Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур

Досліджено атомну структуру припоїв на основі олова методами рентгенівської дифракції і оберненого методу Монте-Карло. Розраховано повні та парціальні структурні фактори та парні кореляційні функції. Показано, що для рідких сплавів Sn₀,₀₉₈₇ Cu₀,₀₁₃, Sn₀,₉₆₂, Ag₀,₀₃₈ та Sn₀,₉₄₉Ag₀,₀₃₈Cu₀,₀₁₃ характер...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Дата:	2010
Автори:	Якимович, А.С., Шевернога, І.М., Сідоров, В.Є., Мудрий, С.І., Штаблевий, І.І., Склярчук, В.М., Плевачук, Ю.А., Королишин, А.В.
Формат:	Стаття
Мова:	Ukrainian
Опубліковано:	Фізико-механічний інститут ім. Г.В. Карпенка НАН України 2010
Назва видання:	Фізико-хімічна механіка матеріалів
Онлайн доступ:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/136126
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур / С.І. Мудрий, І.І. Штаблавий, В.М. Склярчук, Ю.О. Плевачук, А.В. Королишин, А.С. Якимович, І.М. Шевернога, В.Є Сідоров // Фізико-хімічна механіка матеріалів. — 2010. — Т. 46, № 4. — С. 35-41. — Бібліогр.: 18 назв. — укр.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-136126
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1361262018-06-16T03:12:48Z Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур Якимович, А.С. Шевернога, І.М. Сідоров, В.Є. Мудрий, С.І. Штаблевий, І.І. Склярчук, В.М. Плевачук, Ю.А. Королишин, А.В. Досліджено атомну структуру припоїв на основі олова методами рентгенівської дифракції і оберненого методу Монте-Карло. Розраховано повні та парціальні структурні фактори та парні кореляційні функції. Показано, що для рідких сплавів Sn₀,₀₉₈₇ Cu₀,₀₁₃, Sn₀,₉₆₂, Ag₀,₀₃₈ та Sn₀,₉₄₉Ag₀,₀₃₈Cu₀,₀₁₃ характерна мікронеоднорідна будова з кластерами Cu(Ag)–Sn, які розподілені в матриці на основі олова. Исследована атомная структура припоев на основе олова методами рентгеновской диффракции и обратного метода Монте-Карло. Рассчитаны полные и парциальные структурные факторы, а также бинарные корреляционные функции. Показано, что для жидких сплавов Sn₀,₀₉₈₇ Cu₀,₀₁₃, Sn₀,₉₆₂, Ag₀,₀₃₈ и Sn₀,₉₄₉Ag₀,₀₃₈Cu₀,₀₁₃ характерно микронеоднородное строение с кластерами Cu(Ag)–Sn, которые распределены в матрице на основе олова. The atomic structure of Sn-rich liquid soldersis investigated by both the means of X-ray diffraction method and the reverse Monte–Carlo technique. Total and partial structural factors as well as pair correlation functions are calculated. The Sn₀,₀₉₈₇ Cu₀,₀₁₃, Sn₀,₉₆₂, Ag₀,₀₃₈ and Sn₀,₉₄₉Ag₀,₀₃₈Cu₀,₀₁₃ liquid alloys are found to be inhomogeneous with clusters of Cu(Ag)–Sn distributed in the Sn-matrix Sn₀,₀₉₈₇ Cu₀,₀₁₃, Sn₀,₉₆₂,Ag₀,₀₃₈ та Sn₀,₉₄₉Ag₀,₀₃₈Cu₀,₀₁₃ 2010 Article Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур / С.І. Мудрий, І.І. Штаблавий, В.М. Склярчук, Ю.О. Плевачук, А.В. Королишин, А.С. Якимович, І.М. Шевернога, В.Є Сідоров // Фізико-хімічна механіка матеріалів. — 2010. — Т. 46, № 4. — С. 35-41. — Бібліогр.: 18 назв. — укр. 0430-6252 http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/136126 539.266+669.018 uk Фізико-хімічна механіка матеріалів Фізико-механічний інститут ім. Г.В. Карпенка НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Ukrainian
description	Досліджено атомну структуру припоїв на основі олова методами рентгенівської дифракції і оберненого методу Монте-Карло. Розраховано повні та парціальні структурні фактори та парні кореляційні функції. Показано, що для рідких сплавів Sn₀,₀₉₈₇ Cu₀,₀₁₃, Sn₀,₉₆₂, Ag₀,₀₃₈ та Sn₀,₉₄₉Ag₀,₀₃₈Cu₀,₀₁₃ характерна мікронеоднорідна будова з кластерами Cu(Ag)–Sn, які розподілені в матриці на основі олова.
