一种高性能锡基钎料合金及其制备方法

文档序号:3319500阅读:203来源:国知局
专利名称:一种高性能锡基钎料合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种锡基钎料合金,尤其是一种高性能颗粒增强锡基钎料合金。本发明还涉及高性能锡基钎料合金的制备方法。
背景技术
随着电子产品向体积微型化和功能集成化方向的迅速发展,使得它们对现有封装材料的可靠性提出了更高要求。颗粒增强钎料目前被认为是提高钎料性能的很有应用前景的一种电子封装材料,通过向钎料基体中加入硬质难熔第二相(如陶瓷和高熔点金属颗粒),可以实现在较小影响钎料熔点和韧性的前提下大幅度提高钎料的强度和有效使用温度区间。
对于一般的颗粒增强合金而言,其性能提升的关键在于尽可能减小增强颗粒的粒径并让他们均勻分布于金属基体内。然而对于颗粒增强钎料而言,由于在实际使用时还需要经过不同温度和时间的重熔,因此其对颗粒增强相在熔融钎料内的稳定性提出了较高的要求。避免颗粒增强相在熔融钎料内发生团聚和分离是提高复合钎料焊点可靠性的关键所在。在复合钎料重熔时,颗粒增强相的团聚与增强相的粒径、钎料内的孔隙率以及增强相与钎料基体的界面结合性能有关,粒径越小、孔隙度越高、界面结合性能越差,则颗粒增强相越容易在熔融钎料内发生团聚。颗粒增强的分离主要受增强相密度和粒径的影响,具体的关系为增强相的分离速度与增强相和钎料基体密度的差值成正比,与增强相的粒径平方成反比。对于均勻弥散分布的纳米颗粒增强相而言,增强相的分离速度将变得非常缓慢,在通常的钎料重熔焊接时,纳米颗粒增强相的分离几乎可以忽略。然而,一旦钎料内存在气泡或钎料与增强相结合性能较差时,纳米增强相将极易团聚,并加快增强相的分离。
机械合金化法和粉末冶金方法是常用的颗粒增强金属基复合材料制备方式,采用该种方法制备的复合材料其增强颗粒能达到很好的弥散度,然而该方法制备的复合钎料孔隙度高,在钎料的重熔过程中,熔融钎料内的气孔将促进维纳颗粒增强相的团聚,并降低颗粒增强相的强化效果;此外,团聚后的增强相将更容易在熔融的液态钎料内发生分离,从而进一步衰减增强相的强化效果。再者,由于陶瓷增强相普遍具有较低的界面结合性能,对于低熔点的锡基钎料合金而言,例如Sn-Ag-Cu、Sn-Cu, Sn-Ag, Sn-Pb, Sn-Bi和Sn-Si等锡基系列合金,很难通过机械合金化的方法来改善钎料合金与增强相之间的结合性能,而这也将引起增强相的团聚。
采用超声辅助轻合金铸造的方法已经有了较多研究和报道,通过在合金凝固过程中持续超声,超声的空化作用和液流搅拌作用可以起到很好的均勻组织、细化晶粒作用;此外,当熔融合金中含有未熔的第二相时,超声不仅可以使第二相弥散均勻分布,还可以促进液态基体与未熔第二相之间的润湿,使得未熔第二相在合金熔化时起到形核剂的作用, 细化晶粒并增强合金力学性能。对于锡基钎料合金而言,由于该合金具有较大的密度(约 6. 5g/cm3),而常用的颗粒增强相密度较低(约3. 5g/cm3),因此在钎料熔融的过程中即便有超声或机械辅助搅拌也很难将足量的增强相加入到钎料基体中。正因为如此,目前尚未发现有人采用超声辅助的方法制备颗粒增强锡基钎料合金,也未能获得能克服钎料合金重熔时颗粒增强相团聚、力学性能得到明显提高的锡基钎料合金。发明内容
