焊接時(shí)間及焊接溫度對(duì)Sn35Bi0.3Ag/Cu焊接接頭性能的影響

申兵偉，徐明玥，楊尚榮，劉國(guó)化，謝明，段云昭

(昆明貴金屬研究所,貴研鉑業(yè)股份有限公司,稀貴金屬綜合利用新技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,昆明,650106)

0 序言

隨著電子工業(yè)的快速發(fā)展，多功能化和小型化成為了當(dāng)今電子器件發(fā)展的主要趨勢(shì).因此，電子封裝元器件對(duì)焊點(diǎn)的要求越來(lái)越高，焊點(diǎn)的尺寸也越來(lái)越小[1].在此背景下，低熔點(diǎn)電路互連材料成為了研究的熱點(diǎn).傳統(tǒng)的Sn-37Pb 焊料因其熔點(diǎn)低(183 ℃)、潤(rùn)濕性好、價(jià)格低廉等優(yōu)良特性而被廣泛應(yīng)用于電子封裝領(lǐng)域[2].但是，由于Sn-37Pb 焊料對(duì)人體神經(jīng)有害，且隨著人們環(huán)保意識(shí)的增強(qiáng)，鉛的使用量已經(jīng)大大減少.因此，研發(fā)一種能夠取代Sn-37Pb 焊料合金的新型低溫?zé)o鉛焊料已刻不容緩.

在目前研制的低溫?zé)o鉛焊料中，Sn-Bi 基低溫?zé)o鉛焊料具有熔點(diǎn)低(138 ℃)、成本少、抗剪強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于高頻頭、柔性板、電子產(chǎn)品封裝和通孔技術(shù)組件等低溫焊接工藝中[3].研究表明，Sn-58Bi 焊料比Sn-37Pb 焊料、Sn-3.0Ag 焊料具有更高的抗剪強(qiáng)度[4]，而添加Ag,Ce 等元素可以提高其抗剪強(qiáng)度[5-6]，添加La,Ni,In 等元素可以改善其潤(rùn)濕性能[7-8].

目前，許多學(xué)者已對(duì)Sn-Bi 基低溫?zé)o鉛焊料進(jìn)行了大量的研究，但焊接工藝參數(shù)對(duì)Sn-Bi 基低溫?zé)o鉛焊料界面反應(yīng)和力學(xué)性能的影響卻鮮有報(bào)道.由于Sn35Bi 合金焊料的熔點(diǎn)(178 ℃)接近于傳統(tǒng)的Sn-37Pb 合金焊料，并且添加0.3%質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Ag 元素可以提高其抗蠕變性、減少焊料中Bi 的偏析[9].因此，文中使用Sn35Bi0.3Ag 合金為焊料，以純Cu 片為基底，研究了焊接工藝參數(shù)對(duì)Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭界面反應(yīng)、微觀結(jié)構(gòu)、釬著率和力學(xué)性能的影響.通過(guò)檢測(cè)抗拉強(qiáng)度(UTS)來(lái)評(píng)估力學(xué)性能，并分析焊接接頭的顯微組織及超聲無(wú)損檢測(cè)結(jié)果來(lái)確定焊接參數(shù)對(duì)焊接性能的影響.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用的Sn35Bi0.3Ag 低溫?zé)o鉛焊料由云南錫業(yè)有限公司提供，其主要成分見(jiàn)表1.其固相線和液相線溫度分別為140.6 ℃和177.4 ℃.將其加工成尺寸為15 mm × 6 mm × 0.5 mm 的薄片狀，以方便于焊接需求.采用純Cu 片為基板，其加工尺寸為50 mm × 15 mm × 1 mm.Sn35Bi0.3Ag 焊料和Cu 基底的基本物理力學(xué)性能見(jiàn)表2.

