CN112157257A - 一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法 - Google Patents

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Abstract

一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法，步骤(1)将不同粒径的铜颗粒均匀电镀一层2～3μm Sn镀层，然后在Cu/Sn粉末表面物理均匀沉积一层～1μm Ag层，得到Cu/Sn/Ag粉末；步骤(2)将步骤(1)制备的Cu/Sn/Ag粉末进行配比，放置于混料机中，在100～300r/min速率下，机械混合1～2h，得到粒径均匀混合的粉末；步骤(3)将步骤(2)制备的粉体在高压压片机上压力成型，所述高压压片机压力范围为10～30MPa，得到厚度为100～400μm的Cu/Sn/Ag复合预成型焊片；步骤(4)对所述的复合预成型焊片进行低温瞬态液相扩散焊接，在低于Sn的熔点处，通过Sn与Cu、Sn与Ag同时发生扩散反应，使得低熔点的Sn完全转化为耐高温的Cu3Sn和Ag3Sn界面金属间化合物，制备出Cu3Sn/Ag3Sn包覆Cu颗粒的三维网络结构接头。

Description

一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法
技术领域
本发明涉及一种电力电子封装用耐高温三维网络接头的无铅预成型焊片、及一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法。
背景技术
电力电子(或功率)模块是重要的能源变换和控制器件，广泛应用于航空航天、轨道交通、先进能源、电动汽车、石油钻井、重大及先进装备制造、前沿科学研究等领域。随着电子产品向微型化、高密度、大功率方向发展，以及以SiC为代表的第三代半导体器件的工业化应用，电力电子模块面临着更高耐受温度和更高可靠性的挑战，同时模块的全面无铅化逐步提上日程，相应的无铅封装接头需要在300℃以上具备优异的热、电及力学性能和可靠性。低温瞬态液相扩散连接(Low Temperature-Transient Liquid Phase Bonding,LT-TLPB)结合了扩散焊接和钎焊工艺的特点，采用Cu、Sn、Ni、Ag等常规焊接材料，在低温下焊接(<280℃)形成高熔点金属间化合物(>400℃)，是高温功率器件特别是第三代功率半导体(SiC或GaN)芯片焊接中非常有潜力的技术。
典型的“三明治”金属结构-LT-TLPB制备的耐高温纯界面金属间化合物(IMCs)接头，它是基于中间层为Sn、In等低熔点金属，表面层为Cu、Ni、Au、Zn等高熔点金属的三明治结构，利用低熔点金属熔化而产生液-固互扩散，生成耐高温IMCs作为连接接头的焊接技术，利用这种焊接技术的焊接层厚度一般小于20μm，不利于吸收因芯片及基板等系统材料热膨胀系数适配产生的热应力，难以满足电力电子器件高可靠封装的需要。中国专利CN100475996C公开了一种高温无铅焊料用组合物、生产方法及元件，该无铅高温焊料包含一种含银2wt％-18wt％、含铋98wt％-82wt％的银铋合金，具有固相线不低于262.5℃、液相线不高于400℃，但是，该无铅焊料用组合物强度和塑性较低，此焊料用普通助焊膏做成的锡膏在抗坍塌能力较差，锡珠较多等不良，不利于该无铅焊料用组合物的工业化生产和推广。CN104476007A公开了一种高熔点无铅无卤焊锡膏及其制备方法，该焊锡膏焊料合金具有固相线温度高于260℃以上，具有强度高，塑性高，抗疲劳特性强的优点，但该助焊膏具有工艺复杂、易污染腔室，制备的接头孔洞率大灯问题；中国专利CN101234456A公开了一种锡银金无铅焊接材料及其制备方法，其熔化温度可达到300℃，润湿性和电学性能优良，焊接效果良好，可代替传统的Sn-95％Pb焊料合金。其组成为银8～13％、金35～45％，其余为锡。贵金属用量大，成本高，焊接温度高；中国专利CN104588906A公开了一种Sn-Cu高温无铅焊膏及其制备方法和使用方法，该焊膏焊接的样品使用温度可高达400℃，焊缝剪切强度高，但弹性和塑性不足，并且该技术仍然沿用的是焊膏，需要采用容易产生污染的丝网印刷工艺；由于焊接过程，焊接材料不能润湿铺展，因此，焊膏挥发后留下大面积的孔洞，接头疏松，影响导热效率及可靠性；中国专利CN103753049A公开一种Cu/Sn焊片，耐温性高，但Cu3Sn生成过程产生的柯肯达尔空洞高，导热、导电性能受到影响，另外，Cu颗粒弹性模量高，接头韧性不足，高温下可靠性难以满足要求。
