隙進行聚集與反應，與母材更深層處鋁結合，界面處出現(xiàn)5～ 10 μm 的擴散溶解層；超聲施加5 s 后，由圖2e 所示，隨著超聲波作用時間的增加，相較圖2a～ 2c，界面由平直變?yōu)椴ɡ藸?，且更加支離破碎；界面處生成的Ag2Al 在超聲波的高頻振動下遷移至釬縫；超聲施加15 s 后，由圖2f 所示，隨著Al-60Si 母材中的Al 被溶解量增加，母材中的硅顆粒擺脫了鋁的束縛，在超聲波的高頻振動下，變?yōu)橛坞x態(tài)遷移至釬縫中.

圖2 SnAg0Cu 對Al-60Si 的潤濕及硅顆粒遷移過程Fig.2 Wetting and Si particle migration of Al-60Si by SnAgCu.(a) 0.1 s;(b) 0.5 s;(c) 1 s;(d) 2 s;(e) 5 s;(f) 15 s

圖3 SnAgCu 釬料與Al-60Si 界面微觀組織(圖2c 放大)Fig.3 Microstructure at the interface between SnAgCu filler metal and Al-60Si (enlargement of Fig.2c)

表1 釬焊接頭各區(qū)域元素含量EDS 分析(原子分數(shù)，%)Table 1 Results of EDS analysis of element content in each zone of brazed joint

2.2 釬焊溫度的影響

2.2.1 釬焊溫度對接頭微觀組織影響

當釬焊溫度為240～ 360 ℃，超聲波施加10 s，釬焊接頭宏觀形貌如圖4 所示.釬縫寬度為100～120 μm，隨著溫度的升高，界面處母材鋁的溶解量增大，導致釬縫的寬度逐漸增寬.對接頭中各相進行了能譜分析如表2 所示.釬縫主要是以白色的β-Sn 基體為主，基體中邊緣鋒利的黑色顆粒為硅顆粒.除硅顆粒外，白色β-Sn 基體上還有少量溶解的的黑色圓球狀α-Al 顆粒.白色的β-Sn 基體中有少量花瓣狀淺灰色相(4 位置、5 位置)，經(jīng)過EDS 分析其分別為Ag2Al，CuAl2.

圖4 不同釬焊溫度(超聲波施加10 s)釬焊接頭宏觀形貌Fig.4 SEM images of joints with different soldering temperature

表2 接頭各區(qū)域元素含量EDS 分析結果(質量分數(shù)，%)Table 2 EDS analysis of local position of joints

對釬焊接頭的左側界面進行EDS 線掃描分析(圖5)，界面左邊的元素Sn 的小突變峰是Sn 元素擴散到鋁母材形成的.當溫度為330 ℃，釬焊溫度較低，Sn 元素向高硅鋁母材的最大擴散寬度約為4.9 μm，Sn 和Al 元素分布沒有過渡平臺，Sn/Si 界面沒有明顯的擴散層存在；360 ℃時，Sn 向高硅鋁母材的最大擴散寬度約為7.0 μm，Sn 和Al 元素分布沒有過渡平臺.由此可知，在溫度240～ 360 ℃范圍內(nèi)，Al 元素在β-Sn 基體的溶解度隨溫度升高而升高，導致越來越多硅顆粒失去鋁基體的包裹，在超聲波的作用下遷移至焊縫，形成硅顆粒強化相.

圖5 不同釬焊溫度釬焊接頭界面元素分布Fig.5 Element distribution at the interface of brazed joints at different brazing temperatures.(a) 330 ℃;(b) 360 ℃

2.2.2 釬焊溫度對接頭力學性能影響

圖6a 為不同溫度接頭力學性能及釬縫平均Si 元素含量.釬焊溫度為240 ℃，焊縫中Si 元素的平均含量約1.11%；300 ℃時，焊縫中Si 元素的平均含量約3.04%；在360 ℃時達到最高值7.17%，比240 ℃時提高近6 倍.隨著釬縫中Si 元素含量的升高，接頭的平均抗剪強度先升高后降低.在釬焊溫度為330 ℃時接頭的平均抗剪強度達到最高值42 MPa.此時比釬焊溫度240 ℃時Si 元素在釬縫占比提高近4 倍，接頭強度也提高44.8%.