表1 Sn35Bi0.3Ag 合金主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Compositions of Sn35Bi0.3Ag alloy soder

焊接前，先將Cu 板進(jìn)行表面打磨處理，再和活性焊料分別置于酒精中超聲波清洗5 min，以除去表面油污和灰塵.將Cu 基板與焊料在加熱平臺(tái)放置好，焊接示意圖如圖1 所示.焊接時(shí)，先將松香助焊劑置于銅板中心位置，以保證去除Cu 基底的氧化膜，提高焊料的潤(rùn)濕性及焊接性能.之后，將Cu 板放在120 ℃的加熱平臺(tái)上預(yù)熱1 min，加熱到要求溫度，保溫達(dá)到預(yù)設(shè)的時(shí)間后關(guān)閉加熱平臺(tái)電源，冷卻至常溫，焊接完成.通常，焊接溫度一般要比金屬熔點(diǎn)溫度高30～ 40 ℃[10].因此，文中先以210 ℃、不同焊接時(shí)間(1,2,3,5,7,9 min)進(jìn)行焊接，篩選出最佳焊接時(shí)間后，再以不同焊接溫度(210,230,250,270,290 ℃)進(jìn)行焊接，研究焊接時(shí)間及焊接溫度對(duì)焊接性能的影響.

圖1 Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接示意圖(mm)Fig.1 Sn35Bi0.3Ag/Cu welded joint diagram

焊接完成后，采用S100 型超聲波成像無(wú)損檢測(cè)儀，檢測(cè)Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的釬著率，并根據(jù)所得圖形對(duì)可能存在的缺陷部位進(jìn)行定位和線切割，之后將樣品嵌入環(huán)氧樹(shù)脂中，然后進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光，以觀察焊接接頭微觀結(jié)構(gòu).采用S-3400N 型掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)焊接接頭微觀組織進(jìn)行觀察，并使用能譜分析儀(EDS)對(duì)焊縫界面進(jìn)行分析，確定焊縫處的微觀組織形貌及組成元素.使用精密電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)(島津AGX100KN)測(cè)試焊接接頭的力學(xué)性能，使用SEM 和Photoshop 軟件中的測(cè)量工具確定金屬間化合物(IMC)的厚度.

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接界面的微觀結(jié)構(gòu)

如圖2 所示，在焊接溫度為210 ℃、焊接時(shí)間3 min 時(shí)，Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接界面形成了明顯的焊接結(jié)構(gòu)，表明在高溫下熔融的Sn35Bi0.3Ag焊料與Cu 基體材料發(fā)生了互擴(kuò)散反應(yīng)，界面區(qū)域有明顯的IMC 層.IMC 層以扇形模式生長(zhǎng)，如圖2b～ 2d EDS 能譜圖所示，使用EDS 可以明顯識(shí)別出在Sn35Bi0.3Ag 焊料與Cu 基體材料之間形成的IMC 相.從分析結(jié)果可知，在A 點(diǎn)，Cu 元素和Sn 元素的原子百分比分別62.36% 和28.77%.Cu 和Sn 的比例約為2.2∶1，從Cu-Sn 二元合金相圖可知，Cu 元素與Sn 元素在210 ℃時(shí)會(huì)生成Cu3Sn 化合物及Cu6Sn5化合物，因此可推斷 A 為Cu3Sn 相與Cu6Sn5相的混合物，其中以Cu3Sn 相為主.在 B 點(diǎn)，Cu 元素、Ag 元素和 Sn 元素的原子百分比分別 43.7%，13.9% 和 34.06%.Cu 和 Sn 的比例約為6∶5，從Ag-Cu 二元相圖及Ag-Sn 二元相圖可知，在210 ℃時(shí)Ag 元素不與Cu 元素生成化合物，而Ag 元素與Sn 元素會(huì)生成Ag3Sn 化合物，反應(yīng)時(shí)有Ag 元素的參與，因此推斷B 為 Cu6Sn5相與Ag3Sn 相的混合物，其中以 Cu6Sn5相為主.根據(jù)圖2c，同樣可以推斷C 點(diǎn)為Cu6Sn5相和Ag3Sn 相的混合物，但Ag3Sn 相的含量明顯增加，說(shuō)明Ag 元素參與反應(yīng)，對(duì)界面層產(chǎn)生了一定的影響，且發(fā)現(xiàn)含有Ag3Sn 相處IMC 較薄，說(shuō)明焊接過(guò)程中生成的Ag3Sn 相會(huì)聚集在焊接界面處，從而抑制IMC 的生長(zhǎng).根據(jù)圖2b～ 2d 能譜分析，靠近Cu 基底一側(cè)最終形成了Cu3Sn，而靠近焊料一側(cè)最終形成了Cu6Sn5.根據(jù)擴(kuò)散理論可知，焊接時(shí)，Cu/Sn 結(jié)合界面會(huì)發(fā)生相互擴(kuò)散，Cu 向Sn 中的擴(kuò)散速率大于Sn 向Cu 中的擴(kuò)散速率[11].焊接初始時(shí)，Sn35Bi0.3Ag 焊料處于熔融狀態(tài)，Cu 會(huì)向Sn 中擴(kuò)散從而與Sn 發(fā)生反應(yīng)，在Cu/Sn35Bi0.3Ag 焊料界面上形成一層扇貝狀的Cu6Sn5薄膜.之后，隨著焊接時(shí)間的增加，IMC 向接頭中心移動(dòng)，Cu6Sn5層厚度增加，Cu 向Sn 中的擴(kuò)散速率有所下降，逐漸生成扇貝狀的Cu3Sn，如圖3 所示，顯示了焊接過(guò)程中IMC 層的微觀結(jié)構(gòu)演變和生長(zhǎng)行為.在Cu/Sn35Bi0.3Ag 界面反應(yīng)過(guò)程中，Cu3Sn 的生長(zhǎng)對(duì)Cu6Sn5有一定的消耗，其反應(yīng)過(guò)程為

