高温下でのSnBiはんだの微細構造と機械的特性に及ぼす再溶融熱処理の影響

Sep 19, 2023

Scientific Reports volume 12、記事番号: 9550 (2022) この記事を引用

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1 オルトメトリック

メトリクスの詳細

Al/Ni薄箔の自己伝播反応に基づく熱源は、熱が集中し、温度上昇/下降速度が速く、熱影響部が小さいという特徴があります。 はんだの溶融と凝固結晶化を数ミリ秒以内に完了させてはんだ相互接続を実現することができ、パッケージ構造のモノリシック加熱によって引き起こされる熱に弱い材料やコンポーネントへの損傷の問題を解決できます。 ただし、高度に非定常的な相互接続プロセスにより、結果として生じる微細構造の形態が、相互接続されたジョイントの使用パフォーマンスに影響を与える可能性があります。 そこで本論文では、はんだの自己伝播反応に基づいてはんだ後の微細構造を調べるため、厚さ300μmのSnBiはんだを40℃で加熱し、はんだ後の微細構造に及ぼす初期微細構造の影響を解析した。 μmのAl/Ni薄箔。 結果は、溶融時間が短いと、溶融プロセス中に不均一相の溶融が不完全になり、元素が不均一に分布する可能性があり、これが凝固した微細構造の形態と組成分布に重大な影響を与えることを示しました。溶融部の硬度分布。 上記の結論は、理論的指針と工学的応用の両方にとって重要な自己伝播反応に基づいて相互接続プロセスを改善する可能性を秘めています。

電子パッケージングのはんだ相互接続プロセスは、通常、デバイスの内蔵加熱によって行われます。 材料の熱膨張係数 (CTE) が異なるため、界面に熱応力の集中が形成され、デバイスの内部熱感度に損傷を与え、コンポーネントと材料の熱的不整合が生じ、パッケージの信頼性が低下します。 SnPb はその固有の毒性により電子情報製品への使用が禁止されて以来、Sn ベースの鉛フリーはんだが広く研究され、Sn-Pb はんだの代替として商業的に使用されてきました。 近年、鉛フリーはんだの需要は高まり続けており、多くの鉛フリーはんだが検討されています。 Yuanyuan Qiao ら 1 は、準その場法を使用して、単一の β-Sn 粒子を含む Cu/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Cu マイクロはんだ接合における金属間化合物 (IMC) の、エージングの有無によるエージング中の成長挙動を観察しました。温度勾配 (TG) を計算し、β-Sn 粒子の配向を考慮して IMC の形態と厚さを予測するソリューションを考え出します。 Xiaoyang Biら2は、Co-Ni膜の添加によりNi膜とNi3Sn4 IMCの機械的特性が向上することを発見した。 Haozhong Wang et al.3 は、Ni-CNT の添加後に Sn-3.0Ag-0.5Cu 複合はんだ合金の硬度と弾性率が向上することをテストを通じて確認しました。 上記文献は、従来のはんだ付け方法に元素を追加してはんだ強度を向上させる方法を検討する観点からのものであり、高速自己伝播反応におけるはんだ強度を向上させる方法についての研究は少ない。 、高速自己伝播反応下での SnBi はんだの微細構造と機械的特性に対する再溶融熱処理の影響を研究することにより、この論文は理論的指針と工学的応用の両方にとって重要です。

自己伝播反応配線技術は、上記の課題をより効果的に解決することができます。 自己伝播反応はんだ相互接続技術は、反応物質間の高い化学反応熱による自己発熱および自己伝導効果を利用してはんだを溶融します。 Al と Ni のナノ層が交互に並んだナノ薄箔は、励起が容易で熱効率が高いため、一般に AlNi 自己伝播薄箔と呼ばれ、パッケージの相互接続で使用される最も一般的な自己伝播反応材料の 1 つです。 。 反応式は記号式で表されます。 (1)。