为解决上述现有技术存在的问题,本发明提供一种高性能锡基钎料合金,这种锡基钎料合金具有明显提高的力学性能和耐腐蚀性能。本发明还提供了高性能锡基钎料合金的制备方法。
本发明所采用的技术方案是一种高性能锡基钎料合金,包括锡基钎料基体和难熔硬质弥散强化相,所述高性能锡基钎料合金还包括重量百分含量为ο. 01% m的掺杂元素,所述掺杂元素为狗、Ni、Y、Ag、Ti、Zr、Hf、Sb中的一种或几种。
优选的,所述难熔硬质弥散强化相为SiC、TiO2, ZrO2, Y2O3> MgO、Al2O3、TiB2, CNTs (碳纳米管,以下同)和Cu6Sn5中的一种或几种,其重量百分含量为0. 02% 洲。
优选的,所述锡基钎料基体为Sn-Ag-Cu、Sn-Cu, Sn-Ag, Sn-Pb, Sn-Bi 或 Sn-Si 合^^ ο
本发明的制备如上所述的高性能锡基钎料合金的方法,其中形成所述锡基钎料基体的锡基钎料包括锡基钎料粉末或者不少于锡基钎料基体重量10%的锡基钎料粉末和余下重量的铸态锡基钎料,所述制备方法包括依次进行的下列步骤Al、将所述锡基钎料粉末、难熔硬质弥散强化相粉末和掺杂元素粉末与乙醇和/或钎剂混合制成浆状或者膏状混合物;A2、将所制得的浆状或者膏状混合物置于50°C 100°C下真空干燥,然后在400MPa 700ΜΙ^压力下冷压成型得复合合金块;A3、将铸态锡基钎料、复合合金块置于容器中完全融化成熔体,并使熔体温度高于所述锡基钎料的液相线温度10°C 200°C ;A4、对熔体施加超声振动1 20次,每次超声振动时间为5 300秒,当施加两次以上时超声间隔时间为5 60秒,然后浇铸成型得高性能锡基钎料合金。
作为进一步改进,所述步骤Al中的混合采用球磨法,球磨气氛为Ar,球料比为 5 1 20 1,转速为IOOrpm 300rmp,球磨时间为1 10小时;或者直接采用手工或机械搅拌混合,搅拌时间为5 60分钟。
作为进一步改进,所述步骤A4中施加超声振动时将超声变幅杆伸入熔体内直接施加于熔体,或者将超声变幅杆施加超声振动于容器侧面或底部。
作为进一步改进,当形成所述锡基钎料基体的锡基钎料包括铸态锡基钎料时,所述步骤A3包括以下分步骤先使铸态锡基钎料在容器中完全熔化,然后再加入复合合金块使之融化。
作为进一步改进,所述难熔硬质弥散强化相粉末的平均粒径为30 2000nm,更优选为60 IOOOnm ;所述锡基钎料粉末的平均粒径为1 500Mm,更优选为1 200Mm。
另外,在本发明制备方法的构思下,还提供了一种不含掺杂元素的高性能锡基钎料合金的制备方法,所述高性能锡基钎料合金包括锡基钎料基体和重量百分含量为 0. 02% m的难熔硬质弥散强化相,所述锡基钎料基体为Sn-Ag-Cu、Sn-Cu, Sn-Ag, Sn-Pb, Sn-Bi或Sn-Zn合金,所述难熔硬质弥散强化相为SiC、TiO2, ZrO2, Y2O3> MgO、Al2O3、TiB2,5CNTs和Cu6Sn5中的一种或几种,形成所述锡基钎料基体的锡基钎料包括锡基钎料粉末或者不少于锡基钎料基体重量10%的锡基钎料粉末和余下重量的铸态锡基钎料,所述制备方法包括依次进行的下列步骤Bi、将所述锡基钎料粉末和难熔硬质弥散强化相粉末与乙醇和/或钎剂混合制成浆状或者膏状混合物;B2、将所制得的浆状或者膏状混合物置于50°C 100°C下真空干燥,然后在400MPa 700ΜΙ^压力下冷压成型得复合合金块;Β3、将铸态锡基钎料、复合合金块置于容器中完全融化成熔体,并使熔体温度高于所述锡基钎料的液相线温度10°C 200°C ;B4、对熔体施加超声振动1 20次,每次超声振动时间为5 300秒,超声间隔时间为 5 60秒,然后浇铸成型得高性能锡基钎料合金。