圖2 Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接界面分析(T=210 ℃,t=3 min)Fig.2 Analysis of Sn35Bi0.3Ag/Cu welding interface at 210 ℃ and 3 min.(a) microscopic structure;(b)EDS analysis of zone A;(c) EDS analysis of zone B;(d) EDS analysis of zone C

圖3 焊接過(guò)程中IMC 層的微觀結(jié)構(gòu)演變和生長(zhǎng)行為Fig.3 Microstructure evolution and growth behavior of IMC layers during welding process

圖4 為焊接溫度210 ℃時(shí)不同焊接時(shí)間下Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的SEM 圖像.表3 為設(shè)置的焊接時(shí)間參數(shù).從圖4 中可以發(fā)現(xiàn)，隨著焊接時(shí)間的增加，扇貝狀的界面層逐漸變成平面狀，且界面層厚度也逐漸增加，如圖5 展示了焊接時(shí)間與焊接界面層厚度的關(guān)系.可以發(fā)現(xiàn)，在焊接時(shí)間小于3 min 時(shí)，界面層厚度雖然在增加，但增加的并不明顯.在焊接時(shí)間大于3 min 時(shí)，界面層厚度急劇增加，這是由于Cu 原子沿著晶界不斷擴(kuò)散導(dǎo)致的.據(jù)悉，隨著焊接時(shí)間的增加，Cu6Sn5晶粒以非?？斓乃俣仁紫仍阢~基底表面形成，其機(jī)制主要由Cu 溶解到焊料中隨后的化學(xué)反應(yīng)控制[12].由于Cu 原子沿著晶界的擴(kuò)散速率較快，Cu6Sn5晶粒以不規(guī)則的扇貝形狀生長(zhǎng).隨著焊接時(shí)間的增加，由于銅原子沿著晶界不斷擴(kuò)散，扇形晶粒變得更大，因而界面層厚度也逐漸增加[13].如圖4d 所示，可以觀察到在Sn35Bi0.3Ag/Cu 接頭Cu3Sn 界面層中存在著許多Kirkendall 空洞.這是因?yàn)殡S著焊接時(shí)間的增加，IMC 層儲(chǔ)存著大量的能量，其中一部分能量會(huì)在界面反應(yīng)過(guò)程中釋放并引入界面，而Cu3Sn 相與Cu 的熱膨脹系數(shù)不同且產(chǎn)生了應(yīng)力集中，從而生成了許多Kirkendall 空洞.Wan 等人[14]也發(fā)現(xiàn)了類(lèi)似的現(xiàn)象.如圖4e 所示，隨著焊接溫度的升高，在焊接界面處發(fā)現(xiàn)了大量的裂紋，這些裂紋在拉伸過(guò)程中會(huì)作為接頭的裂紋源，嚴(yán)重影響接頭的力學(xué)性能.先前的研究[15]解釋了這些裂紋的形成，即不同的熱膨脹系數(shù)和應(yīng)力集中會(huì)誘發(fā)裂紋的擴(kuò)展.此外，在圖4e 中發(fā)現(xiàn)有Ag3Sn 的存在，這些Ag3Sn 顆粒聚集在焊接界面前面，抑制了Cu3Sn相的生長(zhǎng)，提高了接頭的力學(xué)性能.