发明内容
本发明的目的是为了克服上述现有技术的不足，致力于研发强韧一体的耐高温、高可靠的焊接材料和方法，本发明提出一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法以及双核Cu/Sn/Ag无铅预成型焊片。该种焊片厚度为100～400μm，焊接温度240-270℃，保温时间8～40min。300℃时效500h后接头剪切强度约为50～60MPa，弹性模量50～70GPa，服役温度>450℃。
为实现以上目的，本发明所采用的技术方案如下：一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法，包括如下步骤：
步骤(1)将不同粒径的铜颗粒均匀电镀一层2～3μm Sn镀层，然后在Cu/Sn粉末表面物理均匀沉积一层～1μm Ag层，得到Cu/Sn/Ag粉末；
步骤(2)将步骤(1)制备的Cu/Sn/Ag粉末进行配比，放置于混料机中，在100～300r/min速率下，机械混合1～2h，得到粒径均匀混合的粉末；
步骤(3)将步骤(2)制备的粉体在高压压片机上压力成型，所述高压压片机压力范围为10～30MPa，得到厚度为100～400μm的Cu/Sn/Ag复合预成型焊片；
步骤(4)对所述的复合预成型焊片进行低温瞬态液相扩散焊接，在低于Sn的熔点处，通过Sn与Cu、Sn与Ag同时发生扩散反应，使得低熔点的Sn完全转化为耐高温的Cu3Sn和Ag3Sn界面金属间化合物，制备出Cu3Sn/Ag3Sn包覆Cu颗粒的三维网络结构接头。
进一步的，所述步骤(2)中，Cu/Sn/Ag粉末的颗粒尺寸为两种或三种，当采用两种颗粒尺寸时，配比按大小粒径的用量为1:2的比例进行配比；
当颗粒尺寸为三种时，按大中小粒径的用量为1：2：3的比例进行配比。
进一步的，所述低温瞬态液相扩散焊接在250℃～280℃的低温下制备，所述耐高温是指接头服役温度大于450℃，接头成分为稳定的Cu/Cu3Sn/Ag(Sn)/ζ-Ag复合物相，接头400℃下剪切强度高达52MPa，弹性模量为55～85GPa，实现强韧一体性能。
根据本发明的另一方面，提出一种Cu/Sn/Ag三元体系强韧一体性三维网络接头制备方法，所述的制备步骤如下：
步骤(1)将三种不同粒径的Cu粉末按照3:2:1的比例配置，三种粉末粒径分别为：5～50μm，15～30μm及30～50μm；
步骤(2)将粒径配置好的Cu粉末均匀混合，在0.25A的电流下电镀1～3小时，每15～30min搅拌一次，得到镀Sn层厚度为2～3μm的Cu/Sn电镀粉末；
步骤(3)将电镀Cu/Sn粉末放置于带自动搅拌装置的物理气相沉积设备中，搅拌速率为10～50r/min，Ag靶材的溅射功率为300～600W，获得的Ag镀层厚度为500～1000nm；
步骤(4)将制备好的Cu/Sn/Ag复合粉末放置于定型模具中，磨平，设定压片压力为7～20MPa，保压时间5min，得到厚度约为100～400μm的预成型焊片；
步骤(5)Cu/Sn/Ag预成型焊片在250℃～280℃的焊接温度下回流8～40min，得到强韧一体的三维网络焊接接头本体。
根据本发明的另一方面，提出一种Cu/Sn/Ag三元体系强韧一体性复合预成型焊片的制备方法，包括如下步骤：
步骤(1)将30～50μm，15～30μm，及5～15μm粒径的铜颗粒分别均匀的电镀一层2～3μm Sn镀层，Cu/Sn粉末表面物理均匀沉积一层～1μm Ag层；
步骤(2)将步骤(1)制备的Cu/Sn/Ag粉末按大中小粒径1：2：3的比例进行配比，放置于混料机中，在100～300r/min速率下，机械混合1～2h，得到粒径均匀混合的粉末；