format	Article
author	Якимович, А.С. Шевернога, І.М. Сідоров, В.Є. Мудрий, С.І. Штаблевий, І.І. Склярчук, В.М. Плевачук, Ю.А. Королишин, А.В.
spellingShingle	Якимович, А.С. Шевернога, І.М. Сідоров, В.Є. Мудрий, С.І. Штаблевий, І.І. Склярчук, В.М. Плевачук, Ю.А. Королишин, А.В. Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур Фізико-хімічна механіка матеріалів
author_facet	Якимович, А.С. Шевернога, І.М. Сідоров, В.Є. Мудрий, С.І. Штаблевий, І.І. Склярчук, В.М. Плевачук, Ю.А. Королишин, А.В.
author_sort	Якимович, А.С.
title	Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур
title_short	Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур
title_full	Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур
title_fullStr	Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур
title_full_unstemmed	Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур
title_sort	структура та електроопір припоїв sn–cu(ag) у передкристалізаційному інтервалі температур
publisher	Фізико-механічний інститут ім. Г.В. Карпенка НАН України
publishDate	2010
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/136126
citation_txt	Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур / С.І. Мудрий, І.І. Штаблавий, В.М. Склярчук, Ю.О. Плевачук, А.В. Королишин, А.С. Якимович, І.М. Шевернога, В.Є Сідоров // Фізико-хімічна механіка матеріалів. — 2010. — Т. 46, № 4. — С. 35-41. — Бібліогр.: 18 назв. — укр.
series	Фізико-хімічна механіка матеріалів
work_keys_str_mv	AT âkimovičas strukturataelektroopírpripoívsncuaguperedkristalízacíjnomuíntervalítemperatur AT ševernogaím strukturataelektroopírpripoívsncuaguperedkristalízacíjnomuíntervalítemperatur AT sídorovvê strukturataelektroopírpripoívsncuaguperedkristalízacíjnomuíntervalítemperatur AT mudrijsí strukturataelektroopírpripoívsncuaguperedkristalízacíjnomuíntervalítemperatur AT štablevijíí strukturataelektroopírpripoívsncuaguperedkristalízacíjnomuíntervalítemperatur AT sklârčukvm strukturataelektroopírpripoívsncuaguperedkristalízacíjnomuíntervalítemperatur AT plevačukûa strukturataelektroopírpripoívsncuaguperedkristalízacíjnomuíntervalítemperatur AT korolišinav strukturataelektroopírpripoívsncuaguperedkristalízacíjnomuíntervalítemperatur
first_indexed	2025-07-10T00:41:14Z
last_indexed	2025-07-10T00:41:14Z
_version_	1837218478592884736
fulltext	35 Ô³çèêî-õ³ì³÷íà ìåõàí³êà ìàòåð³àë³â. – 2010. – ¹ 4. – Physicochemical Mechanics of Materials УДК 539.266+669.018 PACS: 61.25.-f СТРУКТУРА ТА ЕЛЕКТРООПІР ПРИПОЇВ Sn–Cu(Ag) У ПЕРЕДКРИСТАЛІЗАЦІЙНОМУ ІНТЕРВАЛІ ТЕМПЕРАТУР С. І. МУДРИЙ 1, І. І. ШТАБЛАВИЙ 1, В. М. СКЛЯРЧУК 1, Ю. О. ПЛЕВАЧУК 1, А. В. КОРОЛИШИН 1, А. С. ЯКИМОВИЧ 1, І. М. ШЕВЕРНОГА 1, В. Є. СІДОРОВ 2 1 Львівський національний університет ім. Івана Франка; 2 Уральський державний педагогічний університет, Єкатеринбург Досліджено атомну структуру припоїв на основі олова методами рентгенівської дифракції і оберненого методу Монте-Карло. Розраховано повні та парціальні структурні фактори та парні кореляційні функції. Показано, що для рідких сплавів Sn0,987Cu0,013, Sn0,962Ag0,038 та Sn0,949Ag0,038Cu0,013 характерна мікронеоднорідна будова з кластерами Cu(Ag)–Sn, які розподілені в матриці на основі олова. Ключові слова: припої, атомна структура, кластери, мікронеоднорідна будова. Через