圖4 210 ℃不同焊接時(shí)間的Sn35Bi0.3Ag/Cu 接頭橫截面SEM 圖像Fig.4 SEM images of cross section of Sn35Bi0.3Ag/Cu joints with different welding time at 210 °C.(a) 1 min;(b) 2 min;(c) 3 min;(d) 5 min;(e) 7 min;(f) 9 min

表3 焊接時(shí)間參數(shù)的設(shè)置Table 3 Setting of welding time parameters

圖5 焊接時(shí)間與焊接界面層厚度的關(guān)系Fig.5 Relationship between welding time and welding interface layer thickness

圖6 為焊接時(shí)間3 min 時(shí)不同焊接溫度下的Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的SEM 圖像，表4 為設(shè)置的焊接溫度參數(shù).從圖中可以發(fā)現(xiàn)，隨著焊接溫度的提高，界面層厚度逐漸增加，如圖7 所示.當(dāng)焊接溫度為210,230 ℃時(shí)，界面層厚度較薄，相對(duì)平坦，無(wú)缺陷產(chǎn)生；當(dāng)焊接溫度為250,270 ℃時(shí)，界面層逐漸變厚，這可能影響接頭的連接強(qiáng)度；當(dāng)焊接溫度為290 ℃時(shí)，界面層厚度急劇增加，這可能是因?yàn)镃u 原子吸收了大量的能量，加快了Cu 原子沿晶界的擴(kuò)散.

圖7 焊接溫度與焊接界面層厚度的關(guān)系Fig.7 Relationship between welding temperature and welding interface layer thickness

表4 焊接溫度參數(shù)的設(shè)置Table 4 Setting of welding temperature parameters

圖6 焊接時(shí)間3 min 不同焊接溫度下的Sn35Bi0.3Ag/Cu 接頭橫截面SEM 圖像Fig.6 SEM images of Sn35Bi0.3Ag/Cu joints at different welding temperatures for 3 min.(a) 210 ℃;(b) 230 ℃;(c)250 ℃;(d) 270 ℃;(e) 290 ℃

2.2 焊料的抗剪強(qiáng)度及斷口形貌分析

圖8 顯示了在210 ℃焊接溫度下不同焊接時(shí)間的Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的抗剪強(qiáng)度.可以看出，隨著焊接時(shí)間的增加，接頭的抗剪強(qiáng)度總體上先增加后降低，在焊接時(shí)間為3 min 時(shí)達(dá)到最大值，為50.4 MPa.焊接時(shí)間較短時(shí)，Sn35Bi0.3Ag/Cu接頭的抗剪強(qiáng)度均小于45 MPa，可能是因?yàn)楹附訒r(shí)間不足導(dǎo)致IMC 層太薄(小于1.4 μm)，從而造成焊接不充分.焊接時(shí)，助焊劑會(huì)部分揮發(fā)并從熔化的焊料中逸出.然而，當(dāng)焊接時(shí)間太短時(shí)，氣泡可能會(huì)殘留在焊料中，沒(méi)有足夠的時(shí)間逸出，導(dǎo)致固化后出現(xiàn)大的焊料空洞.因此，在較短焊接時(shí)間條件下，部分接頭的抗剪強(qiáng)度可能相對(duì)較低，導(dǎo)致較高的誤差.隨著焊接時(shí)間的增加，氣泡完全逸出，因此抗剪強(qiáng)度更加穩(wěn)定.當(dāng)焊接時(shí)間超過(guò)5 min 時(shí)，Sn35Bi0.3Ag/Cu 接頭的抗剪強(qiáng)度隨焊接時(shí)間的延長(zhǎng)呈下降趨勢(shì)，這表明熔融的焊料焊接時(shí)間越長(zhǎng)，對(duì)接頭的可靠性越不利.這可能與IMC 層過(guò)厚(大于2.0 μm)及產(chǎn)生的裂紋、空洞有關(guān).因此，從焊點(diǎn)可靠性角度綜合考慮，焊接時(shí)間為3 min 時(shí)最佳.