步骤(3)将步骤(2)制备的粉体在高压压片机上压力成型，压片机压力范围为10～30MPa，得到厚度为100～400μm的Cu/Sn/Ag复合预成型焊片。
进一步的，Cu/Sn IMCs与Ag/Sn IMCs之间致密连接，Cu/Sn/Ag体系IMCs总厚度为10～20μm，本体相弹性模量为55～85GPa，300℃时效500h后接头剪切强度为50～60MPa。
根据本发明的另一方面，提出一种Cu/Sn/Ag三元体系强韧一体性复合预成型焊片，其特征在于，所述复合预成型焊片为采用Cu/Sn/Ag体系复合粉末材料经过10～30MPa压力成型得到；所述Cu/Sn/Ag体系复合粉末材料具体为：
铜粉末颗粒，所述铜粉末颗粒上依次镀有Sn镀层及Ag镀层，形成Cu/Sn/Ag三元体系粉末；所述铜颗粒粒径为5～50μm，Sn镀层厚度为2～3μm；Ag镀层厚度为0.5～1.5μm；所述Sn镀层采用电镀工艺制备，Ag镀层采用物理气相沉积工艺制备；
三种Cu/Sn/Ag粉末粒径分别为：30～50μm，15～30μm，及5～15μm，用量配比按照1：2：3的比例配置。
进一步的，瞬态液相扩散焊接时，将该基板-焊片基板放置在陶瓷加热板上，在真空或惰性气体气氛中，于250℃～280℃下热处理8～40min，随炉冷却，焊接结束后，焊片本体相经XRD分析，测得的物相成分为Cu、Cu3Sn与Ag3Sn等物相的混合相；经拉伸试验机测试，得到接头的拉伸强度>220MPa；于-70～200℃的高温下循环200周期后剪切强度不低于80MPa，接头弹性模量达到50GPa，综合性能优于烧结Ag。
所述焊片焊接后，在300℃下时效500h后接头组织依然致密，主要物相为Cu、Cu3Sn与Ag(Sn)固溶体或ζ-Ag，Cu3Sn的熔点为676℃，Ag3Sn的熔点为480℃，Ag(Sn)固溶体Ag(Sn)固溶体或ζ-Ag物相熔点更高，见图1中的Ag-Sn相图。因此，利用该焊片焊接后的焊件使用温度可高达400℃以上。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
1)用本发明的低温焊接、高温服役双核焊片焊接金属材料时，焊接间有液相金属Sn产生，焊接结束时Sn层完全转化为界面金属间化合物，形成界金属强化Cu颗粒的三维网络结构接头。Cu6Sn5和Cu3Sn熔点分别为415℃和676℃，Ag3Sn的熔点为480℃，从而保证接头材料耐温大于400℃。
2)本发明焊片的焊接温度为250-280℃，采用本焊片焊接焊件后，焊缝在工作温度低于400℃时不会熔化失效，焊缝可经受高达400℃的高温工作环境。
3)本发明的双核焊片实现了焊料合金化与焊接过程的统一，且为无铅锡基焊片，环保、工艺简单、成本低。
4)本发明双核焊接粉末的制备方法，采用金属电镀和物理气相沉积工艺，不需要金属熔融成合金再雾化的方式，不仅使得制备方法简单，而且有助于降低焊接温度，当焊片未达到Sn的熔点即可实现扩散焊接。
5)本发明的Cu/Sn/Ag粉末，扩散焊接后形成的接头中由于Ag3Sn和Cu3Sn的共存，且呈网络状分布于Cu颗粒的表面，接头兼具强度和韧性，接头的耐高温可靠性得到了保障。具有一定韧性的Cu颗粒弥散分布于高强度的Cu3Sn颗粒中，接头具有一定的强韧性能，Ag3Sn的延展性更优，Cu3Sn夹层中分布一定厚度的Ag3Sn可进一步提升界金属的延展性能，使得接头整体具有较好的耐高温强韧性能，适用于大功率电力电子器件耐高温、高可靠性封装应用。
6)本发明的双核高温焊片采用的原材料Cu、Sn、Ag，相较于烧结Ag和Ag/Sn/Ag瞬态液相焊接，Ag含量低，成本低、导电导热性能优异，且Sn和Ag镀层延展性好，从而使Cu/Sn/Ag复合焊片易于成型，并且在焊接过程使Cu颗粒间通过界面金属间化合物实现致密连接。
7)本Cu/Sn/Ag双核焊片特别适用于电力电子领域耐高温电子元器件。
