1、無鉛焊接精粹篇無鉛焊料的開發應用動向      一、無鉛焊料的開發應用動向     1.1 對鉛的使用限制規定和歐美的研究開發動向      二十世紀九十年代初，由美國國會提出了關于鉛的使用限制法案（HR2479Lead Based Paint Hazard Abatement Trust Fund Act，S-1347-LLead Abatement Trust Fund Act，S-729-Lead Exposure Reduction Act）并由NCMS(Nation

2、al Center for Manufacturing Sciences ) 提出Lead Free Solder Project等進行無鉛焊料的研究開發活動。表1.1 是以歐美為代表的進行無鉛焊料開發的設計方案，對無鉛焊料的研制，在當時的情況下，發揮了相應的先導作用。1997 年8月NMCS提出了最后的報告書“Lead Free solder Project Final Report，NCMS Report0401 RE96 , August 1997 , National Center for Manufacturing Sciences, 3025 Boardwalk , Ann Arb

3、or , M148l08-3266”這個設計方案推薦的候補替代合金由表1.2 表示，根據不同的用途分為Sn-58Bi , Sn-3.5 , Ag-4.SBi , Si-3.SAg 三種類型（單位：mass% ）。但是，NCMS 提出的結論，就無鉛焊料的發展趨勢而言，不可能成為現行Sn-Pb 焊料完全的替代品，在世界范圍內將會有多種新型的無鉛焊料推向市場。      前面所述的限制法案對美國的電子產業產生的效能并不大，只是讓世界各國了解了NCMS的設計方案，對于對居住環境意識較強的歐洲，自1996年起，由EU提出了汽車環保法案（End of Life Ve

4、hicles ) ，這個法案提出，2002年1月以后向市場提供的汽車不得使用鉛、福、水銀、六價鉻、PVC等材料。1997 年EU又提出了家電環保法案（End of Life Electrical and Electronic Equipments ）經1998年7月的法案修正，已明確至2004年1月起任何制品中不可使用鉛、福、水銀、六價鉻等有害物質。      在美國由NCMS 推薦了含有Bi 的合金作為無鉛焊料用候補合金，而在歐洲卻將Bi 看作為是鉛的副產品，不太受歡迎，一般看好單純的二元系合金無鉛焊料，如融點高的Sn-3.5Ag 和Sn-0.7Cu，

5、從可靠性觀點看，Sn-3.5Ag 系比較有利，而從經濟性觀點來看，期待著將Sn-0.7Cu 系無鉛焊料用于波峰焊工藝。目前Northern Telecom 公司生產的電話機已使用了Sn-0.7Cu 焊料。三元系合金無鉛焊料的開發應用，除了歐洲外，日本也同樣將三元系合金作為應用開發中心。NOKIA公司和Multicore 公司正共同研究，將Sn-3.Sag-0.7Cu 合金用于移動通信產品上，有PHILIPS 、Siemens 、Muhicore 等公司參加的IDEALSa 工組（Improved Design Life and Environmentally Aware Manufacture

6、r of Electronic Assemblies by Lead-Free solder ）也將Sn-3.Sag-0.7cu-（Sb）合金作為優先推薦的候補替代合金。無鉛焊料在進入實用化階段將會面臨許多課題，譬如用于再流焊接，Sn-3.5Ag合金的熔點為243，Sn-0.7Cu 為245 , Sn-3.8A g-0.7Cu 為232 ，屬于高熔點的合金，如何克服無鉛焊料在應用中的不良因素，當前世界各國正在進一步給予研究開發。可以作為無鉛焊料候補合金的熔點及成本的比較列于表1.3 。      表1.3 無鉛焊料候補合金的融點和成本比較  &

7、#160;   1.2 無鉛焊料的實用化特征      根據世界各國的開發狀況，要在短時間內研制出使用性能超過Sn-Pb 共晶焊料的無鉛焊料是一件困難的事情。1998 年2 月日本電子工業振興協會和電路實裝學會公布了無鉛焊料的實用化進程說明書。指出，在無鉛焊料還沒有完全成熟應用的情況下，制造業適用的產品可以使用Sn-Ag 系焊料，并可以此類焊料作為主要的替代晶向執行部門提供實用化的實績報告，以進一步設定無鉛焊料的型號、名稱。這是日本開展無鉛焊料實用化的基本設想。表1.4 是典型的無鉛焊料特征     &#

