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由于Pb對(duì)人體及環(huán)境的危害,，在不久的將來(lái)必將禁止Pb在電子工業(yè)中的使用,。為尋求在電子封裝工業(yè)中應(yīng)用廣泛的共晶或近共晶SnPb釬料的替代品,，國(guó)際上對(duì)無(wú)Pb釬料進(jìn)行了廣泛研究,。其中,，共晶SnAg和共晶SnAgCu釬料作為潛在的無(wú)Pb釬料,，具有剪切強(qiáng)度,、抗蠕變能力,、熱疲勞壽命好等特點(diǎn),。

 

    在焊接過(guò)程中,，熔融的釬料與焊接襯底接觸時(shí)，在界面會(huì)形成一層金屬間化合物(IMC),。其形成不但受回流焊接過(guò)程中溫度,、時(shí)間的控制，而且在后期的服役過(guò)程中其厚度也會(huì)隨著時(shí)間的延長(zhǎng)而增加,。研究表明界面上的金屬間化合物是影響焊點(diǎn)可靠性的一個(gè)關(guān)鍵因素,。過(guò)厚的金屬間化合物層會(huì)導(dǎo)致焊點(diǎn)斷裂韌性和抗低周疲勞能力下降，從而導(dǎo)致焊點(diǎn)可靠性的下降。由于無(wú)鉛焊料和傳統(tǒng)的SnPb焊料的成分不同,，因此它和焊接基板如Cu,、Ni和AgPd等的反應(yīng)速率以及反應(yīng)產(chǎn)物就有可能不同，從而表現(xiàn)出不同的焊點(diǎn)可靠性,。

 

    本所全面而系統(tǒng)地研究了Sn96.5Ag3.5,、Sn95.5Ag3.8Cu0.7和Sn95Sb5等無(wú)鉛焊料和多種基板及器件所形成表面貼裝焊點(diǎn)的可靠性，現(xiàn)就一些研究成果做一簡(jiǎn)要介紹,。

 

    無(wú)鉛焊料與Au/Ni/Cu焊盤所形成焊點(diǎn)的可靠性 實(shí)驗(yàn)選用的表面貼裝元件為1206型陶瓷電阻,。FR4印刷電路板上的焊盤結(jié)構(gòu)為Cu/Ni-P/Au，其中,，Ni-P層厚度為5mm，P含量為12at%,。所用焊料為以上幾種無(wú)鉛焊料以及62Sn36Pb2Ag,。用剪切強(qiáng)度測(cè)試方法考察焊點(diǎn)在150℃時(shí)效過(guò)程中的可靠性。

 

    圖1為SnAg/Ni-P/Cu焊點(diǎn)的掃描電鏡照片,。在SnAg/Ni-P界面發(fā)現(xiàn)有Ni3Sn4生成,，其厚度隨時(shí)效時(shí)間而增加。SnAg焊點(diǎn)由Sn基體與鑲嵌于其中的Ag3Sn顆粒組成,，在界面附近有少量的片狀Ni3Sn4,，這是由于在回流過(guò)程中溶于焊料中的Ni在其后的冷卻過(guò)程中析出而形成。與SnPbAg焊點(diǎn)相比,，時(shí)效后的SnAg焊點(diǎn)微組織的粗化要輕微得多,， Ag3Sn顆粒的大小幾乎不隨時(shí)效時(shí)間變化。

 

    圖2為SnPbAg和SnAg焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度與時(shí)效時(shí)間的關(guān)系,?？梢?jiàn)，SnPbAg焊點(diǎn)的強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而下降,，經(jīng)1000h時(shí)效后,，其強(qiáng)度下降29%。而SnAg焊點(diǎn)在時(shí)效初期,，其強(qiáng)度比SnPbAg焊點(diǎn)高,，但250h時(shí)效后，焊點(diǎn)強(qiáng)度劇烈下降,。時(shí)效結(jié)束時(shí),，其強(qiáng)度已不足原有強(qiáng)度的30%。斷口分析表明,，SnPbAg和SnAg焊點(diǎn)的斷裂方式明顯不同,。對(duì)于SnPbAg焊點(diǎn)，時(shí)效前，焊點(diǎn)在焊料內(nèi)部塑性斷裂,；隨著時(shí)效的繼續(xù),，Ni3Sn4層厚度增加，裂紋在Ni3Sn4層內(nèi)及其與Ni-P界面處產(chǎn)生,，并使焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度下降,。SnAg焊點(diǎn)在時(shí)效的開(kāi)始階段斷裂方式與SnPbAg焊點(diǎn)相同，但超過(guò)250h時(shí),，Ni-P層開(kāi)始從Cu基體上脫落,，焊點(diǎn)剪切強(qiáng)度大幅度下降。

 

