焊料与铜焊盘的焊接界面中金属间化合Cu6 Sn5 的形成与长大以及在热循环过程中的组织粗化是影响焊点可靠性的重要因素。作者根据SMT工艺的实际情况,使用Au- Sn共晶焊料、Sn60Pb40焊料分别涂覆在铜合金基板表面,并分别在320 ℃、240 ℃下保温1 min,冷却形成焊点,利用X射线研究分析了两种不同焊盘基材与Sn60Pb40钎料、Au - Sn共晶钎料的钎焊界面的物相。运用经典相变理论、低周疲劳失效的机理以及“柯肯达尔”效应,就优异焊点的形成、物相产生、温度循环后组织粗化与增加Ni阻挡层,对提高焊接接点的温度循环可靠性的作用进行了分析与探讨。
SMT技术在航空、航天、军事等要求高可靠性的高技术领域的应用越来越广泛,其可靠性问题,尤其是热循环失效问题受到从未有的关注和研究。很多学者在焊点形状、焊料与基体的匹配状况、承受的环境状况(温度、应力)等在有限元分析中,已经做得比较深入,取得了许多成果[ 1～4 ] ;在热循环失效问题上很多学者都提出了金属间化合物的长大以晶粒粗化对可靠性的影响,有资料研究[ 5～6 ]金属间化合物生长是一个与时间和温度有关的扩散过程,界面上金属间化合物的产生与生长取决于界面上的原子扩散行为。我们知道,芯片受结温要求的限制, SMT焊点工作温度一般不会超过85 ℃,对于发热比较高、功率密度比较大的场合,采取其他相应措施来提高传热效率,从而提高可靠性[ 7 ] 。作者根据再流焊的特点,焊料的再流温度范围为210 ℃ ～240 ℃,大多数表贴器件能够在峰值温度下240 ℃ 承受1min这样的实际情况以及焊点实际服役状况,作者从再流焊工艺过程的实际状况出发,设计两种含锡量与铜及铜合金的焊接界面,研究分析了焊点的显微组织、焊点的形成机理以及焊点在一定温度下存储时界面冶金状况的变化。利用X射线衍射研究了两种不同焊盘基材与常用Sn - Pb 钎料、Au - Sn共晶钎料的钎焊界面的物相,运用经典相变理论、低周疲劳失效的机理以及“柯肯达尔”效应,就优异焊点的形成、物相产生、温度循环后组织粗化与增加Ni阻挡层,对提高焊接接点的温度循环可靠性的作用进行了分析探讨。
1 试验方法
基体材料分别为H62黄铜、T2紫铜,尺寸为10mm ×10 mm ×1 mm,用75 W的电烙铁,将分别用Au - Sn共晶焊料、Sn60Pb40焊料迅速涂覆到基板上,涂覆Au - Sn共晶焊料的黄铜试样( 2# )和涂覆Sn60Pb40焊料试样(1#紫铜、3#黄铜表面电镀Ni约1μm厚和4#黄铜)分别放置在320 ℃、240 ℃的热台上,放置1 min,冷却后形成钎焊界面,焊料层的厚度大于0. 2 mm, 5#黄铜锡铅常温放置一年(界面形成条件与4#相同) , 用铣床从基板上截取试样,焊料层分别被铣削加工至30 μm ～50 μm,然后进行X射线衍射。检测设备及试验条件: D /max - rA衍射仪/CuKa辐射、石墨单色器分光。
2 试验结果讨论
2. 1 焊点形成机理探讨
SMT工艺条件下,焊点形成过程是一个钎料在焊盘基材表面润湿、母材溶解、界面扩散、固溶、凝固这样一个过程。在钎焊接点的界面,除生成合金或金属间化合物, 还应有一个扩散区形成的固溶体[ 8 ] ,这样的区域就成为钎料和铜焊盘间的冶金结合的桥梁。焊点的形成过程也是一个晶核形成长大的过程,根据经典相变动力学理论,形核是介稳定的液相通过温度起伏在一些微区内形成稳定存在的晶质质点的过程,共有两种形核方式,即自发形核和非自发形核。仅依靠液相内部自发形核的过程,一般需要较大的过冷度才得以完成,而实际凝固过程中往往依靠外来质点等形核,这样在过冷度较小时就能形核,这就是所谓的非自发形核过程。影响非自发形核能力的因素: (1) 过冷度大其形核率大; (2)衬底对金属液的润湿性的影响,越润湿其形核率越大; (3) 衬底的粗糙度越大其形核率也越大。固相表面除存在各种形式的缺陷外,还有平台、台阶和纽结,这种模型称为TLK模型[ 8 ] ,这些区域的原子的活性较大,是焊点形成时促进非自发形核的重要区域。我们根据上述分析,工程中应考虑印制板焊盘与器件相匹配以及相应变形较小的情况下,尽量促进非自发形核,减少或抑制生成合金或金属间化合物,形成优质焊点。
2. 2 界面的物相分析
我们用Sn60Pb40 钎料来实现Cu焊盘与元器件之间的软钎焊,界面的结合力取决于界面结构、结合机理、物理性质及稳定性。主要表现范德华力、机械锁定力及表面过渡层引起的结合力[ 8 ] ,钎焊的界面主要表现为表面过渡层引起的结合力。为分析界面冶金结合层的相结构,将截取的试样采用逐层分析方法,即用铣床加工以及很小的切削量的方法,H62黄铜试样表面Au - Sn、Sn - Pb 钎料层分别加工到30μm～50μm左右,为了便于对比分析我们选择一组试样分别进行了在80 ℃加热240 h前后的XRD分析,得到衍射谱图。