圖8 焊接時(shí)間與焊接接頭抗剪強(qiáng)度的關(guān)系Fig.8 Relationship between welding time and shear strength of welded joints

在焊接時(shí)間為3 min 的條件下研究了焊接溫度與焊接接頭的抗剪強(qiáng)度關(guān)系，如圖9 所示.從圖中可以發(fā)現(xiàn)，隨著溫度的增加，Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度稍微有些增加，隨后不斷下降.當(dāng)焊接溫度為210 ℃時(shí)，接頭的抗剪強(qiáng)度為50.4 MPa，在230 ℃時(shí)的剪強(qiáng)度最高為51.8 MPa.而后，隨著焊接溫度繼續(xù)升高到290 ℃，接頭的剪強(qiáng)度顯著下降到29.7 MPa.這一結(jié)果表明，焊接溫度顯著影響焊接接頭的力學(xué)性能.當(dāng)焊接溫度較低時(shí)，焊料與基體之間的原子擴(kuò)散及界面結(jié)合所需的能量不足，Sn 原子與Cu 原子的相互擴(kuò)散慢，生成的反應(yīng)中間層的厚度太薄甚至沒(méi)有，在受到載荷作用時(shí)，不能有效的傳遞外加載荷，導(dǎo)致接頭的力學(xué)性能較差.而過(guò)高的焊接溫度導(dǎo)致焊接所生成的反應(yīng)中間層過(guò)厚，界面層中的IMC 變得粗大，容易在界面產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，在焊縫中容易產(chǎn)生裂紋、氣孔等缺陷，對(duì)接頭的性能產(chǎn)生不利影響，導(dǎo)致焊接接頭抗剪強(qiáng)度的下降.因此，綜合考慮焊接溫度對(duì)焊接接頭強(qiáng)度的影響，設(shè)置焊接溫度為230 ℃較為合適.

圖9 焊接溫度與焊接接頭抗剪強(qiáng)度的關(guān)系Fig.9 Relationship between welding temperature and shear strength of welded joints

