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    SABI333焊點拉伸性能及晶界對焊點拉伸性能影響

    2021-09-14 09:39:44馬立民翟廣濤王乙舒
    北京工業(yè)大學學報 2021年9期
    關鍵詞:孿晶釬料焊點

    馬立民, 翟廣濤, 郭 福, 王乙舒

    (1.北京工業(yè)大學材料科學與工程學院, 北京 100124; 2.新型功能材料教育部重點實驗室, 北京 100124)

    隨著經(jīng)濟的發(fā)展,電子產(chǎn)品的應用越來越廣泛,且電子產(chǎn)品逐漸向小型化和高密度化發(fā)展. 焊點密度提高的同時,焊點的尺寸也越來越小. 該發(fā)展趨勢導致單個焊點在服役過程中承受的熱、電、力作用越來越強. 由于電子產(chǎn)品工作條件日趨復雜,由數(shù)據(jù)統(tǒng)計,目前越來越多的電子產(chǎn)品在服役過程中其主要失效形式并不是來自元器件的失效,反而是內(nèi)部焊點的失效[1-2]. 所以,電子產(chǎn)品內(nèi)部焊點的可靠性嚴重影響電子產(chǎn)品的壽命,任何焊點的失效都會縮短電子產(chǎn)品的使用壽命. 目前,影響焊點可靠性的因素主要有電遷移、熱疲勞和蠕變等. 而其中,由于焊點在服役過程中會經(jīng)歷大量的溫度循環(huán)和功率循環(huán),因此熱疲勞是焊點的主要失效方式. 由于在服役過程中,焊點釬料基體、PCB板及芯片的熱膨脹系數(shù)不匹配,電子產(chǎn)品服役過程中易產(chǎn)生彈性變形應力,在產(chǎn)生熱疲勞損傷的同時必然會引起蠕變變形[3-5]. 因此,蠕變被認為是影響焊點可靠性的重要因素之一,而蠕變變形主要受到拉伸應力的作用,因此,對焊點拉伸力學性能的研究具有重要意義.

    隨著釬料無鉛化進程的加速發(fā)展,無鉛釬料取代傳統(tǒng)Sn-Pb釬料成為大勢所趨. 目前,在電子工業(yè)中的Sn-Ag系和Sn-Ag-Cu(SAC)系釬料被認為是最有潛力替代傳統(tǒng)Sn-Pb釬料的無鉛釬料. Sn-Ag系及SAC系釬料具有較好的力學、抗疲勞及抗蠕變性能. 但Sn-Ag系及SAC系釬料的熔點普遍較高,較高的熔點意味著在回流焊接過程中需采用較高的回流焊接溫度,而較高的焊接溫度會對電子元器件造成熱損傷,從而影響產(chǎn)品使用性能[6-8]. 所以,尋找熔點與Sn-Pb釬料熔點相近的無鉛釬料具有重要意義,而在降低釬料熔點的同時還應提高焊點的力學性能. 研究者發(fā)現(xiàn)在Sn-Ag系釬料中添加Bi和In元素可顯著降低釬料熔點,同時,在Sn-Ag系釬料中添加適量Bi或In元素可顯著提高焊點疲勞壽命及電遷移壽命[9-10]. 在Sn3.0Ag0.5Cu(SAC305)釬料中添加Bi元素可以在金屬間化合物(intermetallic compound,IMC)處形成阻礙層,阻礙IMC的生長,降低IMC厚度,從而提高焊點剪切性能[11]. 在釬料中添加In元素后,會在焊點內(nèi)部形成均勻分布的富In相,從而提高焊點強度[12]. 研究者將Bi和In元素同時加入到Sn-Ag系釬料中,形成Sn-Ag-Bi-In(SABI)四元合金釬料,SABI系釬料不僅具有較低的熔點,還具有較好的抗疲勞性能、抗蠕變性能及抗電遷移能力等[13-14]. 加入Bi及In元素之后,Sn3.0Ag3.0Bi4.0In釬料的熔點約為200 ℃,接近Sn-Pb釬料熔點[15]. 同時,彌散分布在Sn基體內(nèi)部的ζ相(Ag4Sn 及 Ag3In 的固溶體)和Cu6(Sn,In)5會起到彌散強化作用,顯著提高焊點的抗疲勞性能[16]. 研究者發(fā)現(xiàn)在Sn3.0Ag3.0Bi10In焊點的富Sn相內(nèi)部分布有大量的Bi原子聚集,彌散分布的Bi原子團聚顆粒起到強化焊點的作用. Tian等[17]研究了在電流應力下SAC305單晶焊點及Sn3.0Ag3.0Bi3.0In(SABI333)焊點中IMC生長行為. 研究指出SAC305焊點在電流應力作用下,內(nèi)部IMC顆粒表現(xiàn)出明顯的極化效應,而SABI333焊點在電流應力作用下,內(nèi)部針狀IMC分解為小顆粒IMC,從而增強焊點力學性能. 因此,在電遷移和熱疲勞條件下SABI焊點相較于SAC305焊點及其他無鉛釬料焊點表現(xiàn)出較高的可靠性.