Heerden et al.4 は、SnPb はんだと AlNi の自己伝播薄箔反応を使用してシリコン チップと銅ヒート シンク間の相互接続を完成させ、その技術を故障したデバイスの再加工に適用しました。 Qiu et al.5 は、AlNi の自己伝播薄膜反応を利用してシリコンウェーハ間の直接接合を実現し、IPA 漏れテストに合格しました。 Namazuら6は、マグネトロンスパッタリングを使用して、AuSnはんだの上に薄いAlNi箔を堆積し、その後、薄い箔の発火によって発生する熱を利用してはんだを溶かし、MEMSデバイスを接続しました。 Levin et al.7 は、電気コネクタとプリント基板間の接続を完成させるために、自己伝播を利用して室温で AuSn はんだを発熱的に溶かしました。

デバイスの接続を可能にするために、これらのアプリケーションでは、はんだを溶かすために発熱する薄い箔の自己伝播反応が使用されていました。 しかし、はんだは自己伝播反応が速く、熱源が高密度であるため、非常に短い周期（約0.2ms）で急速に加熱・冷却（約105～107℃/s）し、非常に高温になります。はんだ層の勾配 (1~3*107 °C/m)8,9,10。 溶解プロセス中に、短い液体状態の影響を受けたはんだは完全に対流混合できません。 元素の拡散は、短い液相時間によっても影響を受け、従来の溶融結晶微細構造とは異なるはんだ固化の結晶微細構造が生じ、はんだの元の微細構造の特定の継承を示します11、12、13。 この主題に関する研究は不足しているため、この論文では、自己伝播する高速熱源の作用下でのはんだの初期微細構造が接合部の溶融ゾーンの微細構造に及ぼす影響を調べます14、15、16。

この記事で説明する自己伝播反応は、インジウム ナノ多層フォイル (NanoFoil) に基づいています。 この薄箔は、図 1 に示す構造を持つ Al-Ni 反応性多層箔です。Al/Ni ナノ箔の厚さは 40 μm、Al と Ni の原子比は 1:1 であり、AlNi が最終製品。 箔の表面には、自己伝播箔との間の濡れを改善するために、厚さ 1 μm の濡れ層 (59 wt% Ag ～ 27.25 wt% Cu ～ 12.5 wt% In ～ 1.25 wt% Ti) がコーティングされています。はんだ層。

AlNiナノ薄箔の構造。

この論文で使用した既成はんだシートは、Shaanxi Turing Company から提供されました。 厚い (300 μm) SnBi はんだシートは、はんだシートを部分的に溶融するために自己伝播溶融用に選択され、元のはんだの微細構造と自己伝播高強度の作用下で再凝固した微細構造との違いを直感的に観察できるようになりました。スピード熱源。 図 2 は、これらのはんだシートの微細構造を示しています。

SnBi はんだシートの微細構造の形態。

この記事で使用した実験計画を図 3 に示します。高速熱源にさらされたときのはんだの溶融ゾーン全体の非平衡微細構造分布を研究するために、はんだ/自己伝播箔/はんだのサンドイッチ構造を作成しました。使用済み。 さらに、はんだと自己伝播フォイルがしっかりとフィットし、信頼性の高い接続が形成されるように、反応中にさまざまな圧力と予熱温度が反応構造に適用されました。 予熱温度が Al/Ni 箔の発火点 (約 200 °C) を超えると、Al/Ni 箔が直接発火し、予熱時間が長いため、Al ナノ層と Ni ナノ層の間の相互拡散が促進され、総熱収量と熱量が減少します。発電効率。

はんだ/自己伝播薄膜/はんだのサンドイッチ構造の概略図。

SnBi はんだシートは 2 つのグループに分けられました。 グループ A のはんだシートは未処理のままにし、グループ B のはんだシートを溶融し、10 °C/s の速度で室温まで冷却しました。 次に、グループごとに、既製のはんだの 2 つのコンポーネントの間に自己伝播フォイルを挿入しました。 このサンドイッチ構造に圧力を加えた後、図 4 に示すように、自己伝播フォイルがエネルギー励起と反応して、両側の 2 つのグループのはんだシートを溶かして接合部を形成するのに十分な熱を生成しました。