使用離散系數(shù)來表征同一溫度下不同的6 個釬縫位置Si 元素含量的變化幅度，從而評價增強相硅顆粒分布的均勻性.根據(jù)離散系數(shù)公式

式中：cv為離散系數(shù)；σ為數(shù)據(jù)標準差；μ為平均值.

圖6b 為釬縫Si 元素平均含量及其離散系數(shù)，隨著溫度升高，同一溫度下Si 元素含量的離散系數(shù)具有增大的趨勢，說明硅顆粒在釬縫中分布的均勻性降低當溫度上升為360 ℃，遷移至釬縫中硅顆粒為7.17%，但其Si 元素含量標準差為3.08%，離散系數(shù)為0.43，說明該參數(shù)下釬縫中部分區(qū)域富硅而部分區(qū)域貧硅，與330 ℃時離散系數(shù)為0.27 相比，強化相分布較為不均，影響了其力學性能.

圖6 不同溫度下接頭力學性能及釬縫Si 元素含量Fig.6 Si content and shear strength of joints brazed with different temperature.(a) shear strength and average Si content;(b) Si average content and dispersion coefficient

剪切斷口SEM 圖像及EDS 分析如圖7 及表3所示.圖7a 顯示釬焊溫度240 ℃時接頭斷口，Sn 元素較多(質量分數(shù)74.70%)，Si 和Al 元素較少(質量分數(shù)分別為11.72%，12.03%)，且分布集中，判斷釬焊接頭主要斷裂在釬縫處(Ⅰ區(qū)域)，很小部分斷裂在界面處(Ⅱ區(qū)域).圖7b 顯示釬焊溫度330 ℃時接頭斷口，Sn 元素相比240 ℃時減少(質量分數(shù)65.24%)，Si 和Al 元素增多(質量分數(shù)分別為18.84%，14.56%)，且分布分散，判斷釬焊接頭大部分區(qū)域斷裂在釬縫處(Ⅰ區(qū)域)，小部分斷裂在界面處(Ⅱ區(qū)域).

表3 不同溫度接頭剪切斷口EDS 分析(質量分數(shù)，%)Table 3 EDS analysis of local position of shear fracture of joints at soldering temperature

圖7 不同釬焊溫度接頭剪切斷口SEM 圖像及EDS 分析Fig.7 SEM image and EDS analysis of shear fracture of joints at different brazing temperatures.(a) 240℃;(b) 330 ℃

在釬焊溫度240 ℃時，硅顆粒遷移至釬縫中較少(1.11%)，釬縫中強化相較少，焊縫的強化作用不足，故剪切測試接頭主要斷在焊縫；在釬焊溫度330 ℃時，硅顆粒遷移至釬縫中較多(5.13%)，釬縫得到強化，力學性能提高.

2.3 超聲波施加時間的影響

2.3.1 超聲波施加時間對接頭微觀組織影響

釬焊溫度330 ℃時，施加超聲波的時間范圍為10～ 70 s，釬焊接頭宏觀形貌如圖8 所示.隨著超聲波施加的時間增加，界面處母材Al 在β-Sn 集體中溶解逐漸增大，釬縫也逐漸增寬.釬縫中主要是以白色的β-Sn 基體為主，基體中黑色顆粒主要為硅顆粒，較少部分為α-Al 顆粒.隨著超聲波施加時間的增加，釬縫中從母材遷移而來的硅顆粒占比增加.

圖9 為釬焊接頭的左界面進行EDS 線掃描分析，當溫度為330 ℃時，超聲波施加時間范圍為10～70 s，超聲波施加10 s，Sn 元素向高硅鋁母材的最大擴散距離約為4.9 μm，Sn 和Al 元素分布沒有過渡平臺，Sn/Si 界面沒有明顯的擴散層存在；超聲波施加10 s，Sn 元素向高硅鋁母材的最大擴散距離約為9.2 μm，Sn/Al 界面有明顯的擴散層存在.說明在溫度不變的情況下，超聲波施加時間的延長可促進Sn 元素在母材中的擴散.

圖9 不同超聲波施加時間釬焊接頭界面元素分布Fig.9 Width of Al dissolution of joints with different ultrasonic time.(a) 10 s;(b) 70 s

2.3.2 超聲波施加時間對接頭力學性能影響

圖10a 為釬焊接頭力學性能與釬縫平均Si 元素含量隨超聲波施加時間的變化.Si 元素平均含量隨著釬焊溫度的升高而逐步增加，在超聲時間為10 s時為5.13%，時間增到50 s 時達到8.51%，70 s 時達到最高值9.18%，比超聲波施加10 s 時Si 元素在釬縫占比提高78.9%.隨著超聲波施加時間的增加，接頭的抗剪性能隨之升高而后降低，在超聲時間為50 s 時達到最高值51 MPa，比超聲波施加10 s時接頭強度提高20.7%.