8、160;在熔點靠近183 前后的無鉛焊料，與現行的焊料相比，帶來的問題是焊接組裝后的機械特征和可靠性，以Sn-Ag 共晶系形成的高溫系無鉛焊料，其熔點高是一個應用難題，今后也可能采用成本低的Sn-Cu系焊料，Sn-Cu系焊料的熔點，作業溫度比Sn-Ag 高，應該在N2氛圍中使用。而對長期可靠性延伸性好的，耐疲勞特征優良的Sn-Ag系焊料的有利性，也必須加以確認。高溫系無鉛焊料的適用性問題有以下幾點：      （l）電子部晶的內部連接：其內部連接使用高溫焊料的場合，與外部接合時的高溫焊料是否適應。      （2）

9、電子部品電極部的電鍍層：經與Bi 等無鉛焊料的接觸反應，在接合界面易產生脆性金屬化合物層，會降低可靠性。鍍錫電極生存的晶須問題也必需加以技術鑒定。      （3）部晶的耐熱性；對于LSI 的封裝，其短引線電鍍的耐熱性是個問題，原有部分廠商采取電鍍鈀（Pd ），但實施效率較低，如引線材料是鐵系42合金時，鈀的電鍍會發生困難，有必要研究新的電鍍用材料。對塑封LSI 來說，為防止焊接中發生的破損，使用高溫型無鉛焊料焊接，組裝前必須采取預熱工藝。無鉛焊料的實用化進程是否順利，與焊機制造商、焊料廠商、元器件廠商這三者間的協調作用有很大的關系，其中只要有一方配合不

10、周，即會對推廣應用產生障礙，日本新能源，產業技術綜合開發機構（NEDO）于1999 年發表了為無鉛焊料量產化、標準化的研究報告，定于2000 年開始進入實施階段。在無鉛焊料的應用過程中，還有以下數點必須加以研究、解析。       無鉛焊料的材料特性解析標準化問題及評價方法。       無鉛焊料接合時，對初始特性的評價方法和標準化評價事宜。       接合工藝條件對無鉛焊料適應性的工藝研究。       在組裝階段對可靠性評價方法的

11、設定和實施方式。       無鉛焊料材料的特性評價標準和電子部晶的無鉛化研究。二、無鉛焊料的評價內容     理想中的無鉛焊料最好是與原來Sn-Pb 共晶焊料特性相同的靠近低熔點處的類似型焊料。共晶焊料的主要特性，除具備低熔點外，能夠像純金屬那樣在單一溫度下熔融、凝固。作為Sn-Pb 共晶替代物的無鉛焊料，也希望具有與Sn-Pb 相同的熔融溫度范圍、良好的接合性能、潤濕性等。在開發研制過程中，要完全達到原有焊料相同的性質是困難的，只有通過對Sn 基合金添加AS/Bi、In、Cu等元素，組成性能最接近于原來使用焊料

12、的替代物，同時要考慮到替代物（無鉛焊料）的無毒性，制造成本，保存穩定性等因素。圖2.1 是無鉛焊料中候補合金系示意。     對Sn-Ag 共晶和Sn-Zn 共晶添加Bi、In ，目的是降低其溶點，添加Cu是為了使其組織細微化，并抑制Cu的溶解，隨著某些應用上的要求，今后也可能添加Ce、Ni、P等元素。目前對無鉛焊料進行評價，衡量的報告比較少，只有在替代實用過程中，或根據所用素材本身的潤濕，使用性能來比較鑒別，以促進無鉛焊料的應用發展。無鉛焊料的特征比較見表2.1，含添加了0.5%程度的Cu。     2 無鉛焊料

13、的熔融溫度范圍     Sn 基無鉛焊料的熔點測定方式有下面三種     （l）同原來的熱分析（TA )頁碼；     （2）示差熱分析（DTA )；      （3）示差掃描熱量分析（DSC )。     通常采用第3種方式，對焊料由液體狀態向固體狀態轉化時，測定其冷卻曲線。這在回流焊接中，因焊料的熔融動態形成的潤濕、流向、彎月面是個重要的因素。各種熔融溫度的測定方法特征和低熔點共晶、對固相線、