8)传统的Cu/Sn复合材料通过低温瞬态液相扩散焊接(TLPS)方法，可制备出高达600℃以上Cu/Cu3Sn复合结构接头。该接头250℃时效500h后剪切强度高达80MPa，弹性模量约为85.7GPa，强度有余而韧性不足。本发明通过在Cu/Sn核壳结构粉末表面包覆一层Ag，在TLPS过程中原位生成弹性模量更低的Ag3Sn，进一步时效后转变为更加稳定的ζ-Ag相或Ag(Sn)固溶体相。接头物相成分为Cu/Cu3Sn/Ag(Sn)/ζ-Ag，接头时效后剪切强度为50～60MPa，高于烧结Ag及高铅合金焊料接头，但低于Cu/Sn-TLPS接头；弹性模量为55～85GPa，韧性高于Cu/Sn接头，与高铅合金接近，为替代耐高温高铅合金焊料提供了理论和实验基础。
附图说明
图1(a)Cu/Sn相图；
图1(b)Sn/Ag相图；
图2Cu/Sn/Ag强韧一体性能接头制备原理图；
图3本发明Cu/Sn/Ag体系三维网络结构微观组织形貌；
图4三元体系Cu/Sn/Ag与两元体系Cu/Sn焊料接头300℃时效500h后剪切强度与韧性性能对比。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整的描述，显然，所描述的实施例仅为本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例，基于本发明中的实施例，本领域的普通技术人员在不付出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明的保护范围。
如图1所示，Cu/Sn体系中当Cu的质量分数大于62％时，焊接后界面物相成分为Cu和Cu3Sn，如图1(a)所示；Ag/Sn比例中Ag的质量比例大于73％时，焊接后界面物相成分为Ag和Ag3Sn，如图1(b)所示。
如图2所示，为本发明的Cu/Sn/Ag强韧一体性能接头制备方法原理图，首先，在铜粉外部分别进行电镀Sn镀层和物理气相沉积Ag镀层制备，所得的Cu/Sn/Ag三元粉体经压力成型制备成复合预成型焊片，对所述的复合预成型焊片进行低温瞬态液相扩散焊接，低熔点的Sn熔化并与Cu和Ag同时发生瞬态液相扩散反应生成Cu6Sn5和Ag3Sn，随着等温合金化时间的延长，Sn完全转化为耐高温的Cu3Sn和Ag3Sn界面金属间化合物，制备出Cu3Sn/Ag3Sn包覆Cu颗粒的三维网络结构接头。
三元体系双核Cu/Sn/Ag预成型焊片-TLPS制备的耐高温接头显微结构如图3所示，二元体系单核Cu/Sn与双核Cu/Sn/Ag三元体系经长时间时效后微观成分及致密度不同，前者为Cu/Cu3Sn，后者为Cu/Cu3Sn/Ag(Sn)，Ag(Sn)为Ag和Sn的固溶体，前者孔隙率高于后者，两种体系IMCs层厚度一样，但后者兼具强度和韧性，导热导电性能优异，热稳定性能更优，剪切强度和弹性模量对比结果如图4所示。
实施例1
采用粒度为5～10μm与10～15μm的铜粉，分别依次进行电镀Sn镀层和物理气相沉积Ag镀层制备，按照3:2的比例进行粒度级配，将级配后的粉末置于高速球磨机中，在100r/min速率下机械混合1h，得到均匀混合复合粉末。
称取上述混合粉体0.13g，在压力为10MPa的压力机上进行高压压片，恒压时间10min，得到厚度为389μm的焊片；
将上述制得的焊片在250℃下于真空焊接炉中烧结，低温的Sn熔化瞬间分别与Ag和Cu发生固液扩散反应生成Cu6Sn5与Ag3Sn界面金属间化合物，8分钟回流结束后，Sn镀层全部转化为界面金属间化合物，300℃时效500h后转变为Cu3Sn和Ag(Sn)/ζ-Ag，两元焊接体系与三元焊接体系本体相弹性模量和接头剪切强度结果如图4所示。
实施例2
采用粒度为5～10μm与15～20μm的铜粉，分别依次进行电镀Sn和物理气相沉积Ag镀层制备，按照3:1的比例进行粒度级配，将级配后的粉末置于高速球磨机中，在200r/min速率下机械混合2h，得到均匀混合复合粉末。
称取上述混合粉体0.13g，在压力为15MPa的压力机上进行高压压片，恒压时间10min，得到厚度为380μm的焊片；
将上述制得的焊片在250℃下于真空焊接炉中烧结，低温的Sn熔化瞬间分别与Ag和Cu发生固液扩散反应生成Cu6Sn5与Ag3Sn界面金属间化合物，6分钟回流结束后，Sn镀层全部转化为界面金属间化合物，其三维网络结构的界面微观组织如图2所示。