為了進(jìn)一步探究焊接時(shí)間對(duì)焊接接頭抗剪強(qiáng)度的影響，對(duì)焊接接頭的斷口形貌進(jìn)行了分析.圖10顯示了不同焊接時(shí)間下的Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭斷口顯微組織.從圖中可以發(fā)現(xiàn)，雖然焊接時(shí)間不同，但開(kāi)裂部位和斷口形貌差別不是很大.從圖10a中可以發(fā)現(xiàn)，斷口形貌在宏觀上看相對(duì)平整，說(shuō)明焊接接頭是從Cu/IMC/焊料一側(cè)發(fā)生的斷裂.這是因?yàn)楹噶吓c界面之間在力學(xué)性能方面有很大的差異，界面處不同的熱膨脹系數(shù)和應(yīng)力集中導(dǎo)致界面處的斷裂.對(duì)斷口基體及附著上面的顆粒進(jìn)行EDS 能譜分析可知，斷口基體為Sn 基(Sn 的原子占比為93.79%)，附著在上面的顆粒為Cu6Sn5(Cu,Sn 原子占比分別為47.8% 和45.0%，原子比近似為6∶5)，說(shuō)明焊接接頭是從IMC/焊料一側(cè)發(fā)生的斷裂.同樣，其斷口形貌上也附著一些Bi 相顆粒，它的存在導(dǎo)致了接頭脆性斷裂的產(chǎn)生.隨著焊接時(shí)間的增加(小于3 min)，斷口處的脆性斷裂程度有所下降，斷口表面留下的空穴有所增加(Cu6Sn5晶粒被拉出引起的).這說(shuō)明隨著焊接時(shí)間的增加(小于3 min)，由Bi 相顆粒引起的斷裂有所下降，Cu6Sn5晶粒引起的斷裂有所增加，且Cu6Sn5晶粒的抗拉強(qiáng)度高于Bi 相顆粒的抗拉強(qiáng)度，因此也從側(cè)面反映了焊接接頭抗剪強(qiáng)度提高的原因.隨著焊接時(shí)間的繼續(xù)增加，由Bi 相顆粒引起的脆性斷裂程度有所增加，且在斷口表面留下的空穴尺寸也有所增大(Cu6Sn5晶粒的尺寸變得粗大引起的)，這兩方面的共同作用降低了焊接接頭的抗剪強(qiáng)度.根據(jù)上述結(jié)果和討論可知，焊接接頭的斷裂發(fā)生在IMC/焊料一側(cè)，且當(dāng)焊接時(shí)間為3 min 時(shí)，焊接接頭斷口的脆性斷裂特征最少，Cu6Sn5晶粒引起的斷裂特征較多，因而提高了焊接接頭的抗剪強(qiáng)度.

圖10 210 ℃不同焊接時(shí)間下Sn35Bi0.3Ag/Cu 接頭的斷口形貌Fig.10 Fracture morphology of Sn35Bi0.3Ag/Cu joints welded at 210 ℃ for different time.(a) 1 min;(b) 2 min;(c) 3 min;(d) 5 min;(e) 7 min;(f) 9 min

圖11 為焊接時(shí)間為3 min 時(shí)不同焊接溫度下的焊接接頭斷口顯微組織.從圖中可以發(fā)現(xiàn)，焊接接頭斷口表面具有附著的Bi 顆粒及Cu6Sn5顆粒，這兩方面的共同作用導(dǎo)致了焊接接頭的斷裂.當(dāng)焊接溫度為210 ℃時(shí)，斷口表面存在較多Bi 顆粒及少量的Cu6Sn5顆粒.在230 ℃時(shí)，斷口表面附著的Bi 顆粒有所減少，由Cu6Sn5顆粒被拉伸引起的空穴有所增加.這是因?yàn)楫?dāng)焊接溫度較低時(shí)，焊料與基體之間的原子擴(kuò)散及界面結(jié)合所需的能量不足，Sn 原子與Cu 原子的相互擴(kuò)散慢，生成的反應(yīng)中間層(Cu6Sn5) 的厚度太薄甚至沒(méi)有，因而由Cu6Sn5引起的拉伸斷裂特征相對(duì)較少.從圖11c～11e 中可以發(fā)現(xiàn)，接頭斷口處的空穴尺寸明顯增大.這是因?yàn)殡S著焊接溫度的繼續(xù)增加，焊接能量增加，Sn 原子與Cu 原子的相互擴(kuò)散速率增加，生成的反應(yīng)中間層過(guò)厚，界面層中的IMC 變得粗大，因而對(duì)接頭的性能產(chǎn)生不利影響，導(dǎo)致焊接接頭抗剪強(qiáng)度的下降.通過(guò)分析發(fā)現(xiàn)，斷口形貌特征與焊接接頭抗剪強(qiáng)度相吻合.因此，綜合考慮焊接溫度對(duì)焊接接頭強(qiáng)度的影響，設(shè)置焊接溫度為230 ℃較為合適.