圖10 不同超聲時間下接頭力學性能及釬縫Si 元素含量Fig.10 Si content and shear strength of joints brazed with different ultrasonic time.(a) shear strength and average Si content;(b) Si average content and dispersion coefficient

圖10b 為釬縫Si 元素平均含量及其離散系數(shù)，隨著超聲波施加時間的增加，同一溫度下Si 元素含量的離散系數(shù)有增大的趨勢，說明硅顆粒在釬縫中分布的均勻性降低.超聲波施加70 s 時Si 元素含量平均值雖然大于50 s 時，但離散系數(shù)達到0.74，高于50 s 時的0.44，說明70 s 下Si 元素含量的標準差已經(jīng)接近均值，該釬縫中部分區(qū)域富硅而部分區(qū)域貧硅，強化相的相對分布不均導致70 s 時接頭強度下降.

抗剪強度測試斷口SEM 圖像及EDS 分析見圖11 及表4.圖11a 顯示超聲時間30 s 時接頭斷口大部分區(qū)域(Ⅰ區(qū)域)為Sn 元素(質量分數(shù)85.27%)，Si 和Al 元素較少(質量分數(shù)分別為5.75%，7.92%)，判斷接頭大部分斷在釬縫處，很小部分(Ⅱ區(qū)域)斷裂在界面處.圖11b 顯示超聲時間50 s 時接頭斷口部分區(qū)域Sn 元素含量為68.22%，且集中分布在斷口下半部分(Ⅰ區(qū)域)；Si 和Al 元素含量增加(分別為16.88%，13.51%)且集中在接頭上半部分(Ⅱ區(qū)域)，判斷接頭下半部分(Ⅰ區(qū)域)斷在釬縫處，上半部分(Ⅱ區(qū)域)斷在近界面處.

圖11 不同超聲時間接頭剪切斷口SEM 圖像及EDS 分析Fig.11 SEM image and EDS analysis of shear fracture of joints at different ultrasonic time.(a) 30 s;(b)50 s

表4 不同超聲時間接頭剪切斷口EDS 分析(質量分數(shù)，%)Table 4 EDS analysis of local position of shear fracture of joints at different ultrasonic time

在超聲時間30 s 時，硅顆粒遷移至釬縫中較少，為7.09%，剪切測試顯示接頭斷在焊縫處；在超聲時間50 s 時，硅顆粒遷移至釬縫中增加到8.51%，釬縫得到強化，力學性能提高到最大值.

3 結論

(1) 對SnAgCu 釬料與母材的潤濕行為進行了研究，發(fā)現(xiàn)釬料對母材是先鋪展再潤濕破膜的過程.其中Ag 與Cu 元素分別與母材中的Al 元素在界面生成了Ag2Al，CuAl 金屬間化合物相，增強了界面反應，促進了母材中的溶解.

(2) 隨著釬焊溫度的提高，釬縫中的硅顆粒含量隨之增加，接頭抗剪強度先上升后降低.釬焊溫度從240 ℃增加到360 ℃時，釬縫中硅顆粒占比從1.11%提升至7.17%，接頭的平均抗剪強度隨之升高，在釬焊溫度為330 ℃時抗剪強度達到最高值42 MPa，比240 ℃時接頭強度提高44.8%.

(3) 隨著超聲時間增加，釬縫中的硅顆粒含量隨之增加，但接頭抗剪強度先上升后降低.當超聲波施加時間為50 s 時，Si 元素占焊縫的含量為8.51%，接頭平均抗剪強度達到最大值，為51 MPa，接頭強度提高21%.

(4) 提高釬焊溫度和增加超聲波作用時長皆可促進Sn 元素向母材中的擴散和促進硅顆粒向釬縫中遷移.隨著母材鋁的溶解和錫基釬料的擴散，硅顆粒被釋放，在超聲波振動引起的聲流攪拌和空化效應的作用下，硅顆粒遷移進入釬縫并彌散分布于整條焊縫，起到了增加接頭力學性能的作用.