, Hradec nad Moravicí

Transkript

1 TEORETICKÉ A EXPERIMENTÁLNÍ STUDIUM TERNÁRNÍHO SYSTÉMU Cu In Sn Jaromír Drápala a, Petr Zlatohlávek b, Jan Vřešťál c a Vysoká škola báňská Technická Univerzita Ostrava, FMMI, katedra neželezných kovů, rafinace a recyklace, Ostrava - Poruba, ČR, Jaromír.Drapala@vsb.cz b Safina a.s., Vídeňská 104, Vestec - Jesenice, petr.zlatohlavek@safina.cz c Masarykova Univerzita, Katedra teoretické a fyzikální chemie, Kotlářská 2, Brno, ČR, vrestal@chemi.muni.cz Abstrakt Bylo provedeno termodynamické studium fázových rovnováh v ternárním systému měď indium cín. Byly vypočteny izotermické řezy v systému Cu In Sn při teplotách 600, 400 a 200 C. Experimentální výzkum vybraných slitin 82Cu2In16Sn, 82Cu12In6Sn, 30Cu35In35Sn, 15Cu80In5Sn, 65Cu30In5Sn, 76Cu11In13Sn, 66Cu20In14Sn, 55Cu40In5Sn, 40Cu50In10Sn. Vzorky slitin byly připraveny z kovů o čistotě Cu 4N5, In 5N a Sn 5N tavením v grafitovém kelímku při teplotě 1200 C. Tepelné zpracování vzorků v evakuovaných ampulích bylo provedeno v laboratorní peci při těchto teplotních a časových režimech: 200 C 56 dní, 400 C 22 dní a 600 C 7 dní. Vzorky byly po ukončení žíhání prudce ochlazeny do vody. Byly studovány následující charakteristiky: teploty a entalpie fázových transformací (DTA, TG, DSC) individuálních slitin při rychlostech ohřevu a ochlazování vzorků 7 C/min, metalografie a mikrotvrdost, chemická analýza, mikroanalýza jednotlivých fází v struktuře slitin (EDAX), měření povrchového napětí a hustoty slitin v závislosti na teplotě. Získané experimentální výsledky fázových rovnováh byly srovnány s termodynamickými výpočty. Theoretical and experimental study of Cu In Sn ternary system The thermodynamic study of the phase equilibria in the ternary copper indium tin system was performed. The isothermal sections in Cu In Sn system at the temperatures of 600, 400 and 200 C were calculated. The experimental research of the selected alloys of 82Cu2In16Sn, 82Cu12In6Sn, 30Cu35In35Sn, 15Cu80In5Sn, 65Cu30In5Sn, 76Cu11In13Sn, 66Cu20In14Sn, 55Cu40In5Sn, 40Cu50In10Sn was carried out. The samples of alloys were prepared from the metals of the following purities: Cu 4N5, In 5N and Sn 5N applying a process of melting in a graphite crucible at the temperature 1200 C. The sample heat treatment in evacuated ampoules was performed in a laboratory furnace at the following temperature and time regimes: 200 C 56 days, 400 C 22 days and 600 C 7 days. Having finished the annealing, the samples were quenched to water. The following characteristics were studied: the temperatures and enthalpies of the phase transformations (DTA, TG, DSC) of individual alloys at the rates of heating and cooling of samples of 7 C/min, metallography and micro-hardness, chemical analysis, micro-analysis of individual phases in the structure of alloys (EDAX), measurement of the surface tension and density of alloys in dependence on the temperature. The obtained experimental results of the phase equilibria were compared with the thermodynamic calculations. 1