实施例3
采用粒度为10～15μm与15～20μm的铜粉，分别进行电镀Sn和物理气相沉积Ag镀层制备，按照2:1的比例进行粒度级配，将级配后的粉末置于高速球磨机中，在300r/min速率下机械混合2h，得到均匀混合复合粉末。
称取上述混合粉体0.13g，在压力为20MPa的压力机上进行高压压片，恒压时间10min，得到厚度为395μm的焊片；
将上述制得的焊片在250℃下于真空焊接炉中烧结，低温的Sn熔化瞬间分别与Ag和Cu发生固液扩散反应生成Cu6Sn5与Ag3Sn界面金属间化合物，8分钟回流结束后，Sn镀层全部转化为界面金属间化合物，其焊接前后的物相成分如图3所示。
实施例4
采用粒度为5～10μm、10～15μm与15～20μm的铜粉，分别进行电镀Sn和物理气相沉积Ag镀层制备，按照3:2:1的比例进行粒度级配，将三种级配后的粉末置于高速球磨机中，在300r/min速率下机械混合2h，得到均匀混合复合粉末。
称取上述混合粉体0.13g，在压力为20MPa的压力机上进行高压压片，恒压时间10min，得到厚度为380μm的焊片；
将上述制得的焊片在250℃下于真空焊接炉中烧结，低温的Sn熔化瞬间分别于Ag和Cu发生固液扩散反应生成Cu6Sn5与Ag3Sn界面金属间化合物，15分钟回流结束后，Sn镀层全部转化为界面金属间化合物，其焊接接头剪切强度高达220MPa，300℃时效500h后接头剪切强度为80MPa，接头依然具有较好的机械支撑作用。
实施例5
采用粒度为5～10μm的铜粉及15～30μm的铜粉，分别依次进行电镀Sn和物理气相沉积Ag镀层制备，将两种粒径的粉末均匀混合；
称取上述混合粉体0.13g，在压力为20MPa的压力机上进行高压压片，恒压时间10min，得到厚度为378μm的焊片；
将上述制得的焊片在250℃下于真空焊接炉中烧结，低温的Sn熔化瞬间分别于Ag和Cu发生固液扩散反应生成Cu3Sn与Ag3Sn界面金属间化合物，20分钟回流结束后，Sn镀层全部转化为界面金属间化合物，其焊接前后的微观形貌如图3所示。
实施例6
采用粒度为5～20μm的铜粉，依次进行电镀Sn和物理气相沉积Ag镀层制备，将该粉末置于高速球磨机中，在300r/min速率下机械混合1h，得到均匀混合复合粉末。
称取上述混合粉体0.13g，在压力为20MPa的压力机上进行高压压片，恒压时间10min，得到厚度为388μm的焊片；
将上述制得的焊片在250℃下于真空焊接炉中烧结，低温的Sn熔化瞬间分别于Ag和Cu发生固液扩散反应生成Cu3Sn与Ag(Sn)界面金属间化合物，40分钟回流结束后，Sn镀层全部转化为界面金属间化合物，其焊接后的接头本体相的微观形貌如图3所示。
本发明通过在Cu/Sn核壳结构粉末表面包覆一层Ag，在TLPS过程中原位生成弹性模量更低的Ag3Sn，进一步时效后转变为更加稳定的ζ-Ag相或Ag(Sn)固溶体相。接头物相成分为Cu/Cu3Sn/Ag(Sn)/ζ-Ag，接头时效后剪切强度为50～60MPa，高于烧结Ag及高铅合金焊料接头，但低于Cu/Sn-TLPS接头；弹性模量为55～85GPa，韧性高于Cu/Sn接头，与高铅合金接近，为替代耐高温高铅合金焊料提供了理论和实验基础。
尽管上面对本发明说明性的具体实施方式进行了描述，以便于本技术领域的技术人员理解本发明，且应该清楚，本发明不限于具体实施方式的范围，对本技术领域的普通技术人员来讲，只要各种变化在所附的权利要求限定和确定的本发明的精神和范围内，这些变化是显而易见的，一切利用本发明构思的发明创造均在保护之列。

Claims (7)

1.一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤(1)将不同粒径的铜颗粒均匀电镀一层2～3μm Sn镀层，然后在Cu/Sn粉末表面物理均匀沉积一层～1μm Ag层，得到Cu/Sn/Ag粉末；
步骤(2)将步骤(1)制备的Cu/Sn/Ag粉末进行配比，放置于混料机中，在100～300r/min速率下，机械混合1～2h，得到粒径均匀混合的粉末；