本发明的高性能锡基钎料合金通过掺杂相的加入,改善了锡基钎料基体与颗粒增强相之间的界面结合性能,减少颗粒增强相在重熔时的团聚,从而力学性能得到提高;此外掺杂相的加入还提高了锡基钎料合金的耐腐蚀性能。
本发明的高性能锡基钎料合金的制备方法将粉末冶金制备过程和超声辅助熔铸过程结合使颗粒增强相、掺杂元素高度弥散均勻分布;粉末冶金与超声作用相结合的方法还克服了单纯采用超声熔铸方法难以加入颗粒增强相的问题,实现了含有较大质量百分比颗粒增强相复合钎料的制备;在钎料熔融时超声的空化作用能彻底的吸附纳米增强颗粒界面的气膜,从而促进颗粒增强相的分布,促进界面润湿和界面反应的进行;避免了锡基钎料合金在后续的重熔使用中颗粒增强相再次发生团聚以及避免了钎料中夹杂物的存在,从而提高了锡基钎料合金的力学性能和耐腐蚀性能,而且钎料重熔后其性能基本保持稳定。
具体实施方式
以下结合实施例对本发明作详细说明,通过这些实施例可以进一步清楚地了解本发明。但它们不是对本发明的限定。
本发明的优选的高性能锡基钎料合金,包括锡基钎料基体和难熔硬质弥散强化相和重量百分含量为0. 01% m的掺杂元素,掺杂元素选自Fe、Ni、Y、Ag、Ti、Zr、Hf、Sb中的一种或几种;难熔硬质弥散强化相选自SiC、TiO2, ZrO2, Y2O3> MgO、Al2O3、TiB2, CNTs和 Cu6Sn5中的一种或几种,其重量百分含量为0. 0洲 洲;锡基钎料基体为Sn-Ag-Cu、Sn-Cu、 Sn-Ag、Sn-Pb、Sn-Bi或Sn-Si合金。掺杂元素的优选含量为0. 05 0. 5%,难熔硬质弥散强化相的优选含量为0. 1 1%。
可以通过下列步骤制备高性能锡基钎料合金,其中形成锡基钎料基体的锡基钎料可以全部是锡基钎料粉末,或者既使用锡基钎料粉末又使用铸态锡基钎料,但锡基钎料粉末的用量不少于锡基钎料基体重量的10%。下列步骤是依次进行的(1)、将锡基钎料粉末、难熔硬质弥散强化相粉末和掺杂元素粉末与乙醇和/或钎剂混合制成浆状或者膏状混合物;其中难熔硬质弥散强化相粉末的平均粒径优选为30 2000nm,更优选为60 IOOOnm ;锡基钎料粉末的平均粒径优选为1 500Mm,更优选为1 200Mm,掺杂元素粉末的粒径没有特别要求;钎剂没有特别要求,采用通用的产品即可,乙醇和钎剂的用量也没有特别限定,以体积计量为混合粉料的1/1(Γ /5为佳;混合的方法也没有特别要求,例如采用球磨法,球磨气氛为Ar,球料比为5 1 20 1,转速为IOOrpm 300rmp,球磨时间为1 10小时;或者直接采用手工或机械搅拌混合,搅拌时间为5 60 分钟。