実験プロセスの概略図。

両方のグループのはんだは、自己伝播熱源を使用して加熱され、結果として生じる微細構造が比較されました。 結果を図 5 に示します。各グループの凝固微細構造は、同一の自己伝播高速熱源の影響下では異なっていました。 自己伝播高速熱源がグループ A のはんだ上で反応した後、溶融ゾーンの微細構造には、初期の微細構造と同様の高融点の Bi リッチ相が大幅に残留しました。 グループ B のはんだの場合、溶融ゾーンの微細構造は、再溶融した SnBi 共晶はんだの初期微細構造と同様の層状共晶微細構造を示しました。 SnBi はんだの初期微細構造が、自己伝播高速熱源が適用された後の微細構造形態に重大な影響を与えることが確認されました。

SnBi はんだの完全な微細構造と溶融ゾーンの微細構造。 (a、c) 未加熱の SnBi はんだ、(b、d) 熱処理した SnBi はんだ。

グループ A の SnBi はんだの表面をスキャンすると、図 6 に示すように、AlNi 薄箔ははんだと明らかな界面を形成し、相互拡散の形跡がないことがわかりました。豊富な相は均一に分布し、均一なサイズでした。 溶融領域に関しては、Bi リッチ相のサイズ分布は均一ではありませんでした。 最大サイズは 5 μm に達しましたが、最小サイズは 1 μm 未満でした。 これらの大きな残留相は、他の微細な共晶構造とは明らかに異なる方法で形成されます。 そして、その形成の主なメカニズムは、元素分散の欠如でした。

自己伝播高速熱源の作用後のSnBiはんだの溶融ゾーンの微細構造と表面スキャン結果。

溶融ゾーン全体の SnBi 組成は共晶点 (Sn 42% – Bi 58%) から発散しましたが、溶融ゾーンは Sn リッチ相と Bi リッチ相の交互共晶パターンを保持していました。 EDX 組成分析では、自己伝播する薄箔の表面に向かうにつれて Sn 含有量が低く、表面から離れると Sn 含有量が高くなる、溶融ゾーンにおける Sn 含有量の明確な勾配分布が示されました。 これは、SnBi はんだの Sn リッチ相と Bi リッチ相の溶融温度が異なるためです。 Bi リッチ相は融点が高いため、溶融プロセス中に Sn リッチ相よりも溶融しにくく、その結果、溶融領域の Sn 含有量が溶融開始時の共晶点よりも高くなりました。 一方、はんだは、溶融ゾーンの未溶融領域との界面から離れ、自己伝播する薄箔との溶融ゾーンの界面に向かう方向に凝固した。 図 7 と組み合わせると、自己伝播高速熱源の動作後のさまざまな領域の SnBi はんだの組成が明確に推定されます。 初期凝固プロセス中の溶融物の組成は亜共晶であり、SnBi はんだは Sn 初相を形成しやすい傾向がありました。 はんだは非常に非平衡な状態で凝固し、冷却速度と過冷却度がともに高く、共晶析出が共晶点以下で発生し、合金液はSn相とBi相の両方が過飽和であることがわかりました。 Sn と Bi は結晶化中に結晶化しますが、組成が共晶点から離れると共晶微細構造が析出し、擬共晶微細構造 (溶融物よりわずかに高い Sn 含有量) が形成されます。 急速凝固により初期の -Sn が取り込まれ、自己伝播する薄箔側への伝播が妨げられ、凝固開始時に溶融領域と非溶融領域の界面で Sn 濃度が高くなりました。 溶融物の Sn 濃度は、擬共晶微細構造と初期の -Sn の析出に伴って急速に低下しました。 その結果、Sn含有量は自己伝播薄箔から遠ざかるにつれて増加する勾配分布を示し、共晶点に近いはんだ組成ほどSn含有量が高くなっていた。

