Fig. 4-18 為碳化矽與 Kovar 合金利用 Ti-Ni-Ti 薄片於 1000℃持溫 不同時間之 SEM 背向散射電子影像(BEI)之微觀結構圖，圖中之(a)~(d) 分別為 0.1、1、6 以及 36 小時，圖左側為 Kovar，右側則為碳化矽。
Fig. 4-18(a)顯示 1000℃/0.1 h 接合處理試片在 Kovar/Ti 介面之間 有三層反應層 I、II 以及 III，而在 Ti/Ni 介面之間亦有明顯反應層，
產生 IV、V 以及 VI 三層鈦鎳化合物，由反應層 IV 與反應層 V 之介 面呈現樹枝狀形貌可判斷已有部份液相之產生，同時在鈦箔內亦有產 生共析現象，不過在此熱處理時間條件下，SiC/Ti 側還無法產生明顯 反應層。而 Fig. 4-18(b)為 1000℃/1 h 接合處理之微觀結構，在先前章 節即有討論過，在此不再贅述。當持溫時間到 6 小時，由 Fig. 4-18(c) 可看出在金屬側有反應層 I、II、III、V 以及 VI 共 5 層反應層，鈦箔 已經消耗殆盡，陶瓷側之鈦箔亦消耗殆盡，生成之反應層為 IV、V、
VI 以及新的鈦與碳化矽反應層 IX，且鈦與碳化矽之反應層明顯。經 1000℃/36 h 接合處理後，Fig. 4-18(d)顯示反應結果與先前之時間條件 有極大差異， Kirkendall void 因為時間增長，而產生明顯團聚現象 (clustering)，形成孔洞，另外在此熱處理條件下，反應層 III 與反應層 V 皆因為大量的鎳擴散進入而消失，以上結果列於 Table 4-2。
Kovar/Ti 介面之間在持溫時間 0.1、1 以及 6 小時，皆產生三層反 應層 I、II 以及 III，經由 SEM/EDS 鑑定反應層 I 為 Fe2Ti；反應層 II 為(Fe, Ni)Ti；反應層 III 為(Ni, Fe)Ti2，此三層為鈦箔與 Kovar 相互擴 散，Kovar 中之鐵及鎳擴散進入鈦箔，而鈦往 Kovar 方向擴散，因鎳
及鐵在鈦中的擴散速率皆大於鈦於鐵或鎳中的擴散速率，使得在鈦箔 部份產生反應層，經 1000℃/6 h 接合處理後，由 Fig. 4-18(c)可看出，
鈦箔已經消耗殆盡，而當持溫時間達到 36 小時，由 Fig. 4-18(d)可看 出除了鈦箔已經消失之外，反應層 III 也就是(Ni, Fe)Ti2亦在此持溫時 間下因為鎳及鐵的大量擴散進入而消失。
在 Ti/Ni 介面之間，在 0.1 以及 1 小時皆維持著左右對稱，產生反 應層 IV、V 以及 VI，經由 SEM/EDS 鑑定分別為 Ti2Ni、TiNi 以及 TiNi3，而在鎳箔處皆有產生藉由空孔互擴散而殘留的 Kirkendall void，經 1000℃/6 h 接合處理後，鈦箔消耗殆盡，在靠近 Kovar 側之 鈦箔兩側反應層(Ni, Fe)Ti2以及 Ti2Ni 厚度增加，進而合為同一反應 層(Ni, Fe)Ti2，至於在靠近 SiC 側則因較安定，則仍維持 Ti2Ni 反應層 存在(Fig. 4-19(a))，同時在 Fig. 4-19(b)可觀察到，因為持溫時間的增 加，使得 TiNi 與 Ti2Ni 之邊緣由前面所述之樹枝狀，轉為柱狀
(column)，而持溫時間到 36 小時時，在靠近 Kovar 側因為鈦與鐵及 鎳產生大量反應，使得反應層(Ni, Fe)Ti2消失，而原先(Ni, Fe)Ti2兩側 之反應層(Fe, Ni)Ti 以及 TiNi 厚度增加，進而合為同一反應層(Fe, Ni)Ti，而反應層 TiNi3厚度增加，且因大量的鎳擴散進入，(Fe, Ni)Ti 在熱處理溫度高於 630℃時，(Fe,Ni)Ti 相會由原本的鈦鎳 1：1 的比