O)、将所制得的浆状或者膏状混合物置于50°C 100°C下真空干燥,除去挥发物,然后在400MPa 700MPa压力下冷压成型得复合合金块;(3)、将铸态锡基钎料、复合合金块置于容器中完全融化成熔体,并使熔体温度高于锡基钎料的液相线温度10°C 200°C;当锡基钎料包括铸态锡基钎料时,优选的方法是先使铸态锡基钎料在容器中完全熔化,然后再加入复合合金块使之融化得到熔体,能够防止冷压成型的复合合金块在融化过程中过度氧化;所用容器可以选用钛合金锡锅。
(4)、将超声变幅杆伸入熔体中,浸入熔体的深度优选为5 50mm,预热3 IOs后启动超声振动,超声振动一定时间后停止振动并从熔融钎料内拔出超声变幅杆,停顿一定时间后再次将超声变幅杆伸入熔融钎料内,经预热后重新启动超声振动,对熔体施加超声振动1 20次,每次超声振动时间为5 300秒,超声间隔时间为5 60秒;优选的参数为超声频率15 70KHz、、输入的超声功率值与被作用熔体体积的比值为5 200W/cm3、 超声振幅10 150微米;超声变幅杆也可以不伸入熔体内,而是作用于容器侧面或底部,通过对容器施加超声振动,再通过容器将超声间接传递至熔体。超声作用结束后将熔体浇铸成型得高性能锡基钎料合金。
在步骤( 和(4)的过程中,均在真空或惰性气体如氩气气氛下实施,对避免合金的氧化是有利的。
制备方法的步骤(1)中不使用掺杂元素,其他条件和步骤不变,可制得不含掺杂元素的高性能锡基钎料合金。
实施例1本实例所用的材料为粒径约为2Mm的Sn-3. OAg-O. 5Cu (SAC305)锡基钎料粉末、纯钛金属粉末和粒径为60nm的SiC粉末。锡锅材质为纯钛,尺寸为038mmX35mm,实际操作中一次熔锡量为200g。超声变幅杆材质为钛合金(Ti-6A1-4V),超声功率为1000W,超声振动时间为120秒,超声频率为20KHz,超声变幅杆浸入熔融钎料中的深度为5mm。
取SAC305钎料粉199. 4g、SiC粉末0. 4g和纯钛金属粉末0. 2g,将上述粉末倒入球磨罐中进行球磨。球料比为5:1,球磨罐和磨球材质均为氧化锆,球磨介质为钎剂和酒精的混合液,球磨保护气氛为Ar,球磨时间为lh,球磨转速为200rpm。将球磨好的浆状混合物取出后于真空干燥箱中烘干,随后通过冷压成型工艺将粉末压成平均质量为40g的复合合金块。
将总质量为200g的上述复合合金块放入纯锡锡锅内,通过锡炉将快速加热至 300°C并保持恒温,使复合合金块完全熔化成熔体;将超声变幅杆伸入熔体中,预热5秒后开启超声振动。待超声振动250秒后结束超声振动并将超声变幅杆拔出,同时取出纯锡锅将熔体浇注于钢模内,至此完成锡基钎料合金的制备。上述过程均在Ar保护气氛下完成。
SEM表征结果表明,该锡基钎料合金内显微组织颗粒细小、尺寸均一、分布均勻,并且经过一定温度重熔后该组织基本保持稳定。钎料熔点和显微硬度测试结果表明该新型钎料合金的熔点为217.2°C,与普通SAC305熔点(218°C)相当;新型钎料合金的平均硬度为 23. 27HV,相比普通钎料硬度(16. 32HV),该新型钎料合金硬度提高了 42. 59%。
实施例2本实例所用的材料为Sn-0. 3Ag-0. 7Cu铸造合金条、Hf粉、粒径约为IOMm的 Sn-0. 3Ag-0. 7Cu钎料合金粉末和粒径约为IMm的^O2粉末。锡锅材质为纯钛,尺寸为 038mmX35mm,实际操作中一次熔锡量为200g。超声变幅杆材质为钛合金(Ti_6Al_4V),超声功率为1200W,超声频率为20KHz,超声变幅杆浸入熔融钎料中的深度为5mm。
