Ti-CU固相扩散界面研究

采用“铆钉法”制备了界面为曲面的Ti-Cu扩散偶。用光学显微镜和彩色金相技术,研究了真空保温过程中界面的迁移情况及其影响因素。结果表明,界面迁移受原子扩散控制;温度、保温时间是影响扩散的主要因素。     

Ni/Sn固液扩散偶相界面的实验研究

采用"坩埚法"制备了曲面的Ni/Sn同液扩散偶,将扩散偶置于SK2管式电阻炉中在不同的工艺条件下进行热处理,利用光学显微镜和电子探针微区分析技术对相界面的变化和扩散层的成分进行观察和分析.结果表明,Ni/Sn扩散溶解层的厚度和层数随温度的升高和时间的延长而增加,生成金属间化合物的顺序依次为Ni3Sn4、Ni3Sn、Ni3Sn2.     

温度梯度作用下的Ni/Sn/Cu焊点界面反应分析

采用Ni/Sn/Cu互连焊点作为研究对象,在不涉及电迁移效应条件下,设置温度梯度为TG=1 046℃/cm,研究在热迁移作用下镍为热端、铜为冷端时界面金属间化合物(intermetallic compound,简称IMC)的显微组织变化. 结果表明,随着热迁移加载时间的增加,冷、热两端界面IMC的厚度都增加,但冷端界面IMC的生长速率大于热端.EDS分析表明,界面IMC是(Cu,Ni)6Sn5相,并且热端IMC中的Ni元素含量高于冷端. 另外,在冷端的界面(Cu,Ni)6Sn5相中观察到大量的空洞,且在(Cu,Ni)6Sn5/Cu界面之间没有观察到Cu3Sn.     

Ti/Cu固相相界面扩散溶解层形成机制的研究

采用镶嵌式扩散偶,在不同退火处理条件下,对Ti/Cu扩散溶解层的形成机制进行了研究.利用扫描电子显微镜背散射电子像和二次电子像观察和分析扩散溶解层的形态和结构,从扩散、溶解与结晶角度研究扩散溶解层的形成机制.结果表明:在不同的扩散温度和时间下,Ti/Cu相界面扩散溶解层的形成是Ti和Cu固相扩散、溶解与结晶的结果;相界面处将几乎同时结晶出不同层数、厚度和结构的扩散溶解层;Cu或Ti原子百分含量相对较低的Cu-Ti化合物优先形成,究竟形成一个还是几个相层,这主要由Cu在Ti中和Ti在Cu中的的浓度分布决定.Ti和Cu在700℃固相扩散时,原子扩散流为Cu扩散进入Ti,Ti很少扩散进入Cu,因此,除了Cu4Ti相层在Cu丝上形成以外,其余5个相层都在Ti基体上形成;Cu2Ti和Cu3Ti2以及Cu4Ti3和CuTi化合物相层几乎同时形核并以"竹笋状"方式相向长大,互相交错重叠,表现出比较明显的浮凸;另外,Cu4Ti和CuTi2化合物相层以"平面状"方式长大.     

Ti-Cu固相相界面的扩散研究

采用铆钉法制备了Ti-Cu扩散偶,即将预处理后的铜丝嵌入到块状钛基体中,制备包含准相界面的样品。观察在600～700℃真空烧结不同时间时的钛铜界面的扩散情况,研究了烧结温度和保温时间对扩散层厚度的影响。结果表明,扩散层的厚度随烧结温度的提高和保温时间的延长而增厚。     