    在回流及時(shí)效過(guò)程中,，焊料與Ni-P層間會(huì)發(fā)生互擴(kuò)散,，在界面形成金屬間化合物。Ni-P與Cu基體之間的結(jié)合強(qiáng)度主要是通過(guò)Ni-P在化學(xué)鍍過(guò)程中填充Cu表面的微小凹坑互相咬合和通過(guò)原子間作用力而得到的,。在400℃以下,， Ni-P與Cu之間的互擴(kuò)散不會(huì)影響界面結(jié)合強(qiáng)度。本試驗(yàn)中,，Cu/Ni-P層狀結(jié)構(gòu)在回流焊接及時(shí)效處理過(guò)程中所承受的溫度均低于300℃,，所以熱處理本身不會(huì)對(duì)Ni-P/Cu的結(jié)合強(qiáng)度產(chǎn)生很大影響。焊料和Ni-P中的互擴(kuò)散組元分別為Sn和Ni,。電子探針測(cè)試表明,，界面上的Ni3Sn4層中探測(cè)不到P，即P只存在于剩余的Ni-P層中,。P被排斥出互擴(kuò)散層是由于其在Ni-Sn金屬間化合物中的溶解度很小所致,，而這將導(dǎo)致剩余Ni-P層中P含量上升。圖3為SnPbAg和SnAg焊點(diǎn)中剩余Ni-P層中心部位的P含量的電子探針測(cè)定結(jié)果,。從中可見(jiàn),，未經(jīng)時(shí)效處理的SnAg焊點(diǎn)中Ni-P層P含量就已較高，在時(shí)效過(guò)程中又以較高的速率上升,，直至約250h后達(dá)到飽和,。顯然，回流過(guò)程中SnAg與Ni-P反應(yīng)較快是時(shí)效前Ni-P層P較高的原因,。而在其后的時(shí)效過(guò)程中,，雖然SnPbAg和SnAg與Ni-P的反應(yīng)速率基本一致，但由于此時(shí)SnAg焊點(diǎn)中剩余Ni-P層比SnPbAg焊點(diǎn)中的薄,，等厚度Ni-P的消耗仍然會(huì)導(dǎo)致SnAg焊點(diǎn)中Ni-P層P含量以較快的速率上升,。Ni-P層P含量的快速積累同時(shí)意味著Ni的快速消耗，即剩余Ni-P中的Ni向SnAg焊料一側(cè)擴(kuò)散,，最終會(huì)導(dǎo)致Cu/Ni-P界面上有較多的Kirkendall孔洞的生成,，使Cu/Ni-P結(jié)合強(qiáng)度下降,。SnPbAg與Ni-P的反應(yīng)較慢，對(duì)Ni-P/Cu的結(jié)合強(qiáng)度的影響則較小,。

 

    SnAgCu以及SnSb與SnAg焊點(diǎn)的情況相似,，時(shí)效過(guò)程中都發(fā)現(xiàn)Ni-P層從Cu上脫落的現(xiàn)象，因此,，當(dāng)使用高錫無(wú)鉛焊料時(shí)應(yīng)選用較厚的Ni-P層或其他種類的焊盤結(jié)構(gòu),。

 

無(wú)鉛焊料與Cu焊盤所形成焊點(diǎn)的可靠性
圖4 為回流焊接及在150℃時(shí)效前和1000h后SnAg/Cu 焊點(diǎn)靠近界面處的掃描電鏡照片。沒(méi)有時(shí)效過(guò)的焊點(diǎn)由以下幾相組成：位于SnAg/Cu 界面的鋸齒狀Cu6Sn5層(圖a), 鑲嵌在Sn基體中的Ag3Sn和Cu6Sn5顆粒,。經(jīng)時(shí)效后的樣品,，在Cu6Sn5層與Cu界面處出現(xiàn)Cu3Sn層(圖b)。金屬間化合物層的厚度隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增加,，其與釬料的界面由細(xì)小的鋸齒型逐漸向大波浪型轉(zhuǎn)變,。62Sn36Pb2Ag/Cu界面結(jié)構(gòu)和SnAg焊點(diǎn)相似，沒(méi)有時(shí)效過(guò)的樣品在界面處只有Cu6Sn5生成,，但其厚度大大小于SnAg/Cu間所形成的金屬間化合物的厚度,。

 

金屬間化合物層的生長(zhǎng)速率取決于原子在化合物中的擴(kuò)散速度和界面生成化合物的反應(yīng)速度兩個(gè)因素。若擴(kuò)散速度小于反應(yīng)速度,，則擴(kuò)散速度是化合物生長(zhǎng)的控制因素,，此時(shí),，化合物的生長(zhǎng)符合拋物線規(guī)律,，即：
x2=Dt

 

x為化合物厚度，t為反應(yīng)時(shí)間,，D為金屬間化合物生長(zhǎng)速率常數(shù),。SnAg和SnPbAg與Cu反應(yīng)生成的化合物厚度與反應(yīng)時(shí)間的曲線如圖5所示。對(duì)于這兩種釬料來(lái)說(shuō),，化合物的厚度均與反應(yīng)時(shí)間的平方根成正比,，表明其與Cu的反應(yīng)均是由擴(kuò)散控制的。SnAg和Cu 的金屬間化合物在開(kāi)始階段較SnPbAg和Cu的厚,，但隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng),，這種區(qū)別逐漸減小，最終SnPbAg/Cu焊點(diǎn)中Cu-Sn化合物厚度超過(guò)了SnAg/Cu的化合物厚度,， 表明在150°C下,，SnAg與Cu的反應(yīng)要比SnPbAg與Cu的慢。