14、液相線測定的適用性由表2.2 表示，可以看出，低熔點共晶在加熱時的DSC 或DTA ，對固相線冷卻時的熱分析或加熱時的DSC ，在液相線冷卻時求得是最適宜的。無鉛焊料屬Sn 基合金，應充分理解由過冷卻因素，需在冷卻時進行液相線、固相線溫度測定的這個特征。表2.2 各種熔融溫度的側定方法特征     圖2.2 是對Sn-3.SAg 合金的測定例，圖中（a）的熱分析可明顯地看到冷卻過程時的過冷卻，凝固中回到共晶溫度時不發生液相線溫度誤差。圖中（b）的DSC 在升溫過程中熔融起始溫度和共晶溫度是一致的。由于過冷卻因素，冷卻過程后的散熱不能表示其共晶溫度，與峰值

15、溫度的液相線和固相線是沒有關系的。根據最近無鉛焊料的研究報告，經加熱過程時的DSC 測定，由峰值溫度確定液相線溫度的例子是很多的。實際上，只從平衡狀態圖方面考慮，所拿來發表的數值是不對的，因吸熱峰具加熱速度依存性，不是物性值，在實用工藝上有把握焊料熔融動態的意義，僅靠這一點來表示液相線是有誤差的。     無鉛焊料熔融溫度范圍的確定，要考慮到下面幾點：     （l）為決定液相線溫度防止過冷卻發生，在過冷的情況下宜采用方便的測定方法（TA 和DTA 的共用）；     （2）

16、低熔點共晶的檢測，經DSC 可對加熱過程有效地進行測定，在低熔點共晶基礎偏析場合，可利用數次加熱冷卻的循環來進行探測。     （3）不是由加熱過程來確定液相線溫度。     3 焊料強度     測定焊料本身強度的方法有二種，一是制作試驗用的拉伸試驗樣件，樣件通過鑄造做成，不經過任何機械加工，另一種是將鑄造后得到的拉伸用樣件，經機械加工后做成符合試驗用的圓棒，再進行試驗。     圖2.3 是焊料試件用的板、圓棒。前一種試驗樣件，因是

17、鑄造件存在的表面缺陷，大都會產生凝固收縮變形或發生裂紋，加上澆口方式的差異得到的數據也不同，后一種樣件經機械加工后，去掉了表面缺陷，但樣件上可能存在的加工誤差，也會產生位置上的偏差。按操作工人的使用習慣程度，采用后一種方式作為試驗樣件的情況居多，具體執行時就要考慮到樣件鑄造形狀，鑄造溫度，冷卻速度，采用的位置精度等因素。     圖2.4 是Sn-Ag-Bi 系無鉛焊料的抗拉強度及延伸時Bi 含有量的影響示意，可看出Bi 含量的增加，強度就增加，延伸性就降低。在拉伸試驗中，由應變速度變化形成的載荷一位移曲線見圖2.50 拉伸變形中應變速度減少一位負荷就會

18、降低，這種現象說明，負荷的應變速度依存性，按照合金成分組成、試驗溫度、應變速度范圍而產生不同的變化。原來的Sn-Pb 焊料在高溫下會發生微細粒超塑性現象，說明在室溫時的拉伸發生的蠕變就大，例圖2.5 所示，應變速度（通常的拉伸變形速度）從10-4/s 降到10-5/s ，負荷就會大大減少，sn-Ag 系無鉛焊料特別是Sn-Ag-Bi 系焊料，這種傾向就小。     圖2.6 是幾種不同合金在0.2 屈服強度的應變速度感受示意，應變速度感受次序為：Sn-3.Pb > Sn-3. > S-3.5A-3In-0.5Bi。這里顯示的數值與材料的蠕變特

19、性有關，可通過應變速度變化的拉伸試驗法來推算其熱疲勞特性。抗拉強度和屈服強度沒有指定的數值，會按照試驗條件的異同產生變化。無鉛焊料的強度試驗有幾個注意之處，其拉伸試驗比常規的拉伸變形速度所表示的感受性系數要小，在低應變速度情況下抗拉強度比Sn-Pb共晶要小，其蠕變性質比Sa-Pb 共晶難以生存，因此按照要求，測算其抗拉強度，最好在3位數的應變速度范圍內進行（10-2/s10-4/s 范圍），由不同的應變速度來計算抗拉強度。     2.4 接合點強度     由于潤濕性和物性值的異同，焊接時會造成彎月面形狀的不一致