2 1. ÚVOD Program COST Action 531 Lead-free Solder Materials je zaměřen na základní vědecký výzkum různých vlastností vhodných typů bezolovnatých pájek a na problémy jejich praktické aplikace, jejich trvanlivosti během efektivního využití ve všech druzích zařízení a jejich recyklace. Cílem této práce bylo termodynamické a experimentální studium ternárního systému měď cín indium za účelem prověření věrohodnosti údajů publikovaných v literatuře. Pro termodynamické výpočty byl aplikován program THERMOCALC (Masarykova Univerzita v Brně), experimentální práce byly provedeny na VŠB TU Ostrava, m.j. v rámci řešení diplomové práce [1]. 2. BINÁRNÍ A TERNÁRNÍ ROVNOVÁHY V SYSTÉMU Cu In Sn Obr. 1a) Binární fázový diagram systému měď cín [2]. Fig. 1a) Binary phase diagram of copper tin system [2]. Obr. 1b) Binární fázový diagram systému měď indium [2]. Fig. 1b) Binary phase diagram of copper indium system [2]. 2

3 Obr. 1c) Binární fázový diagram systému indium cín [2]. Fig. 1c) Binary phase diagram of indium tin system [2]. 2.1 Binární diagramy Cu Sn, Cu In a In Sn Nejnovější binární diagramy jsou publikovány v [2] - viz obr. 1. V tab. 1 jsou uvedeny charakteristiky některých významných fází dle obr. 1. Nejnovější termodynamický výpočet systému Cu-Sn provedli Shim et all. [3]. Z obr. 1a), 1b) a z tab. 1 je patrné, že v systémech Cu Sn i Cu In vznikají fáze podobných typů jak z hlediska typů struktur, tak i z hlediska chemických stechiometrických poměrů, např. fázi Cu 6 Sn 5 odpovídá Cu 11 In 9, vysokoteplotní fáze β, γ a rovněž fáze δ, η se vyskytují adekvátně v obou systémech. Tabulka 1 Oblasti koexistence jednotlivých fází v binárních systémech Cu Sn a Cu In. Table 1 Areas of the co-existence of individual phases in Cu Sn and Cu In binary systems. Systém Cu Sn Systém Cu - In Fáze Oblast existence Chem. Oblast existence Chem. Struktura Fáze Sn [at. %] T[ C] vzorec In [at. %] T [ C] vzorec Struktura (Cu) Cu fcc (Cu) Cu fcc β bcc (W) β bcc (W) γ bcc (BiF 3 ) γ (InMn 3 ) γ mosaz δ Cu 41 Sn 11 γ mosaz δ Cu 7 In 3 γ mosaz ζ Cu 10 Sn 3 hex.(agzn) ε Cu 3 Sn ortorhomb. η hex. (NiAs) η Cu 6 Sn 5 hex.(nias) η (Ni 2 In) η Cu 6 Sn Cu 11 In 9 monoclin.(alcu) (Sn) β Sn tetragonal (In) 100 In fct* fct* - tetragonální plošně centrovaná mřížka 2.2 Ternární systém Cu In Sn K popisu ternárního systému byla vybrána práce W. Köstera et all. [4], kteří jako první zpracovali základní ternární diagram pro teploty 400, 555, 600 a 650 C s obsahem Cu nad 50 at. %. Na jejich práci navazují popisy ternárního diagramu od X.J. Liua et all. [5], kteří vypočetli ternární systém pro všechny teploty na základě termodynamických dat. Upravená data [5] jsou zařazena do databáze COST531-V2-0, na jejímž základě byly v této práci vypočteny fázové diagramy ternárního systému Cu In Sn programem THERMOCALC [6]. Na obr. 2a) je uveden charakter povrchu plochy likvidu s vyznačením významných bodů 3

4 unvariantních reakcí a na obr. 2b) izotermický řez ternárním diagramem Cu In Sn při teplotě 600 C [4] v oblasti bohaté mědí. At. % Cu At. % In At. % Cu At. % In Cu At. % Sn Cu At. % Sn a) Plochy likvidu (liquidus surfaces). b) Izotermický řez při 600 C (isothermal cut at 600 C) Obr. 2 Ternární diagram systému Cu In Sn v oblasti bohaté Cu[4]. Fig. 2 Ternary diagram of Cu In Sn system [4]. V prezentovaném ternárním systému Cu In Sn dochází dle [4] celkem ke 14-ti čtyřfázovým reakcím: 676 C: U 1 + β = γ(cu-sn) + γ(cu-in) 648 C: U 2 + γ(cu-in) = γ(cu-sn) + η 585 C: β + γ(cu-sn) + γ(cu-in) = T 583 C: U 3 + γ(cu-sn) = ε + η 578 C: β + γ(cu-in) + δ(cu-in) + T 575 C: γ(cu-sn) + ε = η + ζ 571 C: β + δ(cu-in) = α + T 568 C: β = α + γ(cu-sn) + T 562 C: γ(cu-sn) + η = ζ + γ(cu-in) 552 C: γ(cu-sn) + γ(cu-in) = ζ + T 551 C: γ(cu-in) + η = ζ + δ(cu-in) 540 C: γ(cu-sn) + T = ζ + δ(cu-in) 517 C: γ(cu-sn) = α + δ(cu-sn) + ζ 509 C: γ(cu-in) = ζ + δ(cu-in) + T Fáze T odpovídá stechiometrické sloučenině Cu 11 In 2 Sn se strukturou podobnou γ mosazi. 