例轉為鎳含量最高可達 57 at％，因此當試片從高溫冷卻至室溫的過 程中， TiNi3於(Fe, Ni)Ti 之晶界以及晶粒內生成如 Fig. 4-20(a)(b)所 示。依據 He et al.[30]以及 Wang et al.[31]的研究，鈦鎳反應所產生之 Ti2Ni、TiNi 以及 TiNi3這三項反應物在 1000℃之生成自由能由低到高 分別為 TiNi3＜TiNi＜Ti2Ni，TiNi3生成能最低，表示當時間增長，反 應趨向穩定，則 TiNi3將會是最穩定最大量的相，與實驗結果相符。
而在靠近 SiC 因擴散反應較輕微，仍有 Ti2Ni 存在，且因為於高溫時 為液相，故冷卻後於 TiNi 基底上有產生團塊狀之 Ti2Ni，同時觀察到 因為持溫時間的增長，於鎳箔產生 Kirkendall void 團聚現象
(clustering)。
Ti/SiC 介面於 0.1 小時無法產生明顯反應層，而持溫時間達 1 小時，
如前所述產生 Ti3Si 以及 TiC 之反應層，當持溫時間達 6 小時，經由 SEM/EDS 鑑定產生 Ti5Si3之反應層，而另以 TEM/EDS 以及 SADP 進 行分析，由 Fig. 4-21(a)以及 Fig. 4-22(a)可看出此反應層並非僅有單一 相存在，除了 SEM 即有鑑定到的 Ti5Si3，藉由 TEM 另外觀察到 Ti2C 的相，Fig. 4-21(b)為 Ti5Si3於 zone axis：[300]之 SADP，經過鑑定其 結構為 hexagonal，Mn5Si3 structure type，計算之晶格常數 a = 0.712 nm 而 c = 0.492 nm，Fig. 4-22(b)為 Ti2C 於 zone axis：[011]之 SADP，經
過鑑定其結構為 cubic，Ca33Ge structure type，計算之晶格常數為 0.788 nm，而由 Hugosson et al.[32]以及 Eibler[33]的研究指出 Ti2C 實際上為 TiC 產生規則的空孔而產生，基本上仍是屬於 TiC，而由 Wakelkamp[2]
之研究，鈦與碳化矽產生反應之穩定反應物為 Ti5Si3，可推斷在此持 溫時間下，已有足夠之時間能夠使鈦與碳化矽之間產生穩定之反應 層，而 1000℃/36 h 之反應生成物則依然為 Ti5Si3，可確定此為鈦與碳 化矽反應之安定相。
4.2.1 擴散路徑
藉由相圖與時間變化之微觀結構圖可以繪製出擴散路徑圖，其中 金屬側 Kovar 中的鈷含量較低，且鈷最多僅擴散到反應層 II((Fe, Ni)Ti)，對整體生成反應影響較小，故不考慮鈷的影響，使用 Fe-Ni-Ti 三元相圖，而陶瓷側則以 Ni-Si-Ti 三元相圖，擴散路徑為沿著相圖上 所標示之實線箭頭前進。
Fig. 4-23(a)為 1000℃/0.1 h Ni/Ti/SiC 介面之擴散路徑示意圖，由 於持溫時間較短，在 Ni/Ti/SiC 介面僅有鈦鎳相互擴散所產生的反應 層，因為鎳擴散進入鈦箔的速度大於鈦擴散進入鎳箔之速度，鎳擴散 進入鈦的距離較遠，形成部份液相以及 TiNi，而鈦則擴散進入鎳形成 TiNi3，而鈦與碳化矽在此持溫時間下還不能產生反應物，陶瓷側
Fig. 4-23(b)為 1000℃/1 h Ni/Ti/SiC 介面之擴散路徑示意圖，與 1000℃/0.1 h 之差別為鈦與碳化矽開始產生反應層，擴散路徑依序為 Ni，TiNi3，TiNi，L，Ti 以及 Ti3Si + TiC。
Fig. 4-24(a)為 1000℃/6 h Ni/Ti/SiC 介面之擴散路徑示意圖，隨著 持溫時間的增加，鈦箔消耗殆盡，以及鈦與碳化矽所形成的反應層，
在短時間時為產生 Ti3Si + TiC，而到了長時間產生 Ti5Si3 + Ti2C，而 如前面所提 Ti2C 仍然屬於 TiC，在相圖中仍然歸類為 TiC，1000℃/6 h 陶瓷側之擴散路徑依序為 Ni，TiNi3，TiNi，L 以及 Ti5Si3+TiC。