20、，焊料本身強度與接點強度的不合，隨著界面層的形成會帶來破壞過程的變化。同Sn-Pb共晶比較相同的焊膏印刷厚度，雖然焊料體積一樣，但潤濕性的不一致也會發生焊料彎月面的差異。     接合點強度試驗可分為拉伸、剝離、剪切三種，拉伸和剝離適用于引線類貼片元件，剪切適用于阻容類貼片件（見圖2.7 ）。     引線的拉伸試驗如圖2.8 所示，從反向決定彎月面的最大負荷，引線從封裝體的斷離和不斷離，其拉伸數值當然不同。通過強度的絕對值觀察時效變化，并從基板的45 度方向進行拉伸試驗，這種做法比較普遍。   

21、;  圖2.9 是QFP 引線（SN-3.5AG 電鍍）的剝離試驗結果，采用Sn-2.7 -2.4-AG-Bi無鉛焊產中Bi為0.5%的最大值，隨著Bi量的增加強度逐步降低，說明不對應焊料本身強度在形成的引線界面Sn-Fe-Bi層中Bi含有量的關系。     圖2.10 是SN-3.SAG-3IN-Bl 無鉛焊料經150 攝氏度時效后的強度變化，圖中可看到SN-37pb 時效后的強度跌落情況。接合界面的強度關系同樣說明無鉛焊料中Bl 含量的增大其強度會減少。另外，片式元件剪切強度的規定雖然己有標準，但對微小型元件來說，剪切試驗中切斷夾

22、具安裝位置的偏差都會使結果發生差異，易受到焊料量多少的影響。在使用無鉛焊料時要考慮到，由于其強度、潤濕性原因，所形成彎月面形狀的差別而發生強度差。     2.5 潤濕性     （l）潤濕試驗     潤濕試驗一般采用潤濕曲線，經潤濕時間、潤濕力進行潤濕平衡評價。目前，專門用于無鉛焊料潤濕試驗的裝置和方法都沒有，只能依據原來的試驗來執行，利用原波峰焊接的方式來評價比較方便。潤濕平衡試驗，如果焊料溫度固定，液相線溫度低的焊料，其潤濕時間就短，潤濕的起始溫度由焊料的成分組成來確

23、定。潤濕時間如對應著試件的上升溫度，不一定表明潤濕的真正作用，應該從試件尺寸、表面狀態、試驗焊料槽的表面積、體積、助焊條件、試驗條件等各個方面進行分析比較。     （2）擴展試驗     擴展試驗是通過一定重量（體積）的焊料，在擴展后測定焊料的高度，以求出擴展率。     擴展率（%）-100×( D-H )/D      這里：H-擴展后的焊料高度（測定值）；     D-試驗用焊料

24、球直徑，D = l.24V ；      V-質量/比重。     潤濕性好的焊料擴展率會超過90 % ，擴展率的簡單計算方法，可以由擴展面積通過接觸角進行計算，將擴展部分看作為球的一部分利用幾何學來求出，通常所用的試料少的場合產生的誤差就少。     （3）橋聯試驗     應該從實用性觀點評價無鉛焊料的潤濕性，并設立橋聯試驗方法，根據試驗方法測定無鉛焊料橋聯的發生頻度，測定數據有待于今后的技術報告。   

25、0; （4）實用化試驗     無鉛焊料在向規模化，實用化應用時，關鍵的是操作（作業）溫度條件的變更，特別是裝載耐熱性差的片式元件在高溫時間的焊接溫度曲線較難設定。針對高密度組裝的微型焊接特征，SMT 基板在回流爐內通過后，這時所有的接合點最好在適合的溫度條件氛圍中進行回流焊接，小型基板，熱容差小的元器件一般都沒有問題，大型基板熱容差大肘，焊接中就必須謀求均勻的上升溫度，不然將會產生潤濕性的差異，對彎月面形狀、接點強度造成不良影響。     QFP 引線上升溫度及QFP 的設置間隔見圖2.11 ，組裝密度