заборону використання свинцю в припоях у більшості країн світу по- чався інтенсивний пошук нових екологічно безпечних припоїв, які могли б замі- нити сплави системи Pb–Sn. Встановлено, що одними з найперспективніших є сплави на основі олова: Sn–Ag, Sn–Cu та Sn–Ag–Cu. Відомо, що властивості сплавів, включаючи і ті, що визначають експлуатаційні характеристики, залежать від їх структури [1]. Тому, вивчаючи структуру розплавів, можна інтерпретувати поведінку густини, поверхневого натягу, в’язкості, електропровідності та інших структурно чутливих властивостей і, навпаки, ці параметри дають цінну інформа- цію про структуру. Структурний стан розплавів певною мірою залежить від ха- рактеру розподілу атомів у кристалічному стані та корелює з діаграмами фазової рівноваги [2]. Отже, детальне вивчення структури металевих розплавів та її зі- ставлення з діаграмами стану дає змогу в подальшому передбачати структурні зміни під час кристалізації. Структуру розплавів системи Sn–Ag досліджували в широкому концентра- ційному інтервалі [3] і зробили висновок про мікронеоднорідну їх будову. Пока- зано, що весь концентраційний інтервал системи можна розділити на три части- ни: Ag–Ag75Sn25, Ag75Sn25–Ag35Sn65 та Ag35Sn65–Sn. Розплави кожного з цих ін- тервалів формують кластери, склад яких відповідає граничним концентраціям. Аналогічно досліджували структуру розплавів системи Sn–Cu [4]. Також зробле- но висновок, що її формують кластери на основі чистих компонентів та кластери, структура яких відповідає складам Cu75Sn25, Cu33Sn67. Отже [3, 4], структура роз- плавів Sn–Ag та Sn–Cu, збагачених оловом, формується кластерами олова і Ag35Sn65 та Cu33Sn67 відповідно. Однак незрозумілим залишається факт існування в рідко- му стані кластерів зі стехіометричним складом Ag35Sn65 та Cu33Sn67. Крім того, зроблені висновки стосуються лише температур, близьких до лінії ліквідус, а пи- тання про температурний інтервал існування такої мікронеоднорідної структури залишається відкритим. Це надзвичайно важливо, оскільки реальні процеси паян- ня передбачають зміну термодинамічного та структурного станів сплаву в ши- роких температурних межах, включаючи і точку фазового переходу. Контактна особа: І. І. ШТАБЛАВИЙ, e-mail: sihor@ukr.net mailto:sihor@ukr.net 36 Враховуючи сказане, нижче дослідили структуру та одну з найважливіших характеристик припоїв – електроопір евтектичних сплавів Sn0,962Ag0,038, Sn0,987Cu0,013 та Sn0,949Ag0,038Cu0,013. Для адекватної інтерпретації отриманих результатів струк- туру змодельовано оберненим методом Монте-Карло (RMC) [5] і результати ви- користано для розрахунку електроопору [6]. Методика досліджень. Рентгенівська дифрактометрія. Структуру вивча- ли за допомогою високотемпературного рентгенівського дифрактометра, який давав змогу отримувати криві інтенсивності дифрагованого випромінювання при температурах до 1600 K. Зразок розміщували у камері дифрактометра, заповне- ній гелієм, щоб запобігти його окисненню. Геометрія розміщення вхідної щілини рентгенівського променя, монохроматизованого за допомогою кристала LiF, центра камери і вхідної щілини лічильника відповідала схемі фокусування типу Брега–Брентано [7]. Похибка вимірювання інтенсивності випромінювання знахо- дилась у межах 2...3%. Температуру визначали та