自己伝播高速熱源の作用後のさまざまな領域における SnBi はんだの組成。

SnBiはんだの未溶融領域と溶融領域間の接触の微細構造を図8に示します。未溶融領域のBiリッチ相は明確な輪郭を持ち、Snリッチ相との滑らかな界面を有することがわかりました。 ペースト領域内では、Sn リッチ相の層が大きな粒状の Bi リッチ相を取り囲み、続いて Bi リッチ相の層が Sn リッチ相の周囲を包み込んで共晶構造を形成しました。 溶融領域では、Biリッチ相とSnリッチ相が交互に分散していた。 未溶解部と溶解部の界面にはSnリッチ層が存在しており、元素分析の結果、Snリッチ層は未溶解部のSnリッチ相と同じ組成を有しており、Sn含有量は86.31～87.68であることが判明した。 ％であり、Ｂｉ元素の固溶度は平衡固溶度（２１％）よりも高かった。 この界面に残ったバルクの Bi に富む相は、点状の Sn に富む粒子が沈殿する相の平衡状態図の説明と基本的に一致することが判明しました。

SnBiはんだ溶融領域/未溶融領域界面の微細構造。

図 9 は、再溶融した SnBi はんだのさらなる表面スキャンを示しています。 薄い AlNi 箔とはんだの間の界面は容易に明らかであり、相互拡散の明白な証拠はありませんでした。 未溶融領域の微細構造のサイズは溶融領域のものよりわずかに大きく、Snリッチ相とBiリッチ相は未再溶融SnBiはんだよりも小さく、より均一に分布していました。 Ｂｉに富む相の粒径は本質的に１μｍ未満であった。

自己伝播型高速熱源の作用後の熱処理後のSnBiはんだの溶融ゾーンにおける微細構造と面スキャン要素の分布。 (a) 微細構造、(b) Al、(c) Ni、(d) Sn、(e) Bi、(f) Ag、(g) Cu。

さらに、再溶融したSnBiはんだの元素組成を各領域で分析しました。 結果を図 10 に示します。未溶融領域の Bi の元素組成は 52.36 wt% であり、微細構造形態も亜共晶微細構造と一致しており、目に見える初期の –Sn 相の生成と白色の Bi リッチ相が見られました。粒子は固溶体中に沈殿し、溶融物が亜共晶（58 wt%）であったことを示しました。 溶融ゾーンと未溶融ゾーンの間の界面では、Sn 対 Bi の重量比は 47.43:52.56 であり、まだ亜共晶でした。 SnBiはんだの再溶融中に、自己伝播する高速熱源の作用により溶融/未溶融界面にSnに富んだ層が形成されず、この層の組成が本質的に同一であることが発見されました。オリジナルの微細構造。 これは、再溶融した SnBi はんだの粒子サイズが小さく、微細構造が均一に分布しているため、両方の共晶相が溶融プロセス中に消費され、Bi に富む相が残存しないために起こりました。 そして、溶融物は組成が均一であり、再溶融していない SnBi はんだ溶融組成物よりも共晶点に近かった 17,18。 その結果、凝固プロセス中に溶融/未溶融界面から自己伝播する薄箔/はんだ接触部にβ-Sn相が析出することはなく、溶融/未溶融はんだ界面にSnに富んだバンドが存在しなくなりました。 組成は溶融ゾーン全体にわたって基本的に均一であり、Sn 濃度の分布にはわずかな勾配がありました。 凝固組成の勾配は非平衡凝固理論と一致しており、溶融組成は溶融/未溶融界面からはんだ/自己伝播薄箔境界まで凝固するにつれて共晶点に着実に近づきました。