电迁移对Ni/Sn3.0Ag0.5Cu/Cu焊点界面反应的影响

研究了温度为150℃,电流密度为5.0×10³A/cm²的条件下电迁移对Ni/Sn3.0Ag0.5Cu/Cu焊点界面反应的影响.回流焊后在Sn3.0Ag0.5Cu/Ni和Sn3.0Ag0.5Cu/Cu的界面上均形成了（Cu,Ni）₆Sn₅型化合物.时效过程中界面化合物随时效时间增加而增厚,时效800 h后两端的化合物并没有发生转变,仍为（Cu,Ni）₆Sn₅型.电流方向对Cu基板的消耗起着决定作用.当电子从基板端流向芯片端时,电流导致基板端Cu焊盘发生局部快速溶解,并导致裂纹在Sn3.0Ag0.5Cu/（Cu,Ni）₆Sn₅界面产生,溶解到钎料中的Cu原子在钎料中沿着电子运动的方向向阳极扩散,并与钎料中的Sn原子发生反应生成大量的Cu₆Sn₅化合物颗粒.当电子从芯片端流向基板端时,芯片端Ni UBM层没有发生明显的溶解,在靠近阳极界面处的钎料中有少量的Cu₆Sn₅化合物颗粒生成,电迁移800 h后焊点仍保持完好.电迁移过程中无论电子的运动方向如何,均促进了阳极界面处（Cu,Ni）₆Sn₅的生长,阳极界面IMC厚度明显大于阴极界面IMC的厚度.与Ni相比,当Cu作为阴极时焊点更容易在电迁移作用下失效.     

Ti/Ni多层复合材料界面扩散行为的研究

本文针对累积叠轧5道次制备的Ti/Ni多层结构复合材料试样进行热处理,采用光学显微镜和扫描电镜分析方法,对复合材料的显微组织、界面结构和扩散反应层厚度等进行观察分析,结合动力学理论研究了Ti/Ni界面的扩散行为。研究结果表明：试样经过累积叠轧5道次轧制后,Ti/Ni界面未发生扩散;在(550 ℃-750 ℃)×(0.5 h-8 h)热处理后,Ti/Ni界面发生扩散,扩散层厚度与保温时间呈幂函数关系,与加热温度呈指数关系;随着热处理温度的升高,Ti-Ni扩散层的生长方式由650 ℃以下的体扩散控制逐渐转变为晶界扩散控制。通过计算和验证得到采用累积叠轧5道次制备的Ti/Ni多层复合材料的Ti/Ni界面固相反应层生长动力学方程为：y=1.7043*104*exp(-78202/RT) *t1.2009-0.0008T。     

Ti-Ni固相相界面的扩散研究

采用"铆钉法"制备了界面为曲面的Ti-Ni二元扩散偶,并将扩散偶置于真空退火炉中进行热处理。利用彩色金相技术观察在500~700℃范围内真空烧结不同时间时界面的扩散情况。结果表明,扩散层的厚度随烧结温度的提高和保温时间的延长而增厚;扩散层由不同的亚层组成。     

基于分子动力学的Cu3Sn/Cu界面元素扩散行为数值模拟

文中采用修正的嵌入原子势函数(modified embedded atomic method, MEAM)的分子动力学模拟,研究了无铅焊点中Cu3Sn/Cu界面元素的扩散过程,对界面元素的扩散行为进行了分析计算,获得了界面各元素的扩散激活能,根据元素扩散的经验公式得出界面过渡区的厚度表达式. 结果表明, 扩散过程中主要是铜晶格中Cu原子向Cu3Sn晶格中扩散. 其中,铜晶格内原子以较慢的速率扩散,但可以深入Cu3Sn晶格内部,Cu3Sn中原子以较快的速率扩散,但难以进入铜晶格内部. 结合阿伦尼乌斯关系和爱因斯坦扩散定律,计算得到界面处铜晶格原子的扩散激活能为172.76 kJ/mol,界面处Cu3Sn晶格中Cu原子扩散激活能为52.48 kJ/mol,Sn原子扩散激活能为77.86 kJ/mol.     