26、高，間隔距離小的基板溫度上升就慢。理想的溫度曲線最好是所有接點的上升溫度是均一的，但實際上很難做到，通常都采用較慢的上升速度使基板進入適宜的溫度范圍并給予設定。有時上升速度過快，會在熔融焊料與母材金屬或電鍍材料（電極鍍層）產生過剩反應，形成金屬間化合物，隨著金屬化層的溶解產生去濕不良。對熔融溫度高的無鉛焊料，焊接中要獲得合格的接合點，必須提高焊接操作溫度，在設定焊接溫度時，同時又要考慮到貼裝元件的耐熱性，基板的受熱變形因素，避免由于溫度不足發生的接合不良。改善無鉛焊料焊接時的不良，方法有以下幾點：     1 可使用防止氧化的充氮焊接方式。 

27、   2 對無鉛焊料進行適當的表面處理（電鍍、金屬化）     3 開發適合于無鉛焊料使用（配合）的助焊劑。     4 有效地利用某些添加元素。     5 只要工藝許可，適當提高焊接溫度改善潤濕性。無鉛焊料的組織成分     3.1 無鉛焊料的組織分類     按已采用的幾種候補合金，無鉛焊料（包含波峰焊用、回流焊用、基板修正用等）可分為以下四個類型。 

28、    ( 1 ) Sn-Ag 系     ( 2 ) Sn -Bi 系     ( 3 ) Sn-Zn 系     ( 4 ) Sn -Cu 系實際上，二元系合金要成為能滿足各種特性的基本焊料是不完善的，例Sn-Ag 合金添加百分之一以下或百分之幾的Bi 和Cu ，組成多元化形式的無鉛焊料。但是，大體上焊料合金組織不會受添加元素的影響，反映出基本的二元系組織。下面對代表性的無鉛焊料組織特征進行歸納，但是對數據不足的Sn-Cu 系合金，其Cu 量

29、由0.7wt%組成共晶，組織形式為Sn/Cu6Sm 共晶，微量的Cu 不能明顯地觀察其組織成分，本節暫時省略。     3.2 Sn-Ag 系合金的組織成分Sn-Ag 系焊料，作為高熔點焊料已經開始以無鉛焊料角色進入實用階段，特別是其固有的微細組織、優良的機械特性和使用的可靠性，成為明顯的替代合金焊料為用戶接受。     圖3.1 是Sn-Ag 二元合金的狀態圖和合金組織的SEM 照片，照片上白色的微粒子為Ag3Sn ，該合金Ag 量在3.5wt%時形成共晶點。在這個Ag 量組成以下的成為亞共晶，組成以上的成為過共

30、晶，在照片上已充分地說明了其組織特征。這個合金組織表示了1Lm 以下的細密Ag3Sn 在Sn矩陣型基體中呈分散狀的分散強化合金，由圖3.1 的照片可以看到Ag3Sn 的粒子。照片只是一個截面組織，實際上具有相當長的纖維狀。     圖3.2 是Ag3sn 示分散狀態下的TEM 照片，As3sn 具有Sn母相及其特定的方位關系，兩者界面有良好的結晶匹配性，Ag3Sn 在數Dam 大小的環上分散，環內部大體上保持無結晶的形態，晶粒直徑同其他焊料相同為數拾1Lm 大小，各個環狀并不表示晶界，但是環狀的形成會阻礙Ag3Sn 的變位，可以說形成了一種亞晶界。Sn-

31、Ag 系合金具有優良的機械特性，Ag-Sn 的微細分散狀和亞晶界的形成，從組成的Sn-AR二元系合金狀態圖上。可想象出能得到均勻的Ag3Sn 結晶（共晶）。現實中對這種環狀分散狀態的組織不能預測，這時有必要對其形成的機理進行研究，一個是要考慮Ag/Sn矩陣間晶格變形的緩和結構，另一個是由于不純物的存在所生存核的不均勻性影響。作為純度高的金屬基材，最好要認可Ag3sn 分散形態的變化關系，Sn 中的Ag大致上不固溶，Ag3sn 作為穩定性好的化合物，Ag 對Sn中的固溶是不存在的，一旦Ag3Sn已形成，高溫放置時也不易粗化，是一種耐熱性好的焊料。     