自己伝播高速熱源の作用後の熱処理された SnBi はんだのさまざまな領域の組成。

図 11 は、はんだ接合部の溶融界面の周囲の微細構造の硬度分布を示しています。 溶融ゾーン内では、SnBi はんだの硬度は自己伝播箔から離れるにつれて急速に低下し、自己伝播箔に最も近い側で 0.54 GPa、63 μm の距離で 0.35 GPa に達します。 これは、SnBi共晶はんだの粒径が自己伝播薄箔から離れるにつれて大きくなり、溶融部の微細構造硬度も自己伝播薄箔から離れるにつれて増加するためである。 2 つのグループのはんだの溶融ゾーン内の微細構造の硬度分布を比較することにより、熱処理および精製された SnBi はんだの硬度は、自己伝播高分子の作用後の SnBi はんだの硬度よりわずかに低いことが判明しました。 -スピード熱源。硬度分布は、未熱処理の SnBi はんだの場合は 0.3 ～ 0.6 GPa、熱処理されたはんだの場合は 0.3 ～ 0.45 GPa です。 熱処理された SnBi はんだは、硬度のばらつきが小さく、硬度分布がより集中しています。 未溶融ゾーンの硬度分布の統計的分析により、高硬度相は主に Bi に富んだ硬くて脆い相の存在によって促進されることが明らかになりました。 熱処理後のはんだは主に層状共晶であり、SnBi はんだはより細かく、実質的な Bi リッチ相を欠いています。 脆くて硬い Bi リッチ相が本質的に除去されているため、再溶融はんだの硬度分布は未再溶融 SnBi はんだの硬度分布よりも均一になります。 これは、結晶粒の微細化が進むにつれて、はんだの平均硬度が低下し、はんだ内の硬度分布がより均一になることを示しています。

はんだ接合部の溶融界面周囲の微細構造の硬度分布。

先行研究によると、自己伝播高速熱源の影響下での SnBi はんだの微細構造の均一性は、凝固微細構造の形態に大きな影響を及ぼします。 はんだは自己伝播熱源の影響により溶ける時間が非常に速いため、元素の拡散が不十分になる場合があります。 内部元素拡散の不均質な微細構造により、大きなサイズの高融点相を含むはんだは、共晶温度に達してから短時間では共晶点に到達できません 22,23。 これは、はんだの不均一な微細構造の領域が共晶はんだの融点に達した場合でも、はんだが完全に溶融できないことを意味します。 さらに、元素の拡散が不十分であるため、温度が高融点相の融点を超えた場合でも、領域の元の組成分布が維持され、領域の元の微細構造が維持されます。

はんだ内の実際の物質移動プロセスをさらに解決するために、溶質の拡散距離は通常、不規則な原子ジャンプを使用して計算されます24。 まず、原子のジャンプ確率 P、ジャンプ周波数、ジャンプ距離 r、および拡散係数 D は次のような関係があることが以前に確立されました。

原子が n 回ジャンプし、各ジャンプをベクトル r として表し、最終ジャンプ ベクトル Rn を仮定するとします。

Rn の係数を求めるには、それにドット積を乗じて次のように求めます。

原子の跳躍はランダムであり、各跳躍の方向は前の跳躍とは独立していました。そのため、跳躍はどのベクトル方向に対しても同じ確率を持ち、どのベクトルも反対方向に対応するベクトルを持っていたため、次の平均値は次のようになります。多数のアトミック リープ後のジャンプ ベクトル \(\overline{{R_{n}^{2} }}\) は次のように表現されました。

原子ホッピング確率 P、ホッピング周波数 Γ、ホッピング距離 r、拡散係数 D を式 (1) で組み合わせると、 (2) の場合、拡散距離 d の式は次のように得られます。

ここで、a は拡散次元です。

SnBi はんだ中の異相 Bi の大きさは約 10 μm であるため、共晶融点以上の異種元素がはんだの一部に拡散したと仮定して拡散距離を計算すると、拡散係数が減少し、 SnBi はんだの異種相を溶解するのに必要な時間を表 125 に示します。