圖11 焊接時(shí)間3 min 不同焊接溫度下Sn35Bi0.3Ag/Cu 接頭的斷口形貌Fig.11 Fracture morphology of Sn35Bi0.3Ag/Cu joints at different welding temperatures and welding time of 3 min.(a)210 ℃;(b) 230 ℃;(c) 250 ℃;(d) 270 ℃;(e) 290 ℃

2.3 焊料的釬著率

圖12 顯示了210 ℃不同焊接時(shí)間下的Sn35 Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的超聲無(wú)損檢測(cè)圖像，圖中藍(lán)色區(qū)域表示焊接良好，空白區(qū)域表示有焊接缺陷.從圖中可以看出，每一個(gè)焊接接頭都有少量的缺陷，這可能是由于擴(kuò)散時(shí)產(chǎn)生的氣體及夾雜引起的.圖13 顯示了焊接時(shí)間與釬著率的關(guān)系.可以發(fā)現(xiàn)，隨著焊接時(shí)間的增加，Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的釬著率總體上先增加后降低.當(dāng)焊接時(shí)間為1 min 時(shí)，Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的釬著率為97.4%，當(dāng)焊接時(shí)間為3 min 時(shí)，接頭的釬著率最高，為98.92%，隨著焊接時(shí)間的繼續(xù)增加，接頭的釬著率降至92.7%.焊接時(shí)，助焊劑會(huì)部分揮發(fā)并從熔化的焊料中逸出，然而，當(dāng)焊接時(shí)間太短時(shí)(小于3 min)，氣泡可能會(huì)殘留在焊料中，沒(méi)有足夠的時(shí)間逸出，導(dǎo)致固化后出現(xiàn)大的焊料空洞，因而釬著率較低.隨著焊接時(shí)間的增加，氣泡完全逸出，接頭釬著率升高.當(dāng)焊接時(shí)間過(guò)長(zhǎng)時(shí)(大于3 min)，會(huì)導(dǎo)致焊接所生成的反應(yīng)中間層過(guò)厚，界面層中的IMC 變得粗大，容易在界面產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，在焊縫中容易產(chǎn)生裂紋、氣孔等缺陷，從而降低了接頭的釬著率.表5 顯示了不同焊接時(shí)間下接頭釬著率與抗剪強(qiáng)度的關(guān)系.可以看出，隨著焊接時(shí)間的增加，接頭的釬著率與抗剪強(qiáng)度都是先升高后降低，這表明接頭的釬著率對(duì)抗剪強(qiáng)度有很大影響.綜合考慮，焊接時(shí)間為3 min 時(shí)較好.

圖12 焊接溫度210 ℃不同焊接時(shí)間時(shí)Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的超聲無(wú)損檢測(cè)圖像Fig.12 Ultrasonic nondestructive testing images of Sn35Bi0.3Ag/Cu welded joints with different welding time at 210 ℃.(a) 1 min;(b) 2 min;(C) 3 min;(d) 5 min;(e) 7 min;(f) 9 min

圖13 焊接時(shí)間與焊接接頭釬著率的關(guān)系Fig.13 Relationship between welding time and brazing rate of welded joints

表5 不同焊接時(shí)間下釬著率與抗剪強(qiáng)度的關(guān)系Table 5 Relationship between brazing rate and shear strength at different welding times

對(duì)不同焊接溫度下的焊接接頭進(jìn)行超聲無(wú)損檢測(cè)，如圖14 所示.可以發(fā)現(xiàn)，隨著焊接溫度的升高，焊接接頭里的空白區(qū)域先減少后增加.將其用釬著率表示，如圖15 所示.當(dāng)焊接溫度為210 ℃時(shí)，釬著率為98.92%；當(dāng)焊接溫度為230 ℃時(shí)，釬著率稍微得到了提高，為99.14%，可能是因?yàn)楹附訙囟忍岣?，接頭中的助焊劑會(huì)完全揮發(fā)并從熔化的焊料中逸出，且焊接時(shí)焊料的流動(dòng)性較好.之后，隨著焊接溫度的升高，釬著率隨之下降，當(dāng)焊接溫度達(dá)到290 ℃時(shí)，從圖14e 中可以看出，空白區(qū)域非常多，釬著率為90.36%，焊接質(zhì)量較差.這可能是因?yàn)楦邷貢r(shí)Cu 和Sn 在焊接過(guò)程中擴(kuò)散速率不同導(dǎo)致某些空位聚集，這些空位會(huì)生長(zhǎng)成孔洞，且高溫時(shí)容易導(dǎo)致焊料的流失以及助焊劑的揮發(fā)和分解過(guò)于劇烈，在焊縫中容易產(chǎn)生氣孔等缺陷，使得接頭組織的致密度降低，從而對(duì)接頭性能的提高產(chǎn)生不利影響，導(dǎo)致釬焊接頭抗剪強(qiáng)度的下降.表6顯示了不同焊接溫度下釬著率與抗剪強(qiáng)度的關(guān)系.從表中可以看出，隨著焊接溫度的提高，釬著率與抗剪強(qiáng)度都得到提高，在230 ℃時(shí)達(dá)到最大值，之后隨著溫度的提高均下降.這表明，焊接溫度對(duì)釬著率、抗剪強(qiáng)度有顯著的影響，且釬著率對(duì)抗剪強(qiáng)度有一定的影響.因此，綜合考慮焊接溫度對(duì)釬著率、抗剪強(qiáng)度的影響，焊接溫度為230 ℃時(shí)焊接性能最佳.