3. EXPERIMENTY 3.1 Výchozí vzorky Seznam a chemické složení vybraných vzorků ze systému Cu In Sn uvádí tab. 2. Vzorek Nominální [At. %] Nominální [Hm. %] Analýza ICP-AES (Hm. %) číslo Cu In Sn Cu In Sn Cu In Sn Tabulka 2 Chemické složení vzorků. Table 3 Chemical composition of samples. Na přípravu vzorků byly použity kovy o čistotě: Cu 4N5, In 5N a Sn 5N. Vzorky byly naváženy v množství 20 g. Navážka byla umístěna do grafitového kelímku s víčkem a tavena při teplotě 1200 C po dobu 30 minut. Poté byl vzorek vytažen a ponechán v mimopecním prostoru na ochlazení. Utuhlé vzorky byly rozřezány na díly o hmotnosti cca 2 g. Z každého vzorku byly odebrány 3 díly, evakuovány a zataveny do křemenných ampulí. Tepelné zpracování vzorků bylo provedeno v 4

5 laboratorních pecích při třech různých teplotách a časových režimech. Vybrané vzorky byly žíhány při 200 C po dobu 56 dní, 400 C po dobu 22 dní a 600 C po dobu 7 dní. Po ukončení žíhání byly vzorky prudce ochlazeny do vody, vyjmuty z ampulí a podrobeny dalšímu zkoumání. 3.2 Použité experimentální metody Vzorky byly zkoumány následujícími metodami: a) Optická metalografie pro studium makro- a mirostruktury vzorků b) Měření mikrotvrdosti HV m přítomných fází ve struktuře c) Chemická mikroanalýza jednotlivých přítomných fází (EDAX) d) Celková chemická analýza vzorků metodou ICP-AES e) Diferenční termická analýza v přístroji SETARAM SYSTEM 18 TM f) Měření smáčivosti a hustoty vybraných vzorků metodou ležící kapky 3.3 Výsledky diferenční termické analýzy V tabulce 3 jsou shrnuty výsledky získané u devíti slitin Cu In Sn při jejich ohřevu a ochlazování rychlostí 7 C/min. Vzorky určené pro DTA byly získány tavením s následným pomalým ochlazováním v grafitovém kelímku. Při vlastním měření v přístroji SETARAM SYSTEM 18 TM byly při ohřevu vzorků pozorovány v některých případech píky, které se při ochlazování již neobjevily. Důvodem může být nehomogenita výchozích vzorků, která jejich roztavením zanikla (konvektivně difuzní pochody). Opakované měření se už neprovádělo. V předposledním sloupci tabulky 3 jsou uvedeny střední hodnoty teploty likvidu získané z průměru dvou měření při ohřevu a ochlazování. Barevně jsou v téže tabulce označeny dvojice teplot adekvátních reakcí, které se při DTA projevily tepelným efektem. V posledním sloupci jsou pro srovnání uvedeny teploty likvidu zjištěné [5] pro adekvátní slitiny, které se složením lišily nepatrně od našich měření. Vzorek číslo Pík 1 [ C] Tabulka 3 Výsledky DTA. Table 3 Results of diferential thermal analysis. Ohřev 7 C/min Ochlazování 7 C/min Teplota likvidu [ C] Pík 2 Pík 3 Pík 4 Pík 5 Pík 6 Pík 1 Pík 2 Pík 3 Pík 4 [ C] [ C] [ C] [ C] [ C] [ C] [ C] [ C] [ C] Autoři [5] Metalografické studium vzorků po dlouhodobém izotermním žíhání Vyžíhané vzorky byly zalisovány do vodivého bakelitu na stroji STRUERS Labo Press, broušeny na papíru o hrubosti 600, 1200 a 2500, poté leštěny na hlince a přeleštěny na diamantové pastě. Leptání všech vzorků bylo provedeno dvojchromanem draselným s chloridem železitým v poměru 2:1 a pozorovány v polarizovaném světle. Dokumentační snímky mikrostruktur vybraných vzorků jsou na následujícím obrázku 3. Zvětšení u všech mikrostruktur je shodné. Měřítko, nacházející se v pravém dolním rohu fotografie, odpovídá 70 µm. 5