    目前關于SABI系釬料的研究主要集中在對焊點內(nèi)部IMC及Sn晶體c軸對焊點電遷移壽命的影響[18-20]. Sn晶體具有顯著的各向異性,晶體取向及晶體結構對于焊點性能具有重要影響. 而晶體取向及晶體結構對焊點拉伸力學性能影響的研究往往被忽略. SABI系釬料由于具有較低的過冷度和充足的形核質點,該系釬料主要形成單晶、孿晶2種晶體結構的焊點[21]. 2種不同的晶體結構對焊點拉伸力學性能具有不同的影響. 本文主要對SABI333焊點及SAC305焊點的拉伸性能進行對比研究,并選取SABI333單晶和孿晶焊點進行拉伸實驗,探究晶界對焊點拉伸性能的影響. 本文為SABI系釬料力學性能研究奠定了基礎并提供了新的研究思路.

    1 實驗材料和方法

    1.1 樣品結構設計及制備

    制作焊點的釬料采用Sn3.0Ag3.0Bi3.0In(SABI333)及Sn3.0Ag0.5Cu(SAC305)釬料,制作釬焊接頭基材選用銅棒,其尺寸為5 mm×1 mm×1 mm. 用砂紙將銅棒一端磨平之后,用丙酮超聲清洗10 min以去掉銅棒表面油污及雜質,而后,用體積分數(shù)為10%的硝酸溶液超聲清洗10 min,去掉銅棒表面氧化物. 清洗結束后,用耐高溫膠將2個銅棒被磨平的一面相對粘在PCB板上,2個銅棒之間距離約為0.5 mm. 將SABI333及SAC305釬料均勻涂抹在2個銅棒間隙處,將釬料壓實后利用回流焊爐進行回流焊接,回流焊接曲線如圖1所示. 回流焊接最高溫度分別為300、280 ℃,焊接時間為4 min,且超過釬料熔點溫度后持續(xù)1 min左右. 最后將PCB板與焊后焊點放到丙酮溶液中,利用超聲波清洗儀清洗去掉耐高溫膠,將焊后樣品與PCB板分離,并用型號為2000#的砂紙磨掉多余釬料. 焊點樣品示意圖如圖2所示,焊點的橫截面積為1 mm×1 mm,厚度約為0.5 mm.

    圖1 回流溫度曲線Fig.1 Reflow temperature curve

    圖2 焊點示意圖Fig.2 Schematic diagram of the solder joint

    由于樣品尺寸較小,故將釬焊接頭用熱熔膠粘在圓形鋁片上進行樣品的磨拋,如圖3所示. 在用型號為2000#的砂紙將釬焊接頭表面磨至劃痕均勻一致后,利用Al2O3懸浮液進行樣品的拋光,拋光至釬焊接頭內(nèi)部無劃痕及應力. 隨后,超聲清洗樣品,將焊點與鋁片分離,并利用基于掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)的電子背散射衍射(electron back scattered diffraction,EBSD)進行晶體取向的表征.

    圖3 焊點磨拋示意圖Fig.3 Schematic diagram of polishing solder joints

    1.2 釬焊接頭拉伸性能測試

    對釬焊接頭進行晶體取向表征后,用萬能試驗機(三思縱橫定制試驗機,型號UTM4502X- WGWX)進行拉伸性能測試,將釬焊接頭兩端加持在拉伸試驗機上后進行拉伸實驗,拉伸速度保持0.1 mm/min,直至樣品斷裂. 拉伸斷裂之后,記錄拉伸過程中受到的最大力,并根據(jù)樣品橫截面積計算最大抗拉強度. 對晶體取向相似的SAC305焊點及SABI333焊點、SABI333單晶焊點及SABI333孿晶焊點分別進行拉伸性能測試.