熱處理條件為 1000℃/36 h，其擴散路徑示意圖如 Fig. 4-24(b)所 示，因 SiC 較安定，因此其擴散路徑和 1000℃/6 h 之結果沒有明顯差 異，其擴散路徑依序為 Ni，TiNi3，TiNi，L 以及 Ti5Si3。
Ni/Ti/SiC 介面之時間變化的擴散路徑圖，可歸納出鈦箔與碳化矽 在熱處理溫度為 1000℃時，持溫時間必須要到 1 小時以上才會產生 反應，而經 1000℃/6 h 接合處理後，SiC/Ti 介面之擴散路徑由 Ti，Ti3Si 轉為 Ti，Ti5Si3，而 Ti/Ni 介面之間於持溫 0.1 小時擴散路徑為 Ni，
TiNi3，TiNi，L，Ti，而隨著持溫時間的增加，使鈦箔缺少，而使擴 散路徑往相圖中的鎳側移動。
而 Kovar/Ti/Ni 介面的部份，Fig. 4-25(a)及(b)分別為 1000℃/0.1 h 以及 1000℃/1 h 之擴散路徑示意圖，可看出在 Kovar/Ti/Ni 介面，在 1000℃/0.1 h 之擴散路徑與 1000℃/1 h 之擴散路徑並無差異，擴散路 徑皆為 Ni，TiNi3，TiNi，L，Ti，(Fe, Ni)Ti2以及 Fe2Ti。
經 1000℃/6 h 接合處理後，從 Fig. 4-26(a)可觀察到，因為持溫時 間的增長，鈦箔兩側之鐵鎳大量擴散進入鈦箔，使得鈦箔消耗殆盡，
因此擴散路徑沒有經過 Ti 區域，依序為 Ni，TiNi3，TiNi，L，(Fe, Ni)Ti2
以及 Fe2Ti。
1000℃/36 h 接合處理之擴散路徑如 Fig. 4-26(b)所示，此時因為時 間增長，鐵鎳大量往鈦箔方向擴散，不僅使得鈦箔消耗殆盡，也因為 鐵鎳的擴散進入，使(Ni, Fe)Ti2轉為(Fe, Ni)Ti，1000℃/36 h 金屬側之 擴散路徑依序為 Ni，TiNi3，(Fe, Ni)Ti 以及 Fe2Ti。
由 Kovar/Ti/Ni 時間變化的擴散路徑圖，可歸納出在熱處理溫度為 1000℃時，持溫時間 0.1 小時與持溫 1 小時，擴散路徑相同，皆為 Ni，TiNi3，TiNi，L，Ti，(Fe, Ni)Ti2以及 Fe2Ti，而隨著持溫時間的 增加，使鈦箔缺少，而使擴散路徑往 Fe-Ni-Ti 相圖的鐵鎳側移動。
第五章 第五章第五章
第五章 結論結論結論 結論
以 Ti-Ni-Ti 三層箔片於 800℃、900℃、1000℃、1100 以及 1200℃
持溫 1 小時以及 1000℃持溫 0.1、1、6 以及 36 小時進行 Kovar 與 SiC 接合處理，對接合完成之試片進行 SEM/EDS 以及 TEM/EDS/SADP 微觀結構分析。 層反應層，而當到熱處理溫度提高至 1100℃以上，Kovar 內的鐵 鎳大量進入鈦箔使鈦箔耗盡，反應層(Ni, Fe)Ti2消失，而轉為 γ-(Fe, Ni)，Fe2Ti 以及(Fe, Ni)Ti 為主；若在熱處理溫度 1000℃時持溫時 間增加至 6 小時以上，反應層(Ni, Fe)Ti2亦會消失，反應層只剩
3. SiC/Ti 介面之間在 800℃/1 h 接合處理時不反應，隨著溫度提高至 1000℃形成 Ti3Si + TiC 的反應層，到熱處理溫度 1200℃時鎳亦會 擴散至碳化矽側參與反應，產生反應物 Ti2Ni3Si；而在 1000℃/0.1 h 接合處理時，SiC/Ti 介面亦無反應層，隨著時間增加至 1 小時形 成 Ti3Si，當時間增長到 6 小時以上，則會產生安定的 Ti5Si3。
4. 鈦鎳箔片之間藉由格隙相互擴散，因鎳擴散速率較快，而會在鎳 箔形成 Kirkendall void，不論是熱處理溫度的提高或是持溫時間的 增加，都會使反應加劇，造成 Kirkendall void 產生團聚現象，使 孔洞擴大，必須在反應的程度與孔洞的產生之間做一取捨。
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