X射线的衍射图表明, 80 ℃、240 h保温前,界面的相分析: 1#的相为β - Sn、Pb、Cu; 2#Au、AuSn、Au5 Sn、Cu - Sn (铜晶格类型,晶格常数比铜大) ; 3#β- Sn、Pb、Cu、Cu - Zn (面心立方晶格,晶格常数比铜大) ; 4#β - Sn、Pb、Cu、Cu - Zn、Cu - Sn (铜晶格类型,晶格常数比铜大) 。80 ℃、240 h保温后, X射线的衍射图发生了变化,界面的相分析: 1#的相为β -Sn、Pb、Cu、Cu6 Sn5 (很少) ; 2#Au、AuSn、Au5 Sn、Cu -Sn (铜晶格类型,晶格常数比铜大,数量较加热前增多) ; 3#β - Sn、Pb、Cu、Cu - Zn (面心立方晶格,晶格常数比铜大) 、Cu6 Sn5 (很少) ; 4#β - Sn、Pb、Cu、Cu -Zn、Cu6 Sn5 ; 5#β - Sn、Pb、Cu、Cu6 Sn5 (很少) 。根据衍射分析可以得出这样的初步结论:界面金属间的扩散取决于相对原子浓度、焊接或存储温度、焊接或存储时间、阻挡层;金属间化合物不仅取决于界面金属间的扩散,而且取决于焊接或存储温度、焊接或存储时间、阻挡层厚度;增加了Ni隔离层及经80 ℃存储后,其金属间化合物Cu6 Sn5 的量从X射线的衍射强度来分析,比其它的要少,其定量分析有待于进一步实验论证。资料[ 9 ]给出了不同金属在钎料中的溶解速度,表明铜在Sn60Pb40钎料中溶解是很明显的,能斯特认为[ 10 ]实验所观察到的溶解速度实际上是溶质的扩散速度。我们从Cu - Sn二元合金的平衡状态图[ 11 ]中知道在227 ℃以上,一定含铜量的Cu - Sn合金中就存在金属间化合物Cu6 Sn5 ,其含量是可以根据杠杆定律计算出来,铜与锡在液态下无限互溶,液态原子之间扩散较快,其界面处的铜原子的浓度相比较而言很低,但是SMT工艺条件下的焊点(形成焊点后,未加热保温前) ,高温保持时间短,焊点又是在非平衡状态下形成的,得到的结果与资料[ 9 ] 、[ 11 ]等结果不一致,专题实验从一个侧面说明,SMT工艺条件下钎料与基体在焊点形成过程中界面之间溶解与扩散, 还没有构成金属间化合物Cu6 Sn5 的形核与长大的动力学条件或者说其含量很微少其X射线的衍射强度很弱而表现不出来。
Au - Sn共晶焊料的钎焊温度为320 ℃,温度虽然提高,但是溶解和扩散同样加快,保温时间较短,钎焊界面也尚无明显的金属间化合物Cu6 Sn5。
不过在工程应用中,金属间化合物Cu6 Sn5 即使产生了,只有当金属间化合物厚度达到一定厚度时,才会对界面的力学性能产生影响[ 12 ] 。资料[ 13 ]虽已给出了90℃、125 ℃、150 ℃、170 ℃下金属间化合物Cu6 Sn5以及125 ℃、150 ℃、170 ℃下金属间化合物Cu3 Sn的生长与时间的关系曲线, 80 ℃, 240 h的存储实验结果表明,在该条件下Cu6 Sn5 产生的热力学和动力学的条件已具备。至于在80 ℃条件下随着扩散的进行,铜原子浓度的提高, 240 h后仍未见金属间化合物Cu3 Sn的产生,究竟需要多长时间,有待于实验进一步验证。由于实际锡铅焊点的“服役”温度低于80 ℃,相应扩散等过程都受到抑制,资料[ 13 ]的相应金属间化合物的生长曲线对工程应用过程中的焊点寿命的分析的指导作用值得商榷。
2. 3 提高界面可靠性的措施分析
关于钎焊接点的可靠性,一个值得关注的关键问题是焊接界面金属间化合物的形成与长大,前面实验已经证明被钎焊的基体铜和焊料的界面之间在80 ℃下保温240 h能够形成金属间化合物Cu6 Sn5 ,但是其量还是很少的。焊点在服役过程中,其组织结构一般发生两种变化:界面层增厚和焊点组织粗
化。有的研究者认为[ 14～15 ] :随着热循环进行,在Sn- Pb焊点的塑性应变范围较大区域发生非均匀组织粗化,温度的改变对这种不均匀粗化影响很大。
焊点组织的不均匀粗化是应变分布不均匀引起的,晶粒长大的驱动力是应变能。这种不均匀粗化是温度与应变共同作用的结果; Aust 、Rutter[ 16～17 ]等人研究合金微观组织受杂质程度和时间的联合影响,他们发现,像摩擦裂纹扩展、金属间化合物的生成等均可认为被温度循环加强。改善SMT焊点的可靠性,提高其服役寿命是一个非常复杂的问题,它涉及到材料学、力学、新工艺、新技术的开发等众多领域,归纳起来: (1)通过优化焊接工艺,改善焊点组织结构; (2)研制高可靠性软钎料; ( 3)开发CTE匹配材料; (4)界面层增厚和焊点组织粗化。界面上扩散在焊点服役过程中或者说温度循环过程中是明显的,存在四种扩散过程:体扩散、表面扩散、晶界扩散和位错扩散,后三种扩散比第一种快,晶界上原子排列不规则,能量较高,晶界上原子的跳动频率比晶内大,扩散激活能较小,晶粒越细小,晶界作用就越显著,原子扩散途径及晶界扩散示意图如图1所示。
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