步骤(3)将步骤(2)制备的粉体在高压压片机上压力成型，所述高压压片机压力范围为10～30MPa，得到厚度为100～400μm的Cu/Sn/Ag复合预成型焊片；
步骤(4)对所述的复合预成型焊片进行低温瞬态液相扩散焊接，在低于Sn的熔点处，通过Sn与Cu、Sn与Ag同时发生扩散反应，使得低熔点的Sn完全转化为耐高温的Cu3Sn和Ag3Sn界面金属间化合物，制备出Cu3Sn/Ag3Sn包覆Cu颗粒的三维网络结构接头。
2.根据权利要求1所述的一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法，其特征在于：
所述步骤(2)中，Cu/Sn/Ag粉末的颗粒尺寸为两种或三种，当采用两种颗粒尺寸时，配比按大小粒径的用量为1:2的比例进行配比；
当颗粒尺寸为三种时，按大中小粒径的用量为1：2：3的比例进行配比。
3.根据权利要求1所述的一种强韧一体性Cu/Sn/Ag焊接材料原位增韧方法，其特征在于：
所述低温瞬态液相扩散焊接在250℃～280℃的低温下制备，所述耐高温是指接头服役温度大于450℃，接头成分为稳定的Cu/Cu3Sn/Ag(Sn)/ζ-Ag复合物相，接头400℃下剪切强度高达52MPa，弹性模量为55～85GPa，实现强韧一体性能。
4.一种Cu/Sn/Ag三元体系强韧一体性三维网络接头制备方法，其特征在于，所述的制备步骤如下：
步骤(1)将三种不同粒径的Cu粉末按照3:2:1的比例配置，三种粉末粒径分别为：5～50μm，15～30μm及30～50μm；
步骤(2)将粒径配置好的Cu粉末均匀混合，在0.25A的电流下电镀1～3小时，每15～30min搅拌一次，得到镀Sn层厚度为2～3μm的Cu/Sn电镀粉末；
步骤(3)将电镀Cu/Sn粉末放置于带自动搅拌装置的物理气相沉积设备中，搅拌速率为10～50r/min，Ag靶材的溅射功率为300～600W，获得的Ag镀层厚度为500～1000nm；
步骤(4)将制备好的Cu/Sn/Ag复合粉末放置于定型模具中，磨平，设定压片压力为7～20MPa，保压时间5min，得到厚度约为100～400μm的预成型焊片；
步骤(5)Cu/Sn/Ag预成型焊片在250℃～280℃的焊接温度下回流8～40min，得到强韧一体的三维网络焊接接头本体。
5.一种Cu/Sn/Ag三元体系强韧一体性复合预成型焊片的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤(1)将30～50μm，15～30μm，及5～15μm粒径的铜颗粒分别均匀的电镀一层2～3μmSn镀层，Cu/Sn粉末表面物理均匀沉积一层～1μm Ag层；
步骤(2)将步骤(1)制备的Cu/Sn/Ag粉末按大中小粒径1：2：3的比例进行配比，放置于混料机中，在100～300r/min速率下，机械混合1～2h，得到粒径均匀混合的粉末；
步骤(3)将步骤(2)制备的粉体在高压压片机上压力成型，压片机压力范围为10～30MPa，得到厚度为100～400μm的Cu/Sn/Ag复合预成型焊片。
6.根据权利要求5所述的一种Cu/Sn/Ag三元体系强韧一体性复合预成型焊片的制备方法，其特征在于，Cu/Sn IMCs与Ag/Sn IMCs之间致密连接，Cu/Sn/Ag体系IMCs总厚度为10～20μm，本体相弹性模量为55～85GPa，300℃时效500h后接头剪切强度为50～60MPa。
7.一种Cu/Sn/Ag三元体系强韧一体性复合预成型焊片，其特征在于，所述复合预成型焊片为采用Cu/Sn/Ag体系复合粉末材料经过10～30MPa压力成型得到；所述Cu/Sn/Ag体系复合粉末材料具体为：
铜粉末颗粒，所述铜粉末颗粒上依次镀有Sn镀层及Ag镀层，形成Cu/Sn/Ag三元体系粉末；所述铜颗粒粒径为5～50μm，Sn镀层厚度为2～3μm；Ag镀层厚度为0.5～1.5μm；所述Sn镀层采用电镀工艺制备，Ag镀层采用物理气相沉积工艺制备；
三种Cu/Sn/Ag粉末粒径分别为：30～50μm，15～30μm，及5～15μm，用量配比按照1：2：3的比例配置。
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