підтримували з точністю ±2 K. Отримані експериментальні кутові залежності інтенсивності дифрагованого випромінювання усереднювали методом найменших квадратів, а після цього ви- правляли на поляризацію, поглинання і аномальну дисперсію [8]. До електрон- них одиниць приводили за допомогою відомого методу [9]. За виправленими і пронормованими кривими інтенсивності розраховували структурні фактори (СФ), парні функції атомного розподілу та функції радіального розподілу атомів. Вимірювання електроопору. Щоб зберегти постійний хiмiчний склад зраз- ків, вимірювали в умовах тиску аргону (до 10 МРа) контактним методом за чоти- риточковою схемою. Використовували керамiчнi комірки, виготовлені з нітриду бору у формі вертикальних контейнерів з внутрішньою робочою порожниною висотою 60 mm. У стінки комірки вздовж її вертикальної осi впресовували точко- ві струмові i потенцiальнi графiтовi електроди. Вимірювальна установка i проце- дура досліджень описані раніше [10]. Похибка визначення електроопору ρ(T) не перевищувала 2%. Високотемпературний нагрівач з трьома незалежно регульова- ними нагрівними елементами стабілізував температурне поле в зоні зі зразком. Моделювання структури оберненим методом Монте-Карло (RMC). Ме- тод RMC – це варіація класичного методу Монте-Карло, однак тут мінімізують не енергію системи, а різницю між експериментально виміряним структурним фактором SE(q) і розрахованим для тривимірної модельної комірки з атомами SМ(q) [11]: 2 2 2( ( ) ( )) ( )E M i S q S q qχ = − σ∑ , де ( )qσ – стандартне відхилення нормального розподілу для експериментально- го СФ. Під час моделювання координати атомів змінюються і змінна χ2 спочатку зменшується, доки не досягне мінімального значення, біля якого далі осцилювати- ме, після чого моделювання зупиняється. Отримана так конфігурація атомів буде тривимірною структурною моделлю, яка узгоджується з загальним експеримен- тальним СФ та з реальною структурою розплаву у межах похибки досліджень. У результаті розрахунків отримували атомні комірки, в яких розподіл атомів відповідав структурі ближнього порядку випробовуваного матеріалу. Використо- вуючи атомний розподіл, розраховували парціальні структурні фактори (ПСФ) та парціальні парні кореляційні функції (ППКФ). Розрахунок електроопору. Для простих рідких металів у наближенні віль- них електронів електричний опір задовільно описує формула Займана [6] 22 2 3 3 2 6 0 3 ( ) ( ) 4 Fk F m a q w q q dq e k π Ω ρ = ∫h , 37 де Ω – атомний об’єм; ( )a q – СФ; ( )w q – формфактор модельного псевдопотен- ціалу, а 23 /Fk z= π Ω – хвильовий вектор Фермі. Для двокомпонентного розплаву 2 2 2 2 2 1 11 2 22 1 2 12 ( ) ( ) ( ) [ (1 ) ( )] ( ) [ (1 ) (1 ) ( )] 2 ( ) ( ) (1 )[ ( ) 1] , = − + + − + − + + − − a q w q w q c c c a q w q c c c a q w q w q c c a q де 1( )w q та 2 ( )w q – формфактори модельного псевдопотенціалу кожної компо- ненти; 11 12 22( ), ( ), ( )a q a q a q – парціальні структурні фактори; c – атомна частка першого компонента сплаву. Як бачимо, для розрахунку електроопору необхідно мати модельний потен- ціал та СФ. Перший з них отримують теоретично, а СФ можна визначити диф- ракційними методами або змоделювати чи розрахувати з допомогою певних наб- лижень. Використаємо локальний псевдопотенціал Ашкрофта [12], формфактор