32、合金中隨著Ag 量的增加，表示Ag 組成共晶時，也就是Ag 量在3.5%時的環的尺寸呈細微的分散狀態，合金強度逐步上升至最高，其組織與細微化相對應。但是Ag 達到4%形成過共晶狀，就會出現明顯的劣化，產生數拾，Am 大小的粗化Ag3Sn 板狀初晶（結晶）見圖3.3不管哪一種合金，如生成數拾Lm 的金屬化合物，將會起尺寸面的龜裂，對有可靠性要求的合金來說是必須避免的。這也說明，焊料合金的組成，應該避免粗化脆性初晶的生成。     在Sn-Ag 合金添加Bi 、cu 、zn 等合金元素的場合，仍可維持基本的Ag3Sn 細微分散組織。（見圖3.4 ） ，例Sn

33、-2Ag-7.5Bi-0.5Cu 組織，可看到較大的Bi 結晶，對Ag3Sn 的形成無變化，但如添加第三元素時，其組織亦會細微化。     分析界面組織，一般Sn 系焊料Cu 界面，從Cu側會形成層狀Cu3 Sn/Cu6Sn5 , Sn-Ag 系焊料Cu 也不例外，形成相同的反應層結構（見圖3.5 的a ） , Cu3Sn 比較簿，且Cu 和Cu3Sn 的界面較為平坦。而Cu6Sn5較厚，在焊料一側會形成許多突起。圖3.5 的照片是在試驗室條件下制成的，在進入實際回流焊時所得到的結果應該是相同的。焊料接合的拉伸試驗，從圖3.5 的b看到其龜裂發生在半島狀

34、突出的Cu6Sn5根部，龜裂展示在頂端附近，因此，在高強度化應力集中的界面不希望產生凹凸不平現象，最好是形成平坦的界面。     基板組裝時，由于熱疲勞等因素所產生的龜裂，其應力集中的場所，對焊料彎月面、引線、基板焊區、元件材質與形狀等的差異是不同的，大多數界面發生龜裂的原點是不限定的，其中在界面形成的反應層（特別是Cu6Sn5）是主要因素。Sn-Ag 系焊料焊接后在界面會形成厚的Cu6Sn5向固相狀態反應時也會生成厚的CuSn。Sn-Ag系合金添加Cu時，共晶點的改變Ag量約為4.7 % , Cu 量約在1.7%時產生共晶，例Sn-3.5 % Ag-0

35、.7 % Cu 共晶，還存在未理解之處。這種合金如添加Zn，將會造成在提高合金細微化強度和蠕變特性的同時，焊料表面易形成堅固的氧化膜，使潤濕性大大降低。     Sn-Zn 的合金化將會發生急劇的界面反應相，可合理地利用反應控制來加以改變，這將在后面進行Sn-Bi系合金組織成分      Sn-Bi 系焊料，可按圖3.6 表示的，能在139共晶點至232的寬熔點范圍內做成合金。      圖3.7 是隨著Bi 量的變化其組織成分變化的照片，屬單純的Bi/Sn共晶組織。由共晶組

36、織到21wt % Bi的組成范圍，表示了Sn/Bi共晶相和Sn相的二相組織。      這種典型的二相領域組織見圖3.8，在共晶部分Bi在10Lm以上時會出現粗化形狀的結晶，由Bi的脆性會影響到焊料的機械性質。另外，在Sn相中有許多微細板狀的Bi 析出，Sn基塊中固溶著多量的Bi，根據狀態圖上的判斷，Bi 量在21wt%以下時不會形成共晶組織，Bi在Sn中產生的偏析且在Bi濃度低的領域，容易形成共晶組織。      Sn-Bi 系合金實用化的最大問題點，在靠近190附近做成的焊料，從狀態圖上采看的話，其固液共存領域