Cu-Ni交互作用对Cu/Sn/Ni焊点液固界面反应的影响

研究Cu/Sn/Ni焊点在250℃液固界面反应过程中Cu-Ni交互作用对界面反应的影响。结果表明:液固界面反应10 min后,Cu-Ni交互作用就已经发生,Sn/Cu及Sn/Ni界面金属间化合物(IMCs)由浸焊后的Cu6Sn5和Ni3Sn4均转变为(Cu,Ni)6Sn5,界面IMCs形貌也由扇贝状转变为短棒状。在随后的液固界面反应过程中,两界面IMCs均保持为(Cu,Ni)6Sn5类型,但随着反应的进行,界面IMC的形貌变得更加凸凹不平。Sn/Cu和Sn/Ni界面IMCs厚度均随液固界面反应时间的延长不断增加,界面IMCs生长指数分别为0.32和0.61。在液固界面反应初始阶段,Sn/Cu界面IMC的厚度大于Sn/Ni界面IMC的厚度;液固界面反应2 h后,由于Cu-Ni交互作用,Sn/Cu界面IMC的厚度要小于Sn/Ni界面IMC的厚度,并在液固界面反应6 h后分别达到15.78和23.44μm。     

纳米Ni/CNTs、Cu/CNTs复合粒子的制备及其催化性能

以碳纳米管(CNTs)为载体,采用化学沉积法制备了纳米Ni/CNTs、Cu/CNTs复合粒子,利用TEM、SEM、XRD、EDS、BET、XPS等方法对产物的形貌、结构、元素含量进行了表征,并应用DSC研究了纳米Ni、Cu、CNTs等单一纳米粒子及Ni/CNTs、Cu/CNTs复合粒子对AP热分解的催化作用.结果表明:Ni/CNTs、Cu/CNTs复合粒子结晶好、包复均匀、比表面积大.纳米Ni、Cu等单一纳米粒子和Ni/CNTs、Cu/CNTs复合粒子均能使AP热分解的高温分解峰峰温降低、表观分解热增加,具有良好的催化性能.相比较而言,纳米复合粒子的催化性能均优于其相应单一组分,表现出良好的正协同作用.复合粒子中以Cu/CNTs复合粒子的催化效果最为显著,使AP的高温分解峰峰温降低112.15℃,使总表观分解热增加839 J/g.并初步探讨了催化机制.     

Cu／Mo／Cu爆炸复合界面组织特征

用爆炸复合的方法,试制出了Cu/Mo/Cu板材。用光学显微镜和扫描电镜研究了其界面组织特征;并利用显微硬度考察了界面附近硬度及界面附近的形变特点。结果表明：Cu/Mo/Cu复合材具有波形结合面和平直结合面;波形界面存在熔区,其熔区的显微硬度高于Cu基体而低于Mo基体。     

Cu/Mo/Cu复合板界面变形及厚度配比

采用热轧+温轧方法制备Cu/Mo/Cu复合板,研究轧制工艺对复合板结合界面及组元厚度配比的影响。结果表明：经过轧制变形后,铜钼界面实现紧密结合且结合机制为齿状啮合,铜层外表面和靠近界面层的晶粒比中部细小;随着变形量的增加,铜层等轴状晶粒沿轧制方向被拉伸,界面结合效果明显改善,且由齿状变得较为平直。分析组元厚度配比,铜层变形量较钼层的大,随着总压下量的增加,组元压下率的差值减小,变形量逐渐趋于一致;首次提出了Cu/Mo/Cu三层复合板厚度配比的关系,为实际选择原料提供依据     

立方织构Ni/Cu双金属基带制备

对在铜带上沉积Ni层过程中,电化学参数对Ni层立方织构形成的影响进行了研究.研究结果显示:只有当阴极电位足够低、镀液pH值在3到4之间时,Ni层才具有立方织构.电化学参数对Ni层立方织构形成的影响可以用几何选择理论进行解释.最后,对Ni层立方织构的热稳定性也进行了研究.     

SnPb钎料与Au/Ni/Cu焊盘反应过程中Au的分布

采用熔融的共晶锡铅钎料熔滴与Au/Ni/Cu焊盘瞬时接触液固反应形成钎料凸点,随后进行再流焊及老化.对这一过程中的钎料/焊盘界面金属间化合物组织的演化,尤其是Au-Sn化合物的形成及分布进行了研究.结果表明,钎料熔滴与焊盘液固反应形成了Au-Sn界面化合物,铜层未完全反应.在随后的再流焊过程中,界面处的铜层完全消耗掉,镍层与钎料反应形成Ni3Sn4界面组织;针状的AuSn4化合物分布于钎料基体中.老化条件下分布于钎料基体中的AuSn4重新在界面沉积,在Ni3Sn4层上形成(AuxNi1-x)Sn4层.(AuxNi1-x)Sn4在界面的沉积遵循分解扩散机制,并促进富铅相的形成.钎料与焊盘反应过程中Au-Sn化合物的演化及分布直接影响钎料与焊盘的连接强度.     