якого 2 2 4( ) cos( ) ( ) C zew q qR q q − π = Ωε , де ( )qε – діелектрична сканівна функція; CR – радіус “серцевини” іона. Цей псевдопотенціал вже застосовували для розрахунку електрофізичних властивостей чистого олова [13–15], де отримали результати, які добре узгоджу- валися з експериментальними. Оскільки досліджувані сплави містять невелику кількість домішок, то, на нашу думку, використання псевдопотенціалу Ашкрофта має бути правильним. Для врахування екранування іонів металу електронами провідності засто- совували функцію, запропоновану С. Хаббардом: 2 2( ) 1 ( )[1 ( )]q k y f y q  λ ε = + −     . Тут 2 04 /Fk aλ = π , де 0a – радіус Бора, 21 1 1( ) ln 2 4 1 y yk y y y − + = + − , 2 F qy k = , 2 2 ( ) 1 F Bq kf y A e  −          = −      – функція, яка враховує обмінну взаємодію та кореляцію електронів згідно з наближенням П. Вашішта і К. Сінгві [16]. Результати та обговорення. З рентгеноструктурних досліджень сплавів Sn0,987Cu0,013, Sn0,962Ag0,038 та Sn0,949Ag0,038Cu0,013 отримали СФ, які наведені на рис. 1, де стрілками також вказані положення перших максимумів СФ чистих Sn, Cu та Ag. Характерною ознакою СФ розплавів є наплив у вигляді плеча на правій вітці основного максимуму, як у рідкому Sn. Тут також необхідно вказати на те, що значення параметра q1 міді і срібла знаходяться справа відносно таких самих зна- чень олова і попадають у ділянку його побічного максимуму. Якщо припустити, що атоми Cu та Ag розчиняються шляхом заміщення атомів олова, то СФ олова повинен практично зберігати свою форму. Однак трансформація напливу свід- чить, що такі зміни спричинені перебудовою атомного розподілу. Встановлено, що плече на правій вітці СФ зберігається також після додавання до олова міді та срібла, тобто елементів зі симетричним першим максимумом СФ. 38 Спостережувана при 500 K законо- мірність у розміщенні основних макси- мумів СФ зберігається також і при ви- щих температурах (600; 700 K). Проте, слід зазначити, що з підвищенням тем- ператури значно зменшується висота основного максимуму СФ для розпла- ву, легованого міддю. Отже, вказані особливості засвідчують домінуючий вплив матриці олова на температурну залежність структури розплаву. Водно- час з додаванням міді температурно розупорядковується атомний розподіл. Тому можна припустити, що атоми міді обирають найближчими сусідами ато- ми олова і так стають центрами класте- рів, які своєю чергою можуть формува- ти структурні одиниці більших розмі- рів, включаючи і фрактальні. Після додавання до олова срібла поведінка профілю СФ дещо інша. Зок- рема, сповільнюється темп зменшення висоти першого максимуму порівняно зі сплавом Sn0,987Cu0,013, що вказує на більшу проти розплавів Sn–Cu стабілі- зацію атомної структури. Одночасне додавання міді та сріб- ла до олова при температурі, близькій до температури плавлення, призводить до невеликого зміщення положення першого максимуму СФ до більших значень хвильових векторів, що вказує на скорочення середніх міжатомних віддалей. Зі зростанням температури зменшується висота першого максиму- му СФ, причому це зменшення для сплаву Sn0,949Ag0,038Cu0,013 відрізняється від двох попередніх сплавів. Зокрема (рис. 1a, c), з підвищенням температури на 100 K вище температури плавлення висота першого максимуму СФ сплаву