37、相當大，這個影響作為凝固偏析的現象，在80時是十分穩定的合金組織，超過140 后Bi 的粗化即會發生嚴重脆性。用低Bi 合金的DTA 評價可明顯表示在139 尖頂的吸熱峰值，這個現象俗稱為“低溫共晶”，實際上稱為低溫共晶并不確切，僅僅是由Bi 的偏析生成的共晶溶解現象。當Bi 的組成在21wt%以下時為何會發生共晶點的溶解，這在狀態圖上是看不到的。      從圖3.6 中看到，10 % Bi的組成，從0點開始焊料的冷卻，首先在A點出現固相，這時固相的組成是B 點的組成，Bi 濃度比初始焊料濃度低，于是，在當然固相中低狀態溶液的Bi 濃度升高（C點），向

38、后續出現的固相D點遷移，結果會產生連續性的固相和液相中的濃度變化。      現實中，對組裝基板的冷卻都采用緩進形式，是為預防枝狀晶體的形成及凝固的不均勻。對于生存的偏析，作為熔液殘留部分的Bi 不斷地濃化，到最后凝固時的熔液成分如超過21% ，就形成Sn-21Bi/Bi 的共晶組織，由此可見，從O點開如冷卻到P點的溫度下降，如不發生上述的分離就沒有Bi的粗化結晶。關于偏析，Sn-Bi系和Sn-Ag-Bi系存在的問題，可理解為“FILLET-LIFTING ”現象。由焊料本身的凝固收縮及焊料與引線的熱收縮，會對固有方向形成一定的力，而沒有引線的場合會產生

39、FILLER-LIFTING。Bi對焊區界面的偏析和通孔中的凝固，可同樣理解為杠桿原理的提升，在Sn-Bi二元合金研究時，應確認包含2wt % Bi的FILLET-LIFTING ，同樣要考慮添加Bi后通孔部分的FILLET-LIFTING 現象。在實用階段還需對固液共存領域狹窄的Sn-2Ag給予FILLET-LIFTING 認定，譬如對焊區一側電鍍Sn-40Bi的場合，可認為Sn-Ag-Pb三元素固相線一液相線幅度大，這與上面的分析相同。為避免FILLET-LIFTING 現象發生，最好研制固液共存領域幅度小的合金焊料，也可抓住冷卻快偏析少的主要因素，通過快冷來抑制FILLET-LIFTIN

40、G 現象。Sn-Bi系合金的明顯缺點，是Bi的粗化晶體，因為Bi性脆，粗化結晶的性質與金屬間化合物性質相同同樣會惡化機械性能，目前雖然還沒看到有關這方面的技術報告，憑經驗而言必須避開超過10um 的組織。另外，利用快速冷卻效果，由第三元素的合金化使Bi微細分散，進而來改善Bi原本的脆性。      Sn-Bi合金與Cu連接界面，與Sn-Bi系合金同樣會形成Cu6Sn5/Cu3Sn的雙層反應層，可以說對Bi的界曲反應是沒有小良影口問的。3.4 Sn-Zn系合金的組織成份      Sn-Zn系共晶焊料，其熔點是最靠近

41、Sn-PB 共晶焊料的，且良好機械性能的經濟性合金焊料，對其進入實用化存在很大希望。圖3.9 是Sn-Zn系合金的狀態圖，元素間大致上不固溶Sn相與Zn相呈分離狀，Zn相有比較大的結晶，圖3.10 是Zn量發生變化其組織變化的狀況。Sn-Zn系焊料與Cu的界面，會形成與其化Sn系合金不同的界面反應相，用SEM 觀察時可看到反應層的一層結構，最近用TEM觀察時可觀察基三層結構（見圖3.11）。      圖3.11中，靠Cu一側的層次未鑒定，大致上組成Cu/10mm左右的Cu-Zn化合層/薄的CuZn層/厚的Cu5Zn8層/Sn-Zn層次。因為Sn中Zn的

42、活量不能高固溶Zn與浮出表面的Cu所形成的界面發生反應，化合物中Sn的固溶度很小，這是生存特異面層的原因。      由于這個合金系界面相的變化大，可以少許靈活地利用界面反應的控制，就是說，不管哪一種合金系，因其界面強度大，所要求的反應層要薄，Sn和Cu的界面反應快，盡管在回流焊工藝中其界面反應從數秒到數拾秒，但形成的反應層已超過了10 汕mo 這里，參與反應的Zn量很少，Sn只與少量的Zn組成合金化。因此，反應層在達到（成長）數Dam 厚時就可能停止，通過反應層來進行Sn的擴散的因素很小，在短時間內不會形成Sn-Cu間的化合物。圖3.12 上Zn的量為