自己伝播する高速温度場の影響下で、不均一な組成分布を持つSnBi共晶はんだの微細構造形成プロセスを図12に示します26、27、28、29、30、31。 元の微細構造を図 12a ～ b に示します。 温度が共晶点に達する前の初期の微細構造が比較的かさ高い共晶微細構造であった場合、共晶微細構造は不規則な層分布を持って固体のままでした。 Sn リッチ相と Bi リッチ相の間の相界面は明らかであり、固体状態ではこれら 2 つの界面間に原子の小さな相互拡散が存在しました。 微細構造には成分の明らかな不均一な分布があり、Sn リッチ相と Bi リッチ相の拡散が遅すぎると、これら 2 つの相の融点は共晶点よりも高くなります。 実際の溶融プロセスでは、界面間の原子拡散により界面の組成が共晶組成に近づき、融点が共晶点まで低下し、図12bに示すように2相の界面から溶融が始まります。 –e. 時間の経過とともに液相の体積は徐々に増加し、Snリッチ相とBiリッチ相の両方が消費された。 自己増殖反応が終了すると、構造の温度は徐々に低下しました。 図12fに示すように、Snリッチ相とBiリッチ相は共晶点に達する前に継続的に消費され、温度が共晶点に達するまで消費は止まらなかったと考えられます。 自己伝播型高速熱源によるはんだの凝固速度は非常に速く（200mm/s）、凝固組織は元の組織よりも微細な層状の共晶組織に変化した。 元の微細構造内のBiに富む相は完全には消費されず、図12gに示すように、新しく形成された微細構造中に塊状の分布として残りました。 凝固中に未溶融のBiリッチ相の周囲に明らかにSnリッチ相の微細構造の層が生成されました。これは、この微細構造が凝固中にBiリッチ相をマトリックスとして取り、この固体でBi元素が濃縮されたためです。液体界面によりBiリッチ固溶体の核生成が可能になり、核生成プロセス中にBiが過剰なSnリッチ相を排出するため、溶けていないBiリッチ相の周りに包まれたSnリッチ相の層が存在しました。一方、Sn リッチ相も、包まれた Bi リッチ相の層によって囲まれていました。 SnBi はんだ中の 2 相の偏在を前提とすると、はんだ温度が Bi 元素の融点、つまり 271 °C 以上に達すると、その瞬間にはんだは完全に溶融し、元素の拡散速度は小さくなります。溶融も速いため、この領域は共晶状態を示す可能性が高くなります。 はんだ温度が Sn の融点より高く、Bi の融点より低い場合 (231 °C < T < 271 °C)、はんだの溶融時間が十分であれば、Sn モノマーと Bi モノマーの両方を完全に溶融できます。 はんだの溶解時間が短すぎると、残留相の溶解不完全が発生しやすくなります。

SnBiはんだのペースト領域における溶融プロセスの模式図。26

自己伝播する高速熱源の作用下では、SnBi はんだの溶融/未溶融界面付近の共晶融点温度を超える時間は、ほとんどの場合約 4 ～ 5 ms であり、最大溶融粒子サイズは 7.59 ～ 8.48 になります。 μmは式(1)で求められます。 (6)。 したがって、溶融/未溶融界面から 10 μm の距離でも、元素分布が不均一な SnBi はんだの大きな相を完全に溶融することはできませんでした。 完全に溶融したはんだの凝固した結晶相によって生成された粒径は約 1 μm で、残留バルク相の大部分は 1 μm よりはるかに大きかったため、SnBi はんだの粒径は粒径に大きく依存しました。バルク微細構造の。 自己伝播箔からの距離が離れるほど、はんだの溶融時間は短くなり、塊状の微細構造は大きくなります。したがって、SnBi はんだの微細構造のサイズは、自己伝播箔からの距離が離れるにつれて大きくなります。 不十分な溶融は、溶融領域と非溶融領域の間の界面に塊状の微細構造が形成されるメカニズムでした 32。