Sn0,949Ag0,038Cu0,013 зменшується повільніше, ніж сплаву Sn0,987Cu0,013, що свідчить про більшу стабільність структури розплаву порівняно з рідким сплавом олово– мідь. При температурі на 200 K вищій лінії ліквідус швидкість зменшення висоти першого максимуму СФ збільшується. Для детальнішого вивчення атомного розподілу сплавів Sn0,987Cu0,013, Sn0,962Ag0,038 та Sn0,949Ag0,038Cu0,013 моделювали структуру оберненим методом Монте-Карло (RMC). З розрахунків отримано ПСФ та ППКФ. Оскільки для інтер- претації структурних особливостей розплавів зручніше і доцільніше користува- тися ППКФ, аналізуватимемо лише їх. Використовуючи ППКФ, визначили відс- тані між парами атомів у розплавах (див. таблицю і рис. 2). Як бачимо, положення першого максимуму ППКФ gCu–Sn(r) при 500 K змі- щене ближче до початку координат порівняно з аналогічним для gSn–Sn(r). Рис. 1. Структурні фактори розплавів Sn0,987Cu0,013 (a), Sn0,962Ag0,038 (b) та Sn0,949Ag0,038Cu0,013 (c): суцільні лінії – 500 K; штрихові – 600 K; пунктирні – 700 K. Fig. 1. Structure factors of Sn0.987Cu0.013 (a), Sn0.962Ag0.038 (b) and Sn0.949Ag0.038Cu0.013 (c) melts: solid lines – 500 K; dashed – 600 K; dotted – 700 K. 39 Міжатомні віддалі розплавів Sn0,987Cu0,013, Sn0,962Ag0,038 та Sn0,949Ag0,038Cu0,013 Sn0,987Cu0,013 Т, K rSn–Sn, nm rCu–Sn, nm 500 3,21 2,72 700 3,22 3,00 Sn0,962Ag0,038 Т, K rSn–Sn, nm rAg–Sn, nm 500 3,18 2,78 700 3,20 3,20 Sn0,949Ag0,038Cu0,013 Т, K rSn–Sn, nm rCu–Sn, nm rAg–Sn, nm 500 3,18 3,05 3,13 700 3,18 3,00 3,20 Рис. 2. Парціальні парні кореляційні функції рідкого сплаву Sn0,987Cu0,013 при 500 K (a) та 700 K (b): суцільні лінії – Sn–Sn; пунктирні – Cu–Sn. Fig. 2. Partial pair correlation functions of Sn0.987Cu0.013 liquid alloy at temperatures 500 K (a) and 700 K (b): solid lines – Sn–Sn; dashed – Cu–Sn. Зменшення міжатомних віддалей rCu–Sn можна пояснити утворенням клас- терів, що складаються з атомів олова, які оточують атом міді. Це може відбу- ватися тоді, коли між атомами Cu та Sn існують віртуальні зв’язки, спричинені кристалічними сполуками в системі Cu– Sn. При температурі на 200 K вище лінії ліквідус маємо кращий збіг перших мак- симумів функцій gCu–Sn(r) та gSn–Sn(r), хоча й існує невелика різниця міжатом- них віддалей rCu–Sn та rSn–Sn. Така зміна структурних параметрів вказує на деяку гомогенізацію розплаву Sn0,987Cu0,013. Після додавання срібла до олова при 500 K формується кластерна структура, як і для розплаву Sn0,987Cu0,013 (рис. 3 і таблиця). Зі зростанням температури роз- плаву до 700 K відстані rAg–Sn та rSn–Sn стають однакові, тобто рідина повністю го- могенізується. Потрійний сплав Sn0,949Ag0,038Cu0,013 (рис. 4) має також мікронеод- норідну будову. Причиною цього при 500 та 700 K є формування кластерів олова навколо розчинених атомів міді. Атоми срібла не є зародками кластероутворен- ня, а статистично розподілені в матриці олова. Наведено (рис. 5) температурні за- лежності електроопору розплавів Sn0,987Cu0,013, Sn0,962Ag0,038 та Sn0,949Ag0,038Cu0,013. Як бачимо, після додавання окремо міді та срібла питомий опір сплавів зменшу- ється. Для потрійного сплаву Sn0,949Ag0,038Cu0,013 характерне збільшення питомо- го електроопору порівняно з чистим оловом. Враховуючи кластерну структуру розплавів, зміни їх електроопору можна