取Sn-0. 3Ag-0. 7Cu钎料粉97. 8克、ZrO2粉末2g和Hf粉(油浸Hf粉,真空烘干后称重)0. 2克,将上述导入球磨罐中进行球磨。球料比为10:1,球磨罐和磨球材质均为氧化锆,球磨介质为钎剂和酒精的混合液,球磨保护气氛为Ar,球磨时间为2h,球磨转速为 200rpmo将球磨好的钎料粉取出后于真空干燥箱中烘干,随后通过冷压成型工艺将粉末压成5个平均质量为20g的复合合金块。
将质量为IOOg的Sn-0. 3Ag_0. 7Cu铸造合金条放入纯锡锡锅内,通过锡炉将钎料加热至280°C并保持恒温,此时钎料处于熔融状态;将采用粉末冶金方法制得的IOOg复合合金块置入熔融钎料内,同时将超声变幅杆伸入熔融钎料中,预热5秒后开启超声振动,超声振动时间为200秒,振动结束后拔出超声变幅杆让熔融钎料静置10秒,随后再次将超声变幅杆伸入钎料中并开启超声振动,接下来的步骤与第一次超声作用一致,如此一共往复3 次。待第三次超声作用结束后将超声变幅杆拔出,同时取出纯锡锅将熔融钎料浇注于钢模内,至此完成高性能锡基钎料合金的制备。上述过程均在Ar保护气氛下完成。
对该锡基钎料合金进行显微硬度测试,结果表明新型钎料的平均硬度为 25. 67HV,相比普通钎料硬度(14. 61HV),该新型钎料硬度提高了 75. 7%。
实施例3本实例所用的材料为Sn-0. 3Ag-0. 7Cu铸造合金条、Ti粉、粒径约为IOMm的 Sn-0. 3Ag-0. 7Cu钎料粉末以及平均管径为和长度分别为IOnm和IOMm的多壁碳纳米管 (CNTs)粉末。锡锅材质为纯钛,尺寸为038mmX35mm,实际操作中一次熔锡量为200g。超声变幅杆材质为钛合金(Ti-6A1-4V),超声功率为1200W,超声频率为20KHz,超声变幅杆浸入熔融钎料中的深度为5mm。
取Sn-0. 3Ag-0. 7Cu钎料粉末198. 6克、CNTs粉末1克和Ti粉0. 4克,将上述粉末倒入球磨罐中进行球磨。球料比为10:1,球磨罐和磨球材质均为氧化锆,球磨介质为钎剂和酒精的混合液,球磨保护气氛为Ar,球磨时间为池,球磨转速为200rpm。将球磨好的钎料粉取出后于真空干燥箱中烘干,随后通过冷压成型工艺将粉末压成平均质量为40g的复合合金块。
将总质量为200g的上述复合合金块放入纯锡锡锅内,快速加热至260°C并保持恒温,此时复合合金块处于熔融状态;将超声变幅杆伸入熔体中,预热5秒后开启超声振动, 超声振动时间为30秒,振动结束后拔出超声变幅杆让熔体静置5秒,随后再次将超声变幅杆伸入熔体中并开启超声振动,接下来的步骤与第一次超声作用一致,如此一共往复8次。 待第八次超声作用结束后将超声变幅杆拔出,同时取出纯锡锅将熔融钎料合金浇注于钢模内,至此完成高性能锡基钎料合金的制备。上述过程均在Ar保护气氛下完成。
对该锡基钎料合金进行显微硬度测试,结果表明新型钎料的平均硬度为 23. 82HV,相比普通钎料硬度(14. 61HV),该新型钎料硬度提高了 63. 0%。
