中心議題：
- 研究Sn96.5Ag3.5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
- 簡(jiǎn)要介紹現(xiàn)一些研究成果并得出結(jié)論
解決方案：
- 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
- 選用表面貼裝元件為1206型陶瓷電阻測(cè)試無(wú)鉛焊料與Au/Ni/Cu焊盤所形成焊點(diǎn)的可靠性
- 通過(guò)分析得出3條結(jié)論
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12 at%。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。可見(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=Dtx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℃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。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)導(dǎo)致Ni-P/Cu界面的強(qiáng)度劇烈下降，從而影響焊點(diǎn)的可靠性。
B.無(wú)鉛焊料與Cu結(jié)合時(shí)，由于其與Cu在時(shí)效過(guò)程中的反應(yīng)較緩慢，此類焊點(diǎn)能保持較高的剪切強(qiáng)度。
C.使用無(wú)鉛焊料時(shí)，片式陶瓷元件的端頭需要Ni作阻擋層。無(wú)鉛焊料直接焊接AgPd會(huì)產(chǎn)生形狀和可靠性很差的焊點(diǎn)。
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