пояснити так. Невелика кількість домішок Cu та Ag розчиняється в матриці олова, формуючи кластери зі щільнішим упакуванням атомів олова навколо домішки, симетризуючи так розміщення розсіювальних центрів. Це обумовлює збільшення рухливості носіїв заряду, що в свою чергу веде до зменшення електроопору. Зі 40 зростанням концентрації домішок міді та срібла структура розплаву стає неодно- ріднішою порівняно з розплавами Sn0,987Cu0,013 та Sn0,962Ag0,038, в результаті чого рухливість носіїв зменшується. Крім того, домінуючу роль тут відіграватиме фактор зменшення концентрації носіїв заряду. Рис. 3. Fig. 3. Рис. 4. Fig. 4. Рис. 3. Парціальні парні кореляційні функції рідкого сплаву Sn0,962Ag0,038 при 500 K (a) та 700 K (b): суцільні лінії – Sn–Sn; штрихові – Ag–Sn. Fig. 3. Partial pair correlation functions of Sn0.962Ag0.038 liquid alloy at temperatures 500 K (a) and 700 K (b): solid lines – Sn–Sn ; dashed– Ag–Sn. Рис. 4. Парціальні парні кореляційні функції розплаву Sn0,949Ag0,038Cu0,013 при 500 K (а) та 700 K (b): суцільні лінії – сплав Sn–Sn; штрихові – Ag–Sn; пунктирні – Cu–Sn. Fig. 4. Partial pair correlation functions of Sn0.949Ag0.038Cu0.013 liquid alloy at temperatures 500 K (a) and 700 K (b): solid lines – Sn–Sn alloy; dashed – Ag–Sn; dotted – Cu–Sn. Рис. 5. Температурна залежність питомого опору розплавів: – Sn (exp); – Sn0,987Cu0,013 (exp); – Sn0,962Ag0,038 (exp); – Sn0,949Ag0,038Cu0,013 (exp); – Sn (calc); – Sn0,987Cu0,013 (calc); – Sn0,962Ag0,038 (calc) та – Sn0,949Ag0,038Cu0,013 (calc). Fig. 5. Temperature dependences of specific resistance of melts: – Sn (exp); – Sn0.987Cu0.013 (exp); – Sn0.962Ag0.038 (exp); – Sn0.949Ag0.038Cu0.013 (exp); – Sn (calc); – Sn0.987Cu0.013 (calc); – Sn0.962Ag0.038 (calc) and – Sn0.949Ag0.038Cu0.013 (calc). На рис. 5 поряд з експериментальними результатами електроопору наведено розраховані з використанням формули Займана. Для розрахунків використовува- ли значення kF [1] і густину сплавів [17, 18]. Розраховані дані добре узгоджують- ся з експериментальними, що свідчить про адекватність наближення вільних електронів для цих сплавів. 41 ВИСНОВКИ Розплави Sn0,987Cu0,013, Sn0,962Ag0,038 та Sn0,949Ag0,038Cu0,013 при температурах, близьких до лінії ліквідус, мають мікронеоднорідну будову, яка спричинена фор- муванням кластерів олова навколо розчинених атомів домішки. Показано, що розплави Sn0,962Ag0,038 та Sn0,949Ag0,038Cu0,013 володіють меншим ступенем мікро- неоднорідності порівняно з Sn0,987Cu0,013. При температурі на 200 K вище темпе- ратури плавлення кластери на основі атомів олова руйнуються, внаслідок чого структура розплавів стає гомогенною. Встановлено, що залежно від кількісного вмісту домішок поведінка питомого електроопору кардинально змінюється. РЕЗЮМЕ. Исследована атомная структура припоев на основе олова методами рент- геновской диффракции и обратного метода Монте-Карло. Рассчитаны полные и парци- альные структурные факторы, а также бинарные корреляционные функции. Показано, что для жидких сплавов Sn0,987Cu0,013, Sn0,962Ag0,038 и Sn0,949Ag0,038Cu0,013 характерно микронеодно- родное строение с кластерами Cu(Ag)–Sn, которые распределены в матрице на основе олова. SUMMARY. The atomic structure of Sn-rich liquid soldersis investigated by both the means of X-ray diffraction method and the reverse Monte–Carlo technique. Total and partial structural factors as well as pair correlation functions are calculated. The Sn0.987Cu0.013, Sn0.962Ag0.038 and Sn0.949Ag0.038Cu0.013 liquid alloys are found to be inhomogeneous with clusters of Cu(Ag)–Sn distributed in the Sn-matrix. Роботу частково підтримав Державний фонд фундаментальних дослі- джень (проект Ф-28.3/024). 