实施例4本实例所用的材料为SAC305铸造合金条、粒径约为2Mm的SAC305锡基钎料粉末和粒径为700nm的SiC粉末。锡锅材质为纯钛,尺寸为038mmX 35mm,实际操作中一次熔锡量为 200g。超声变幅杆材质为钛合金(Ti-6A1-4V),超声功率为1200W,超声频率为20KHz,超声变幅杆浸入熔融钎料中的深度为5mm。
取SAC305钎料粉39g和SiC粉末lg,将两者倒入烧杯中,并通过不锈钢勺进行手工搅拌,在搅拌的过程中不断加入酒精,以保证混合钎料始终处于粘稠状。搅拌持续30分钟后,将盛有钎料的烧杯至于真空干燥箱中烘干,随后通过冷压成型工艺将烘干后的混合粉末压成质量为40g的复合钎料块。
将质量为160g的SAC305铸造合金条放入纯锡锡锅内,通过锡炉将钎料加热至 300°C并保持恒温,此时钎料处于熔融状态;将采用粉末冶金方法制得的40g复合钎料块置入熔融钎料内,并将超声变幅杆伸入熔融钎料中,预热5秒后开启超声振动,超声振动时间为60秒,振动结束后拔出超声变幅杆让熔融钎料静置20秒,随后再次将超声变幅杆伸入钎料中并开启超声振动,接下来的步骤与第一次超声作用一致,如此一共往复3次。待第三次超声作用结束后将超声变幅杆拔出钎料,同时取出纯锡锅将熔融钎料浇注于钢模内,至此完成颗粒增强复合钎料的制备。上述过程均在Ar保护气氛下完成。
SEM表征结果表明,该复合钎料合金内显微组织颗粒细小、尺寸均一、分布均勻, 并且经过一定温度重熔后该组织基本保持稳定。钎料熔点和显微硬度测试结果表明该新型钎料的熔点为216.8°C,与普通SAC305熔点(218°C)相当;新型钎料的平均硬度为 24. 67HV,相比普通钎料硬度(16. 32HV),该新型钎料硬度提高了 51. 16%。
权利要求
1.一种高性能锡基钎料合金,包括锡基钎料基体和难熔硬质弥散强化相,其特征在于 所述高性能锡基钎料合金还包括重量百分含量为0.01% m的掺杂元素,所述掺杂元素为 Fe、Ni、Y、Ag、Ti、Zr、Hf、Sb 中的一种或几种。
2.根据权利要求1所述的高性能锡基钎料合金,其特征在于所述难熔硬质弥散强化相为 SiC, TiO2, ZrO2, Y203>MgO, Al2O3 > TiB2, CNTs 和 Cu6Sn5 中的一种或几种,其重量百分含量为0. 02% 2%ο
3.根据权利要求1或2所述的高性能锡基钎料合金,其特征在于所述锡基钎料基体为 Sn-Ag-Cu、Sn-Cu、Sn-Ag、Sn-Pb、Sn-Bi 或 Sn-Zn 合金。
4.如权利要求1、2或3所述的高性能锡基钎料合金的制备方法,其特征在于形成所述锡基钎料基体的锡基钎料包括锡基钎料粉末或者不少于锡基钎料基体重量10%的锡基钎料粉末和余下重量的铸态锡基钎料,所述制备方法包括依次进行的下列步骤Al、将所述锡基钎料粉末、难熔硬质弥散强化相粉末和掺杂元素粉末与乙醇和/或钎剂混合制成浆状或者膏状混合物;Α2、将所制得的浆状或者膏状混合物置于50°C 100°C下真空干燥,然后在400MPa 700MPa压力下冷压成型得复合合金块;A3、将铸态锡基钎料、复合合金块置于容器中完全融化成熔体,并使熔体温度高于所述锡基钎料的液相线温度10°C 200°C ;A4、对熔体施加超声振动1 20次,每次超声振动时间为5 300秒,当施加两次以上时超声间隔时间为5 60秒,然后浇铸成型得高性能锡基钎料合金。