6 Vzorek 200 C/ 56 dní 400 C / 22 dní 600 C / 7 dní Ob r. 3 Mikrostruktura slitin Cu In Sn. Fig. 3 Microstructure of Cu In Sn alloys. 6

7 Vzorek 200 C/ 56 dní 400 C / 22 dní 600 C / 7 dní Obr. 3 Mikrostruktura slitin Cu In Sn. Fig. 3 Microstructure of Cu In Sn alloys. 4. DISKUSE Z našich pozorování a měření vyplynuly následující poznatky: Vzorek 6 (Cu82In2Sn16). Z analýzy DTA byly patrné dva až tři píky představující významné fázové transformace. Teplota likvidu je cca 735 C, další pík se nachází při teplotách okolo 590 C. Z mikrostrukturní a EDAX analýzy vyplynulo, že v oblasti teplot 600 C měl vzorek monofázovou strukturu odpovídající fázi β. Při teplotách níže 400 C se v objemu vzorku vyskytuje pouze fáze T, odpovídající stechiometricky vzorci Cu 11 In 2 Sn, resp Cu78(In,Sn)22. Složení matrice při všech teplotách bylo at. % Cu, at. % In a at. % Sn. Fáze T vykazovala mikrotvrdost HV m ~ 490. Při teplotě žíhání 400 C se na hranicích zrn vyloučila tenká vrstva další fáze, která však nebyla chemicky analyzována. Vzorek 7 (Cu82In12Sn6). Průměrné chemické složení vzorku bylo at. % Cu, at. % In a at. % Sn. Teplota likvidu odpovídala hodnotě 755 C, což je ve výborné shodě s autory [5]. Krystalizace končí při teplotě cca 735 C za vzniku jemného lamelárního eutektika α a β, které je stabilní až do teplot pod 600 C. Další transformace probíhá okolo teploty 570 C za tvorby jemného eutektoidu složeného z fází α a T. Tato struktura byla identifikována při teplotách 400 i 200 C a vykazuje průměrnou mikrotvrdost HV m ~ 380. Vzorek 8 (Cu30In35Sn35). Při krystalizaci této slitiny o výchozím složení 30 at. % Cu, 35 at. % In a 35 at. % Sn dochází při teplotách 542 a 116 C ke dvěma fázovým transformacím L L + η Cu 2 In 3 Sn + η + γ(sn). Liu [5] udává první teplotu 560 C. Litá struktura vzorku vykazovala přítomnost primárně vyloučených krystalů a rychle utuhlé taveniny. Ze strukturní a chemické analýzy vzorku žíhaného při teplotě 400 C po dobu 22 dní jsou patrná primárně utuhlá zrna fáze η o stechiometrickém složení 60 at. % Cu, 20 at. % In a 20 at. % Sn a rychle zkrystalizované taveniny, která má složení 3 at. % Cu, 29 at. % In a 68 at. % Sn, při čemž došlo sekundárně i k eutektické reakci za vzniku fáze Cu 2 In 3 Sn, která se nachází na hranicích zrn η. Podíl taveniny je 62 % a fáze η 38 %. Při krystalizaci zbytkové taveniny došlo rovněž sekundárně k vyloučení minoritní složky v eutektiku o složení 22 at. % Cu, 32 at. % In a 46 at. % Sn. Z plošných analýz metalografie a fázového diagramu vychází podíl taveniny 56 %. Srovnání mikroanalýzy EDAX a metalografického rozboru s termodynamicky namodelovaným diagramem [6] vyplývá výborná shoda. Po žíhání vzorku při teplotě 200 C po dobu 56 dní vyplývá dle chemické analýzy EDAX, že se primárně vyloučila fáze η. Byly nalezeny stejné fáze v utuhlé tavenině, jak bylo popsáno výše. 7