圖14 焊接時(shí)間3 min 不同焊接溫度下的Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭的超聲無(wú)損檢測(cè)圖像Fig.14 Ultrasonic nondestructive testing images of Sn35Bi0.3Ag/Cu welded joints at different welding temperatures for welding time of 3 min.(a) 210 °C;(b) 230 °C;(c) 250 °C;(d) 270 °C;(e) 290 °C

圖15 焊接溫度與焊接接頭釬著率的關(guān)系Fig.15 Relationship between welding temperature and brazing rate of welded joints

表6 不同焊接溫度下釬著率與抗剪強(qiáng)度的關(guān)系Table 6 Relationship between brazing rate and shear strength at different welding temperatures

3 結(jié)論

(1) Sn35Bi0.3Ag/Cu 焊接接頭中的IMC 包括Cu6Sn5,Cu3Sn,Ag3Sn.IMC 層厚度隨著焊接時(shí)間和焊接溫度的增加而增加.隨著IMC 層厚度的增加，抗剪強(qiáng)度先增大后減小.在焊接溫度230 ℃、焊接時(shí)間3 min 時(shí)獲得最大抗剪強(qiáng)度(51.8 MPa)，其中生成的Ag3Sn 相可以抑制Cu3Sn 相的生長(zhǎng)，提高接頭的力學(xué)性能.

(2)不同焊接參數(shù)下接頭的釬著率不同.隨著焊接溫度和焊接時(shí)間的增加，釬著率均先增加后減少，焊接溫度為230 ℃、焊接時(shí)間為3 min 時(shí)，焊接接頭的釬著率最大，為99.14%.

(3)在焊接時(shí)間短、焊接溫度低的情況下，界面反應(yīng)不充分，IMC 厚度較薄，抗剪強(qiáng)度低.當(dāng)時(shí)間和溫度適中時(shí)，接頭強(qiáng)度由釬著率及IMC 厚度決定.進(jìn)一步延長(zhǎng)焊接時(shí)間和提高焊接溫度，釬著率較低，IMC 層厚度較厚，且會(huì)在界面層產(chǎn)生Kirkendall 空洞和裂紋，影響接頭的抗剪強(qiáng)度.

(4)對(duì)焊接接頭斷口形貌分析發(fā)現(xiàn)，焊接接頭的斷裂由Bi 相顆粒及Cu6Sn5顆粒共同作用.當(dāng)焊接時(shí)間較短或焊接溫度較低時(shí)，由Bi 相引起的脆性斷裂特征較多.而當(dāng)焊接時(shí)間過(guò)長(zhǎng)或焊接溫度較高時(shí)，IMC 層厚度較厚，Cu6Sn5顆粒尺寸較為粗大，嚴(yán)重影響焊接接頭的抗剪強(qiáng)度.綜合考慮焊接時(shí)間及焊接溫度對(duì)接頭性能的影響，當(dāng)焊接時(shí)間為3 min、焊接溫度為230 ℃時(shí)，接頭的抗剪強(qiáng)度最佳.