5.根据权利要求4所述的高性能锡基钎料合金的制备方法,其特征在于所述步骤Al 中的混合采用球磨法,球磨气氛为Ar,球料比为5 1 20 1,转速为IOOrpm 300rmp, 球磨时间为1 10小时;或者直接采用手工或机械搅拌混合,搅拌时间为5 60分钟。
6.根据权利要求4或5所述的高性能锡基钎料合金的制备方法,其特征在于所述步骤A4中施加超声振动时将超声变幅杆伸入熔体内直接施加于熔体,或者将超声变幅杆施加超声振动于容器侧面或底部。
7.根据权利要求4、5或6所述的高性能锡基钎料合金的制备方法,其特征在于当形成所述锡基钎料基体的锡基钎料包括铸态锡基钎料时,所述步骤A3包括以下分步骤先使铸态锡基钎料在容器中完全熔化,然后再加入复合合金块使之融化。
8.根据权利要求4或5所述的高性能锡基钎料合金的制备方法,其特征在于所述难熔硬质弥散强化相粉末的平均粒径为30 2000nm,所述锡基钎料粉末的平均粒径为1 500Mm。
9.一种高性能锡基钎料合金的制备方法,所述高性能锡基钎料合金包括锡基钎料基体和重量百分含量为0. 02% 21的难熔硬质弥散强化相,所述锡基钎料基体为Sn-Ag-Cu、 Sn-Cu、Sn-Ag、Sn-Pb、Sn-Bi 或 Sn-Si 合金,所述难熔硬质弥散强化相为 SiC、TiO2 JrO2、Y203、 Mg0、Al203 ,TiB2XNTs和Cu6Sn5中的一种或几种,其特征在于形成所述锡基钎料基体的锡基钎料包括锡基钎料粉末或者不少于锡基钎料基体重量10%的锡基钎料粉末和余下重量的铸态锡基钎料,所述制备方法包括依次进行的下列步骤Bi、将所述锡基钎料粉末和难熔硬质弥散强化相粉末与乙醇和/或钎剂混合制成浆状或者膏状混合物;B2、将所制得的浆状或者膏状混合物置于50°C 100°C下真空干燥,然后在400MPa 700MPa压力下冷压成型得复合合金块;B3、将铸态锡基钎料、复合合金块置于容器中完全融化成熔体,并使熔体温度高于所述锡基钎料的液相线温度10°C 200°C ;B4、对熔体施加超声振动1 20次,每次超声振动时间为5 300秒,超声间隔时间为 5 60秒,然后浇铸成型得高性能锡基钎料合金。
全文摘要
本发明公开了一种高性能锡基钎料合金,包括锡基钎料基体和难熔硬质弥散强化相,所述高性能锡基钎料合金还包括重量百分含量为0.01%~2%的掺杂元素,所述掺杂元素为Fe、Ni、Y、Ag、Ti、Zr、Hf、Sb中的一种或几种。本发明的锡基钎料合金通过掺杂相的加入,改善了锡基钎料基体与颗粒增强相之间的界面结合性能,减少颗粒增强相在重熔时的团聚,从而力学性能得到提高。本发明还公开了高性能锡基钎料合金的制备方法。本发明方法将粉末冶金制备过程和超声辅助熔铸过程结合使颗粒增强相高度弥散均匀分布;并克服了单纯采用超声熔铸方法难以加入颗粒增强相的问题,提高了锡基钎料合金的力学性能,而且钎料重熔后其性能基本保持稳定。
文档编号C22C13/00GK102513720SQ20111043761
公开日2012年6月27日 申请日期2011年12月23日 优先权日2011年12月23日
发明者李明雨, 肖勇, 计红军 申请人:哈尔滨工业大学深圳研究生院
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