    1.3 樣品測試手段

    分別采用SEM和EBSD觀察分析樣品的表面形貌及晶體取向,同時利用基于SEM的能譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)對SABI333釬焊接頭內(nèi)部Bi元素的分布進行觀察,同時,拉伸實驗后利用SEM對樣品的表面形貌和斷口形貌進行觀察.

    2 實驗結果與討論

    2.1 SABI333與SAC305焊點拉伸性能對比

    選取樣品尺寸相同、晶體取向相似的SAC305焊點與SABI333焊點進行拉伸實驗,拉伸速度均為0.1 mm/min. 圖4為2種不同成分焊點抗拉強度對比柱狀圖,SAC305焊點和SABI333焊點的平均抗拉強度分別為42.05、112.56 MPa. 結果表明,SABI333焊點的抗拉強度要遠大于SAC305焊點的抗拉強度.

    圖4 不同成分焊點抗拉強度對比Fig.4 Comparison of tensile strength of solder joints with different components

    2種不同成分焊點拉伸過程中應變- 應力曲線如圖5所示. 應變與變形的關系為

    (1)

    式中:ε為應變;L為焊點初始長度;L′為焊點拉伸后的長度.由圖5及式(1)可知,SAC305焊點在拉伸過程中產(chǎn)生的變形量較大,發(fā)生明顯的塑性變形后斷裂. SAC305焊點在達到其所能承受最大應力載荷后,隨應變增加,拉伸應力緩慢減小,在焊點應變?yōu)?.2時,拉伸應力減小為0 MPa,焊點發(fā)生斷裂. SABI333焊點在拉伸過程中能承受的最大應力載荷較大,但在應變約為0.5時,應力載荷減小為0 MPa,焊點發(fā)生斷裂. 結果表明,SABI333焊點相對于SAC305焊點抗拉強度得到顯著提高,但其塑性下降,在拉伸過程中不易產(chǎn)生塑性變形.

    圖5 不同成分焊點拉伸過程中應變- 應力曲線Fig.5 Strain-stress curve of solder joints with different compositions during drawing

    圖6(a)(b)分別為SAC305焊點斷裂后表面形貌圖和斷口形貌圖. 由圖6(a)可知,在拉伸過程中SAC305焊點發(fā)生明顯塑性變形,該焊點在拉伸過程中變形量較大,且在焊點中間部位發(fā)生明顯頸縮現(xiàn)象,最終在產(chǎn)生頸縮位置斷裂. 由圖6(b)可知,SAC305焊點斷口形貌為典型韌窩斷口,表明SAC305焊點在拉伸后發(fā)生典型的韌性斷裂. SABI333焊點斷裂后表面形貌和斷口形貌如圖7所示. 由圖7(a)可知,與SAC305焊點相比,SABI333焊點在拉伸過程中僅發(fā)生微量塑性變形,變形量較小,未產(chǎn)生頸縮現(xiàn)象,最終在焊點內(nèi)部斷裂. 由圖7(b)可知,該焊點的斷口形貌與典型的韌窩斷口形貌相差較大,部分斷口位置存在韌窩,但韌窩深度較淺,斷口呈現(xiàn)準解理斷口形貌,因此該焊點在拉伸過程中發(fā)生韌性斷裂與脆性斷裂相結合的斷裂方式. 由此可見,不同釬料成分對焊點的拉伸性能具有不同的影響. 在Sn-Ag合金中加入適量Bi及In元素后,焊點抗拉強度得到顯著提高,但SABI333焊點變脆,韌性降低.