溶融領域と未溶融領域との界面に現れる塊状の微細構造と比較して、自己伝播薄箔付近にも粒状の塊状微細構造が現れ、自己伝播薄箔から離れるにつれてそのサイズは増大した。 しかし、はんだの溶融時間が短いため、はんだが異種相融点に達した時点で異種相は完全に溶融しており、元素の拡散が不十分なため、完全溶融領域には依然としてはんだが残留し、はんだが形成されてしまいます。塊状の残留相。 溶融物の対流効果が考慮されていなかったと仮定すると、その不均質元素の拡散範囲は式(1)によって計算されました。 (6) および溶解時間。 元素の拡散距離は、元の大きな微細構造を有するはんだが完全に溶融した後の最大不均一相サイズよりも小さく、液体はんだは依然として Bi に富む領域と Sn に富む領域に分布していることが明らかになりました。 凝固中、これらの領域は共晶融解よりも高い融点を持ち、優先的に凝固するため、元の微細構造の特性の一部を保持できます33。 これは、はんだが完全に溶融したとしても、初期の微細構造分布の均一性が自己伝播反応における凝固したはんだの微細構造の組成と形態に影響を与えるという事実につながりました。 自己伝播する薄箔の領域に近い残留相の形成は、組成物の不十分な拡散によって引き起こされる塊状の微細構造の出現によるものであった。

要約すると、はんだ溶融プロセス中の不均一相の不完全な溶融と元素の不均一な分布により、はんだの溶融ゾーンに塊状の残留相が形成されます。 不完全に溶融した塊は主に溶融/未溶融界面に集中し、溶融ゾーン内のより小さなサイズの塊は溶融物中の元素の不均一な分布によって形成されました。

この記事では、40 μm の自己伝播薄箔を使用した再溶融熱処理ありとなしの 2 セットの両面 SnBi はんだシートを使用して、低温共晶 SnBi はんだの微細構造と分布を比較しました。 その結果、以下のような知見が得られました。

一方で、Sn42Bi58はんだの不均一な初期微細構造分布は、溶融時間が短いため、自己伝播高速熱源の作用下で凝固した微細構造の形態および組成分布に重大な影響を与える可能性があります。 一方、はんだの溶融工程における元素の拡散が不十分な場合、異相の溶融が不完全となり、不均一な分布が生じ、溶融部の組成や硬度分布に大きな影響を及ぼします。 今回の研究結果によると、自己伝播高速はんだ付けの前にSnBiはんだを再溶解することで、はんだ付け後の溶融領域の微細構造形態、組成、硬度分布の一貫性が向上し、はんだ付け性能の信頼性が向上することがわかりました。

熱膨張係数

金属間化合物

温度勾配

カーボンナノチューブ

イソプロピルアルコール

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この研究は、中国国家自然科学財団 (NSFC No. 62074062 および NSFC No. 61574068) によって財政的に支援されています。

華中科学技術大学材料科学工学部、武漢、430074、中国

ヤン・ワン、ロンザオ・周、フェンシュン・ウー

TKD Science and Technology Co.、LTD、随州、441300、中国

ヤン・ワン

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YW: 概念化、方法論、検証、形式分析、オリジナルの草案の執筆、および執筆のレビューと編集。 LZ: データのキュレーション、調査、視覚化。 FW: 概念化、リソース、監督、プロジェクト管理。

呉鳳順氏への対応。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

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転載と許可

Wan, Y.、Zhou, L.、Wu, F. 高速自己伝播反応下での SnBi はんだの微細構造と機械的特性に対する再溶融熱処理の影響。 Sci Rep 12、9550 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41598-022-13776-z

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受信日: 2022 年 3 月 10 日

受理日: 2022 年 5 月 27 日

公開日: 2022 年 6 月 9 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-13776-z

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