8 Tavenina v tomto případě obsahovala 4 at. % Cu, 44 at. % In a 52 at. % Sn a sekundárně v ní vznikla při nízkých teplotách fáze Cu 2 In 3 Sn. Obrazovou analýzou byl zjištěn podíl fáze η ve výši 48 %. Průměrná mikrotvrdost v oblasti fáze η byla HV m ~ 420, v oblasti utuhlé taveniny HV m ~ 23. Vzorek 9 (Cu15In80Sn5). Z analýzy DTA je patrný výrazný pík při teplotě 147 C, který odpovídá eutektické reakci mezi Sn a In s ovlivněním přítomnosti Cu za vzniku β(in). Dále byla zjištěna patrná změna při teplotě 519 C, která odpovídá krystalizaci taveniny s primárním vyloučením fáze η. Při teplotě 600 C je slitina zcela roztavena a po jejím prudkém ochlazení došlo ke vzniku řady nerovnovážných fází. Z taveniny vznikla primárně fáze o složení 43 at. % Cu, 53 at. % In a 3 at. % Sn a zbytek taveniny utuhl se složením 7 at. % Cu, 85 at. % In a 8 at. % Sn. Při žíhání při teplotě 400 C po dobu 22 dní došlo ke vzniku rovnováhy mezi taveninou a primárně vyloučenou fází η o chemickém složení 63 at. % Cu, 34 at. % In a 2 at. % Sn. Tavenina analyzovaná v oblasti mezi zrny fáze η obsahovala 5 at. % Cu, 85 at. % In a 10 at. % Sn. Srovnáním těchto výsledků s termodynamickými výpočty [6] vyplývá výborná shoda viz obr. 4b. Při teplotě 200 C došlo k vyloučení fáze Cu 11 (In,Sn) 9 o složení 55 at. % Cu, 43 at. % In a 1 at. % Sn a. Ostatní oblast mikrostruktury byla tvořena taveninou, která obsahovala 3 at. % Cu, 88 at. % In a 9 at. % Sn. Sekundárně došlo k vyloučení fáze o složení 37 at. % Cu, 59 at. % In a 4 at. % Sn při nízkoteplotní eutektické reakci. Vzorek 10 (Cu65In30Sn5). Z analýzy DTA je patrná pouze jediná fázová přeměna, která začíná při teplotě cca 610 C a při 667 C dochází k úplnému roztavení slitiny. Dle fázového diagramu [4] je teplota likvidu cca 665 C, což je v plné shodě s experimentálními hodnotami, teplota solidu pro dané složení slitiny je 620 C, což rovněž souhlasí. Při teplotě 600 C se nacházíme v oblasti fáze η. Struktura je homogenní a po rekrystalizaci došlo ke vzniku jemnozrnné struktury. Při teplotě 400 C se nacházíme v oblasti δ(cu-in) + η s viditelnou oblastí martenzitického typu (obr. 3). Při teplotě 200 C je podíl martenzitické fáze větší a navíc dochází k vyloučení další minoritní fáze, kterou nebylo možno chemicky identifikovat (má nižší obsah Cu a vyšší obsah In). Vzorek 11 (Cu76In11Sn13). Z analýzy DTA je patrné překročení křivky likvidu při teplotě okolo 707 C s intervalem krystalizace cca 30 C, což velmi dobře souhlasí i s údaji [4]. Dalších několik reakcí nastává v intervalu teplot 515 až 578 C. Při teplotě 600 C se nacházíme v oblasti γ(cu-sn). V našem případě jsem pozorovali na hranicích zrn vyloučené nepatrné množství fáze s obsahem 14 at. % Sn a 75 % Cu, přičemž obsah In se nezměnil. Při poklesu teploty probíhá řada složitých fázových reakcí za vzniku dvou- až třífázových oblastí, které jsou poměrně velice úzké a s poklesem teploty dochází ke změnám sklonu křivek fázových rovnováh. Z důvodu nepřehlednosti diagramu a značně jemnozrnné struktury nelze přesně identifikovat jednotlivé fázové rovnováhy. Analogická situace je i při teplotě 200 C, kde spolu koexistují tři fáze. Vzorek 12 (Cu66In20Sn14). Z analýzy DTA je patrná pouze jediná fázová přeměna, kdy