    圖6 SAC305焊點斷裂后形貌Fig.6 Morphology of SAC305 solder joint after fracture

    圖7 SABI333焊點斷裂后形貌Fig.7 Morphology of SABI333 solder joint after fracture

    SABI333釬料內(nèi)部Bi元素的質量分數(shù)為3%,Bi元素的含量相對較少,因此SABI333焊點內(nèi)部的Bi原子易以單質的形式存在,且Bi原子易在焊點基體內(nèi)部團聚. 利用EDS分析Bi元素在焊點內(nèi)部的分布情況,圖8(a)為Bi元素分布情況. 在測試結果內(nèi)部存在大量的噪點,只有存在元素的聚集方可證明元素的分布情況,聚集現(xiàn)象越明顯,元素含量就越高. 因此,利用MATLAB軟件對團聚的Bi元素進行一定尺寸的篩選,如圖8(b)所示. 該操作的目的便是篩選超過一定尺寸的聚集顆粒,從而判斷元素分布情況. 在篩選過程中,首先將圖片進行灰度處理,將彩色圖片轉換為黑白圖,用ostu方法獲取推薦二值化閾值,根據(jù)實際效果選取閾值為0.2,對圖像進行二值化處理,將圖像上的像素點的灰度值處理為0(純黑色)或255(純白色),使整個圖像呈現(xiàn)出黑白的效果,運用MATLAB中strel函數(shù)的imopen開操作命令去除二值化圖像噪點,從而獲得Bi元素分布圖. 由圖8可知Bi原子在焊點內(nèi)部呈現(xiàn)小范圍團聚,形成團聚顆粒,且Bi原子團聚顆粒在焊點內(nèi)部呈現(xiàn)彌散分布狀態(tài). 大量彌散分布的Bi原子團聚顆粒起到彌散強化的作用,在拉伸過程中釘扎位錯,防止位錯滑移,阻礙焊點發(fā)生變形. 同時,Bi元素的加入在提高焊點抗拉強度的同時還易增加焊點的脆性,使SABI333焊點更易發(fā)生韌性斷裂與脆性斷裂相結合的斷裂方式. 圖9為SAC305和SABI333焊后焊點的表面形貌. 由圖9(a)(b)對比可知,SAC305焊點內(nèi)部只分布有少量尺寸較大的IMC,即Cu6Sn5,SABI333焊點內(nèi)部黑色彌散分布的IMC為Cu6(Sn,In)5,這是因為In元素的加入,In取代Sn的位置,易在焊點內(nèi)部形成大量細小的IMC,即Cu6(Sn,In)5. 此外,焊點內(nèi)部白色顆粒為富Ag相(Ag4Sn與Ag3In兩相的固溶體). 細小的IMC彌散分布在Sn基體內(nèi)部,在拉伸過程中同樣起到了釘扎位錯、防止位錯滑移的作用. 因此,由于彌散分布的Bi原子團聚物及IMC的彌散強化作用,在拉伸過程中SABI333焊點內(nèi)部位錯滑移難度增加,從而使SABI333焊點不易發(fā)生塑性變形,在顯著提高SABI333焊點抗拉強度的同時也增加了焊點的脆性.

    圖8 SABI333焊點中Bi元素的分布Fig.8 Distribution of Bi element in SABI333 solder joint

    2.2 不同晶體取向結構的SABI333焊點拉伸性能對比

    查閱文獻可知,相對于SAC305焊點,SABI333焊點的過冷度較低,在凝固過程中,Sn晶核的長大速度相對較慢[13]. 同時,由圖8、9可知,SABI333釬料在凝固過程中易形成彌散分布的Bi原子團聚顆粒和細小的IMC,尺寸較小的顆粒都可以提供形核位置. 前期研究發(fā)現(xiàn),當回流焊峰值溫度越高(回流焊的過程中,冷卻速度越快)時,越易形成孿晶焊點[13]. 在相同的回流焊條件下SABI333釬料在凝固之后除了會形成單晶焊點外,還易形成孿晶焊點.

    圖9 不同成分焊點內(nèi)部金屬間化合物分布對比Fig.9 Distribution comparison of intermetallic compounds in solder joints with different compositions