 

圖6為SnAg及SnPbAg焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度與時(shí)效時(shí)間的關(guān)系曲線,。從中可看出：SnAg焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度比SnPbAg焊點(diǎn)的高,；兩種焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度均隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而下降。經(jīng)過(guò)1000h的處理后,，SnAg焊點(diǎn)的強(qiáng)度下降了13%,，而SnPbAg的則下降了18%,，表明SnAg焊點(diǎn)受時(shí)效的影響較SnPbAg所受的要小。SnAg/Cu 焊點(diǎn)中金屬間化合物生長(zhǎng)較慢是其剪切強(qiáng)度受時(shí)效影響較小的主要原因,。

 

器件端頭金屬化層對(duì)無(wú)鉛釬料焊點(diǎn)的影響
圖7a-b為當(dāng)器件端頭金屬化層為AgPd/Ni時(shí)的SnPbAg和SnSb表面貼裝焊點(diǎn)(以下簡(jiǎn)稱AgPd/Ni/SnPbAg和AgPd/Ni/SnSb焊點(diǎn))的整體形貌,。可見(jiàn),，SnPbAg和SnSb釬料完全浸潤(rùn)器件金屬化層及印刷線路板上的Cu焊盤,，焊點(diǎn)形狀理想。圖8a-b為器件端頭金屬化層為AgPd時(shí)的SnPbAg和SnSb焊點(diǎn)(簡(jiǎn)稱AgPd/SnPbAg和AgPd/SnSb焊點(diǎn))的整體形貌,。對(duì)于AgPd/SnPbAg焊點(diǎn)而言,，釬料在Cu焊盤及AgPd層上有效鋪展，焊點(diǎn)形狀良好,。而AgPd/SnSb焊點(diǎn)中,，大量的SnSb釬料集中在器件端頭而未在Cu焊盤上完全鋪張，未形成理想的倒角(fillet),。另外,，此焊點(diǎn)中存在較多的孔洞。

 

焊點(diǎn)電鏡照片及元素面分布圖表明SnSb/AgPb焊點(diǎn)中AgPd在回流焊接過(guò)程中被完全消耗,，器件陶瓷基底與釬料接觸,。SnSb與AgPd的劇烈反應(yīng)使大量AgPd溶入釬料，從而使釬料的熔點(diǎn)上升,、粘度增大,、流動(dòng)性下降。釬料粘度增大可能是釬料集中在器件端頭區(qū)域而不在Cu焊盤上充分鋪展的主要原因,。同時(shí),，釬料的流動(dòng)性差也不利于焊接過(guò)程中助焊劑揮發(fā)而產(chǎn)生的氣體的排出，在焊點(diǎn)中易形成孔洞,。而在SnSb/Ni/AgPd焊點(diǎn)中由于Ni層的阻擋作用,，焊料和AgPd不發(fā)生反應(yīng)從而形成了完美的焊點(diǎn)。

 

SnPbAg與AgPd的反應(yīng)緩慢因而焊點(diǎn)形狀較好,。
焊點(diǎn)電鏡照片及元素面分布圖表明SnSb/AgPb焊點(diǎn)中AgPd在回流焊接過(guò)程中被完全消耗,，器件陶瓷基底與釬料接觸。SnSb與AgPd的劇烈反應(yīng)使大量AgPd溶入釬料,，從而使釬料的熔點(diǎn)上升,、粘度增大、流動(dòng)性下降,。釬料粘度增大可能是釬料集中在器件端頭區(qū)域而不在Cu焊盤上充分鋪展的主要原因,。同時(shí)，釬料的流動(dòng)性差也不利于焊接過(guò)程中助焊劑揮發(fā)而產(chǎn)生的氣體的排出,，在焊點(diǎn)中易形成孔洞,。而在SnSb/Ni/AgPd焊點(diǎn)中由于Ni層的阻擋作用,，焊料和AgPd不發(fā)生反應(yīng)從而形成了完美的焊點(diǎn)。SnPbAg與AgPd的反應(yīng)緩慢因而焊點(diǎn)形狀較好,。

 

在四種焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度中,，SnSb/Ni/AgPd焊點(diǎn)的強(qiáng)度最高，其次為SnPbAg/Ni/AgPd和SnPbAg/AgPd,，SnSb/AgPd焊點(diǎn)的則最低,。SnSb/AgPd焊點(diǎn)的低強(qiáng)度也是由于AgPd與SnSb釬料的劇烈反應(yīng)而導(dǎo)致釬料與器件的陶瓷基底直接接觸而造成的。

 

結(jié)論
A.高錫含量的無(wú)鉛焊料和Au/Ni-P/Cu結(jié)合時(shí),，如果Ni-P層較薄,，焊料和Ni-P間的反應(yīng)會(huì)