dochází postupně k roztavení slitiny. Teplota likvidu je 652 C a krystalizace končí při teplotě C. Po žíhání vzorku při 600 C byla identifikována fáze η o složení 65 at. % Cu, 21 at. % In a 14 at. % Sn. Z mikrostrukturní analýzy byla patrna zrna s velkým stupněm rekrystalizace. Při teplotě 400 C se jednalo o monofázovou oblast tvořenou fází η po velkém stupni rekrystalizace. Hranice zrn jsou značně vyvinuté. Fáze η vykazuje značnou tvrdost (HV m ~ 650) a tudíž i křehkost. Při teplotě 200 C je ve struktuře patrná dvoufázová oblast ε + η, která se liší poměrem Sn a Cu. Vzorek 14 (Cu55In40Sn5). Ke krystalizaci této slitiny dochází dle DTA cca 636 C a plně krystalického stavu je dosaženo při cca 550 C. K další výrazně tepelně zabarvené reakci dochází při teplotě 145 C. Primárně utuhlá zrna mají složení 67 at. % Cu, 30 at. % In a 3 at. % Sn, což stechiometricky odpovídá vzorci Cu 2 (In,Sn), tedy fázi η, jak je rovněž patrné 8

9 z obr. 4a. Odpovídající rovnovážná tavenina měla složení 9 at. % Cu, 79 at. % In a 12 at. % Sn, což vůbec neodpovídá fázovému diagramu. V utuhlé tavenině však byla identifikována další fáze ve tvaru desek o koncentraci 31 at. % Cu, 62 at. % In a 7 at. % Sn. Tato fáze nebyla rovněž dosud nikde zmíněna. Vysvětlení tohoto jevu je předmětem dalšího výzkumu. Je možné, že při rychlém ochlazování vzorku z teploty 600 C do vody mohlo část taveniny nerovnovážně krystalizovat za dodatečného vyloučení fáze η (viz drobné útvary v tavenině na obr. 3). To potvrzuje i výrazný pík při teplotě 145 C. Ze strukturní a chemické mikroanalýzy je u vzorku žíhaného při teplotě 400 C evidentní dvoufázová oblast tvořená fází η, v níž se nachází zbytek taveniny (obr. 3). Z mikrostruktury je patrná přítomnost taveniny se sekundárním vyloučením další fáze. Tavenina obsahovala 8 at. % Cu, 79 at. % In a 13 at. % Sn, další fáze okolo primárně utuhlé fáze η měla složení 34 at. % Cu, 61 at. % In a 5 at. % Sn. Tato fáze odpovídá dle ternárního diagramu η. Fázové poměry u vzorku žíhaného při teplotě 200 C jsou analogické jako při žíhání při teplotě 400 C. Hlavní strukturní podíl tvoří fáze η, mezi nimi se nachází zbytek taveniny a ojediněle dochází k vyloučení nové fáze, ale v menší míře než při žíhání při teplotě 400 C. Z hlediska mikrotvrdosti vykazovala struktura vzorku žíhaného při 200 C hodnoty HV m ~ 480, zatímco utuhlá tavenina bohatá indiem měla HV m ~ 110. Vzorek 16 (Cu40In50Sn10). Při analýze DTA byly pozorovány dva píky, a to při teplotě 138 C, což odpovídá charakterem eutektické reakci a další pík se objevil při 596 C, přičemž k tepelnému efektu docházelo již od teplot okolo 500 C. Další pík při teplotě 170 C byl pozorován pouze při ohřevu vzorku. Z výše uvedeného vyplývá, že při žíhání vzorku při teplotě 600 C jsme se nacházeli těsně nad křivkou likvidu. Zakalením vzorku z tohoto stavu lze očekávat vznik řady nerovnovážných fází s dendritickou strukturou viz obr. 3. Ve větvích dendritů byla zjištěna primárně vzniklá fáze η o složení 60 at. % Cu, 35 at. % In a 5 at. % Sn, mezi větvemi dendritů byla vyloučená fáze s koncentrací 38 at. % Cu, 57 at. % In a 5 at. % Sn a v mezidenritických prostorách byly nalezeny kapky taveniny o složení 9 at. % Cu, 84 at. % In a 7 at. % Sn. Při žíhání na teplotě 400 a 200 C se