    圖10為SABI333單晶焊點晶體取向及晶界圖、取向差分布圖. 由圖10(a)可知,單晶焊點內(nèi)部晶粒的晶體取向顏色基本一致,且焊點內(nèi)部只分布有藍色晶界(5°~15°). 由圖10(b)可知,焊點內(nèi)部取向差均小于10°,焊點內(nèi)部只存在小角度晶界,因此,該焊點可被看作由一個完整的晶粒構成,為典型的單晶焊點. 圖11為SABI333孿晶焊點晶體取向及晶界圖、取向差分布圖. 一個Sn晶粒具有一種晶體取向,而EBSD測試結果中不同的顏色代表不同的晶體取向,由圖11(a)可知,該焊點由多個Sn晶粒構成,但只包含3種不同的晶體取向. 具有3種不同晶體取向的Sn晶粒在焊點內(nèi)部呈現(xiàn)交錯分布,焊點內(nèi)部除有少量藍色晶界(5°~15°)分布外,還有大量紅色晶界(50°~70°)分布其中,且紅色晶界呈網(wǎng)狀分布. 結合圖11(b)可知,紅色晶界取向差集中于50°~70°,即紅色晶界為孿晶界,且孿晶界數(shù)量遠多于小角度晶界,因此,該焊點為典型的孿晶焊點. 由2種不同晶體取向焊點的晶界圖對比可知,單晶和孿晶焊點內(nèi)部晶界的分布具有顯著差異. 單晶焊點內(nèi)部只有小角度晶界且分布較少,而孿晶焊點內(nèi)部則分布有大量孿晶界且呈網(wǎng)狀交錯分布.

    圖10 SABI333單晶焊點Fig.10 SABI333 single crystal solder joint

    圖11 SABI333孿晶焊點Fig.11 SABI333 twin crystal solder joint

    選取尺寸相同的SABI333單晶焊點和孿晶焊點進行相同拉伸速度的拉伸實驗. 對2種焊點的抗拉強度進行對比,如圖12所示. 由圖12可知,SABI333單晶焊點平均抗拉強度為105.43 MPa,孿晶焊點平均抗拉強度為119.56 MPa,結果表明,孿晶焊點的抗拉強度均高于單晶焊點. 具有不同晶體結構的焊點其拉伸性能也具有明顯差異,如圖13所示. 由圖13及式(1)可知,SABI333單晶焊點在拉伸過程中首先發(fā)生微量塑性變形,在應變?yōu)?.3時,應力載荷達到最大,之后隨應變增加,應力載荷逐漸減小,在應變?yōu)?.5時應力載荷減小為0 MPa,焊點發(fā)生斷裂;而SABI333孿晶焊點在拉伸過程中幾乎未發(fā)生塑性變形,在應變?yōu)?.3時,孿晶焊點所承受的應力載荷達到最大值,此時,應力載荷迅速減小為0 MPa,孿晶焊點發(fā)生脆性斷裂. 結果表明,SABI333孿晶焊點在拉伸過程中能承受的最大應力載荷較大,抗拉強度較高,但相對于單晶焊點,孿晶焊點的塑性較差,在受拉條件下易發(fā)生脆性斷裂.

    圖12 SABI333不同晶體取向焊點抗拉強度對比Fig.12 Comparison of tensile strength of SABI333 solder joints with different crystal orientations

    圖13 SABI333不同晶體取向焊點在拉伸過程中應變- 應力曲線Fig.13 Strain-stress curve of SABI333 solder joints with different crystal orientations during drawing

    圖14為SABI333單晶焊點斷裂后表面形貌和斷口形貌圖. 由圖14(a)可知,單晶焊點在拉應力作用下發(fā)生微量塑性變形后,在焊點內(nèi)部及部分邊界位置發(fā)生斷裂. 如圖14(b)所示,單晶焊點斷口形貌為準解理與韌窩斷口,焊點內(nèi)部存在韌窩,但韌窩深度較淺,表明單晶焊點在拉伸過程中發(fā)生微量塑性變形.

    圖14 SABI333單晶焊點斷裂后形貌Fig.14 Morphology of SABI333 single crystal solder joint after fracture

    圖15為SABI333孿晶焊點斷裂后表面形貌和斷口形貌圖. 由圖15(a)可知,該孿晶焊點在拉伸過程中幾乎未發(fā)生塑性變形,在釬料基體與銅棒交界的IMC處發(fā)生脆性斷裂. 由圖15(b)可知,該孿晶焊點的斷口形貌為扇貝狀的IMC形狀,表明孿晶焊點在承受拉應力條件下,不易在焊點內(nèi)部斷裂,而易在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處發(fā)生斷裂. 在相同拉伸速度下,具有相同焊點尺寸的SABI333單晶焊點與孿晶焊點呈現(xiàn)出不同的變形及斷裂特征,這是因為單晶與孿晶焊點內(nèi)部不同類型晶界的作用.