MOLECULAR DYNAMICS SIMULATION OF STRENGTH ENING MECHANISM OF Cu/Ni MULTILAYERS

运用分子动力学方法模拟了Cu/Ni薄膜结构在纳米压入和微摩擦过程位错的运动规律, 探讨了薄膜结构中位错与界面的相互作用规律. 结果表明: Cu/Ni多层膜结构中的层间界面会阻碍位错继续向材料内部扩展, 阻碍作用主要来自于两个方面: 界面失配位错网对位错运动的排斥阻力使其难以到达或穿过界面; 由弹性模量差而产生的界面镜像力使位错被限制在Cu单层膜内运动. 这种阻碍作用有利于提高Cu/Ni多层薄膜的力学性能.     

Cu/Ni多层膜强化机理的分子动力学模拟

运用分子动力学方法模拟了Cu／Ni薄膜结构在纳米压入和微摩擦过程位错的运动规律,探讨了薄膜结构中位错与界面的相互作用规律．结果表明：Cu／Ni多层膜结构中的层间界面会阻碍位错继续向材料内部扩展,阻碍作用主要来自于两个方面：界面失配位错网对位错运动的排斥阻力使其难以到达或穿过界面;由弹性模量差而产生的界面镜像力使位错被限制在Cu单层膜内运动．这种阻碍作用有利于提高Cu／Ni多层薄膜的力学性能．     

AZ31B/Cu复合材料的扩散焊制备与界面显微组织分析

采用真空扩散焊工艺,在加热温度500℃、保温时间40 min、压力2.5 MPa、真空度1.0×10-2 Pa下制备了变形镁合金AZ31B/Cu双金属复合材料,并对复合材料界面区的微观结构和力学性能进行分析,探讨了界面反应层的形成机理。结果表明:铜在镁合金一侧富集出现晶界渗透现象。镁合金/Cu界面的组织依次为:α-Mg和沿其晶界析出相Mg17(Cu,Al)12/α-Mg/(α-Mg+Mg2Cu)共晶/Cu2Mg金属间化合物/(α-Mg+Mg2Cu)共晶/Cu(Mg)固溶体。硬度在基体两侧到界面中心区域内呈台阶式增加,最高显微硬度达到3510 MPa。Cu2Mg两侧的共晶液相出现具有先后次序,晶界渗透区与Cu2Mg之间先形成Mg-Cu共晶液相,然后共晶液相中的Mg原子穿越Cu2Mg层扩散至Cu侧,在Cu2Mg与Cu(Mg)固溶体之间形成Mg-Cu共晶液相。复合材料的界面抗剪强度达到61 MPa,剪切断裂发生在界面扩散层内,断口由撕裂棱和撕裂棱两边的大小不一的解理台阶构成。     

Effect of immersion Ni plating on interface microstructure and mechanical properties of Al/Cu bimetal

A nickel-based coating was deposited on the pure Al substrate by immersion plating, and the Al/Cu bimetals were prepared by diffusion bonding in the temperature range of 450–550 °C. The interface microstructure and fracture surface of Al/Cu joints were studied by scanning electron microscopy (SEM) and X-ray diffraction (XRD). The mechanical properties of the Al/Cu bimetals were measured by tensile shear and microhardness tests. The results show that the Ni interlayer can effectively eliminate the formation of Al-Cu intermetallic compounds. The Al/Ni interface consists of the Al₃Ni and Al₃Ni₂ phases, while it is Ni-Cu solid solution at the Ni/Cu interface. The tensile shear strength of the joints is improved by the addition of Ni interlayer. The joint with Ni interlayer annealed at 500 °C exhibits a maximum value of tensile shear strength of 34.7 MPa.