nacházíme v oblasti L + η. Tomu odpovídají i struktury vzorků po jejich zakalení. Primárně vyloučená fáze η o složení 65 at. % Cu, 29 at. % In a 6 at. % Sn (400 C) a 61 at. % Cu, 31 at. % In a 8 at. % Sn (200 C). Zbytek utuhlé taveniny měl koncentraci 10 at. % Cu, 69 at. % In a 20 at. % Sn (400 C) a 6 at. % Cu, 72 at. % In a 21 at. % Sn (200 C). Světlá fáze nacházející se mezi L + η vykazovala 41 at. % Cu, 52 at. % In a 7 at. % Sn (400 C) a 36 at. % Cu, 56 at. % In a 8 at. % Sn (200 C). Tato fáze vznikla pravděpodobně dodatečnou reakcí při nízkoteplotní přeměně za tvorby Cu 2 In 3 Sn + (In), což odpovídá diagramu polytermického řezu dle [5]. 5. ZÁVĚR V této práci bylo provedeno detailnější studium devíti vybraných slitin ternárního systému měď indium cín s cílem porovnání vlastních i literárních experimentálních prací s termodynamickými výpočty. Je možno konstatovat, že námi určené teploty reakcí pomocí DTA jsou ve výborné shodě s údaji dalších autorů. Rovněž nalezené primárně vzniklé fáze při dlouhodobém žíhání velice dobře korespondují s termodynamickými údaji dle autorů Liu et all. [5] a našimi výpočty [6]. Větší nesrovnalosti vznikaly při stanovení oblasti likvidu v pájkách s vysokým obsahem india a cínu, což bylo dle našeho názoru způsobeno dodatečnou reakcí taveniny při nízkých teplotách, kdy dochází k řadě transformací za vzniku dalších fází. Z tohoto důvodu autoři doporučují navrhnout způsob separace taveniny od primárně utuhlých fází těsně před kalením vzorků s následným stanovením celkového chemického složení taveniny např. metodou ICP-AES. Dále autoři doporučují provést v následující etapě experimenty reaktivní difuze čisté mědi s různými typy slitin cín indium, který by umožnil přesnější specifikaci a koncentrační oblast koexistence jednotlivých fází v celém koncentračním trojúhelníku včetně polytermických řezů.. 9

10 a) 600 C b) 400 C Obr. 4 Termodynamicky vypočtené izotermické řezy systémem Cu In Sn. Fig. 4 Termodynamical calculated isothermal sections in Cu In Sn system. 10

11 c) 200 C Obr. 4 Termodynamicky vypočtené izotermické řezy systémem Cu In Sn. Fig. 4 Termodynamical calculated isothermal sections in Cu In Sn system. Tato práce vznikla v rámci řešení projektu Evropské unie COST 531 Lead-free Solder Materials, reg. č. OC a OC a v rámci výzkumného záměru fakulty Metalurgie a materiálového inženýrství VŠB TU Ostrava Procesy přípravy a vlastnosti vysoce čistých a strukturně definovaných speciálních materiálů, projekt MSM, reg. č LITERATURA [1] ZLATOHLÁVEK, P. Příprava a studium charakteristik slitin Cu-In-Sn. Diplomová práce, VŠB TU Ostrava, 2005, 108 s. [2] MASSALSKI, T.D. Binary Alloy Phase Diagrams. Second Edition Plus Updates on CD ROM, Ohio, ASM International, Metal Park, [3] SHIM, J.-H., OH, C.-S., LEE, B.-J., LEE, D.N. Zeitschrift für Metallkunde. 87, 1996, pp [4] KÖSTER, W., GÖDECKE, T., HEINE, D. Der Aufbau des Systems Kupfer-Indium-Zinn im Bereich von 100 bis 50 At.-% Cu, Zeitschrift für Metallkunde, 63, 1972, H. 12, S [5] LIU, X.J. et all. Experimental Determination and Thermodynamic Calculation of the Phase Equilibria in the Cu-In-Sn System, Journal of Electronic Materials, vol. 30, 2001, No. 9, p [6] SUNDMAN, B. Termo-calc, Version M, Royal Institute of Technology, Stockolm,