    圖15 SABI333孿晶焊點斷裂后形貌Fig.15 Morphology of SABI333 twin crystal solder joint after fracture

    實驗結果表明,SABI333孿晶焊點相對于單晶焊點具有更高的抗拉強度,在拉伸過程中,孿晶焊點內(nèi)部幾乎未發(fā)生塑性變形,最后在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處發(fā)生斷裂. 在孿晶焊點中,3種不同晶體取向的Sn晶?;ハ嘟诲e分布,孿晶界互相交錯呈網(wǎng)狀分布. 在拉應力的作用下,焊點內(nèi)部位錯啟動,發(fā)生滑移,但位錯移動到孿晶界后,受到孿晶界的阻礙,在晶界處發(fā)生塞積現(xiàn)象,從而形成位錯強化,提高了孿晶焊點的抗拉強度. 其次,由于孿晶界的特殊作用,孿晶界會切斷位錯原有的滑移系,阻礙位錯的移動. 若位錯繼續(xù)移動需不斷改變滑移系統(tǒng),大大增加位錯移動的難度[22]. 相對于孿晶焊點,SABI333單晶焊點內(nèi)部則只有少量小角度晶界分布,在拉應力的作用下,單晶焊點內(nèi)部的位錯啟動,發(fā)生滑移,但小角度晶界對位錯的釘扎作用較弱,不易產(chǎn)生位錯強化,且小角度晶界不易切斷連續(xù)的滑移系,位錯在單晶焊點內(nèi)部滑移受到阻礙較小. 由圖14(a)可知,單晶焊點并非只在焊點內(nèi)部斷裂,而是部分斷裂發(fā)生在銅棒與釬料基體交界位置. 這是因為,在釬料基體與銅棒交界處為金屬間化合物Cu6Sn5,Cu6Sn5為硬脆相. 銅棒、IMC及Sn基體的硬度不同,在拉應力的作用下其變形程度不同,易在此處產(chǎn)生變形應力,造成應力集中,從而使得邊界位置脆弱易斷. 綜上,在拉伸過程中單晶焊點內(nèi)部較易產(chǎn)生塑性變形,且抗拉強度低于孿晶焊點. 同時,單晶焊點易在焊點內(nèi)部及銅棒與釬料基體相交位置斷裂.

    雖孿晶界屬于大角度晶界,但其兩側為位向不同的同相晶體,孿晶界處的原子吻合良好. 孿晶界分為共格孿晶界與非共格孿晶界2種,共格孿晶界界面能為20 mJ/m2,非共格孿晶界界面能為100~500 mJ/m2,2種不同孿晶界界面處能量都相對較低,因此,孿晶界界面較穩(wěn)定,拉伸過程中,裂紋和孔洞不易在孿晶界處萌生,因此,不易在孿晶界處開裂[23-24]. 在釬料基體與銅棒交界處為金屬間化合物Cu6Sn5,為硬脆相. 在拉應力作用下焊點易在釬料基體與銅棒交界處產(chǎn)生應力集中,孿晶焊點內(nèi)部強度高,而邊界位置脆弱,所以孿晶焊點易在邊界處斷裂.

    綜上,相對于SABI333單晶焊點,孿晶焊點在受到拉應力時會表現(xiàn)出更高的抗拉強度,孿晶焊點內(nèi)部強度較高,不易產(chǎn)生塑性變形,也不易在焊點內(nèi)部開裂,但達到孿晶焊點強度極限后,焊點在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處斷裂.

    3 結論

    1) SABI333焊點由于Bi和In元素的加入,在焊點內(nèi)部會彌散分布有Bi原子團聚物和細小的金屬間化合物,起到彌散強化作用,相對于SAC305焊點,SABI333焊點在拉伸過程中抗拉強度顯著提高,且焊點塑性降低.

    2) SABI333孿晶焊點內(nèi)部網(wǎng)狀分布的孿晶界對位錯有釘扎作用,形成位錯強化,同時孿晶界切斷位錯原有滑移系,增加位錯移動難度,與SABI333單晶焊點相比,孿晶焊點的抗拉強度得到提高,同時在受拉過程中孿晶焊點內(nèi)部不易產(chǎn)生變形且不易在焊點內(nèi)部斷裂,而易在釬料基體與銅棒相交位置的金屬間化合物處斷裂.

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