1. Арсентьев П. П., Коледов Л. А. Металлические расплавы и их свойства. – М.: Метал- лургия, 1976. – 375 с. 2. Popel P. S., Calvo-Dahlborg M., and Dahlborg U. Metastable microheterogeneity of melts in eutectic and monotectic systems and its influence on the properties of the solidified alloy // J. Non-Crystalline Solids. – 2007. – 353. – P. 3243–3253. 3. Short range order in liquid silver-tin alloys / I. Kaban, W. Hoyer, A. Il’inskii, et al. // Ibid. – 2007. – 331. – P. 254–262. 4. Short-range order and atomic clusters in liquid Cu–Sn alloys / S. Gruner, I. Kaban, R. Klein- hempel, et al. // Ibid. – 2005. – 351. – P. 3490–3496. 5. McGreevy R. L. and Pusztai L. Reverse Monte Carlo simulation: a new technique for the determination of disordered structures // Mol. Simulation. – 1988. – № 1. – P. 359–367. 6. Ziman J. M. A theory of the electrical properties of liquid metals. I: The monovalent metals // Phil.Mag. – 1961. – 6. – P. 1013–1034. 7. Хейкер Д. М., Зевин Л. С. Рентгеновская дифрактометрия. – M.: Изд-во физ.-мат. лит., 1963. – 256 c. 8. Cromer D. T. and Waber J. T. Scattering factors computed from relativistic Dirac – Slatter wave function // Acta Cryst. – 1965. – 18. – P. 104–109. 9. Krogh-Moe J. A method for converting experimental X-ray intensities to an absolute scale // Ibid. – 1956. – 9. – P. 951–953. 10. Plevachuk Yu. and Sklyarchuk V. Electrophysical measurements for strongly aggressive liquid semiconductors // Meas. Sci. Technol. – 2001. – 12. – P. 23–26. 11. Reverse Monte Carlo (RMC) simulation: modeling structural disorder in crystals, glasses and liquids from diffraction data / R. L. McGreevy, M. A. Howe, D. A. Keen, K. N. Clausen // IOP Conference series. – 1990. – 107. – P. 165–184. 12. Ashcroft N. W. Electron-Ion Pseudopotentials in Metals // Phys. Letters (Netherlands). – 1966. – 23. – P. 48–50. 13. Gasser J. G., Bretonnet J. L., and Bruson A. Temperature dependence of the liquid tin resistivity // Phys.Stat. Sol (b) – 1985. – 128. – P. 789–796. 14. Vora A. M. Electrical Transport Properties of Some Liquid Metals // High Temperature. – 2008. – 46. – P. 800–810. 15. Vora A. M. Electrical transport properties of some liquid metals // Physics and Chemistry of Liquids. – 2008. – 46. – P. 442–453. 16. Vashishta P. and Singwi K. S. Electron Correlations at Metallic Densities. // Phys. Rew. B. – 1972. – 6. – P. 875–887. 17. Moser Z., Gasior W., and Pstrus J. Surface tension of liquid Ag-Sn alloys: experiment versus modeling // J. Phase Equilibria. – 2001. – 22. – P. 254–258. 18. Pb-free solders: Part1. Wettability testing of Sn–Ag–Cu alloys with Bi additions / Z. Moser, W. Gasior, K. Bukat, et al. // J. Phase Equilibria and Diffusion. – 2006. – 27. – P. 113–139. Одержано 19.01.2010

Структура та електроопір припоїв Sn–Cu(Ag) у передкристалізаційному інтервалі температур

Репозитарії

Схожі ресурси