43、橫坐標，表示了反應層厚度的變化，Zn量的減少其反應層厚亦相應減少。由此可見，有必要知道形成反應勢壘層Zn量的下限值為多少程度，因為其他類型的合金添加微量Zn時也會產生同樣的效果。當然，對添加時發生的耐氧化性的劣化，必須采取相應的措施。      Sn-Zn系合金的存在問題是耐熱性，這會影響其實用化的進展，經國外有關專家的試驗指出，到125 止可充分利用，特別是有150 耐熱性要求的場合，在Cu一側與Ni/Pd/Au 等形成的反應勢壘，有必要進行充分的電鍍。無鉛焊料連接可靠性      4.1 連接可靠性的特征

44、60;     隨著半導體制品向小型化、大規模、高集成化發展之際，給電子工業的組裝技術帶來了許多新的課題，特別是針對高密度組裝技術的不斷發展，焊料接合部的可靠性問題己成為新的重要內容，得到了整個行業的關注。      焊料接合部可靠性特征主要有以下幾項：      （l）接合部接受的主要負荷形態是熱負荷。      （2）使用多種新材料，做成異材接合結構。      （3）小型且高集成，但周圍結構及其復雜。

45、      （4）隨著部晶材料的微細化，對涉及材料強度的結晶粒度、不純夾雜物、微孔率、表面微裂、金屬間化合化物層與成型前松散材料相比，松散材料的強度必須等于微細部材的強度，因此焊料接合部強度可靠性試驗至今不用標準試驗片方式，而實施實際的接合結構強度解析試驗。      4.2 焊料接合部熱疲勞強度評價法的現狀和問題點      表面貼裝電路的組裝形式所形成的接合部見圖4.1，通常采用機械和電的方式完成連接，這時使用的共晶焊料熔點一般在183，在組裝電路和基板不發生損傷的情況下

46、，可以采用價廉的樹脂進行封裝，當前為適應表面貼裝的高密度要求，針對接合面積的縮小及接合部所承擔的應力，為提高接合可靠性大多從“材料、結構、工藝”這三個方面進行改善，對基板和各種封裝元器件因熱脹系數差而生存的熱應力，常用低循環熱疲勞及蠕變試驗等作為測試對策。      表面貼裝元器件與基板組裝后實際形成一種復合結構，元器件經過熱循環負荷后不發生接合部的斷線不良，這種強度可靠性是必須具備的，但是，由于是異種材料組合形成的結構，且形狀復雜，對熱負荷生存的應力就不得不依賴有限單元法來進行解析。因此，作為接合部強度的評價方法有以下幾項。   &

47、#160;  （l）不用標準試驗片，對組裝的各類電子元器件可用熱負荷測試其疲勞壽命可靠性試驗。      （2）凡符合疲勞壽命可靠性試驗條件的元器件，都需進行接合部應力、應變解析，掌握確切的微接合部應力動態，對得到的解析參數分析后，設立正確的疲勞壽命評價法則。      （3）對類似結構進行強度評價時，首先對符合使用條件的對象物進行解析，再將解析結果通過上述（2）的方法實行疲勞壽命強度評價。      焊料接合部的熱疲勞壽命評價方法，比較常用的是Coffin-Man

48、son 法則，該方法在江蘇省SMT 專業委員會出版的 SMT 工程師使用手冊 中己作過介紹，這里不再闡述。經最近的研究，根據Norris 指出的溫度循環頻率和最高溫度影響，提倡使用coffin-Manson 法則，由Engel-Maier 的報告，對疲勞壽命有影響還包含最高溫度的溫度保持時間和平均溫度等內容。焊料接合部低循環疲勞強度非線性應變成分影響的差異，還可采用應變區域分割法或應變能量分割法進行評價。這里要注意的是，進行焊料接合部強度評價時，必須根據應力應變解析結果求出作為評價基準的力學系數。設定怎樣的解析模式來評價焊料接合部的力學動態，所得到的解析評價參數結果是不同的，這時還要考慮到對可

49、靠性實驗結果的解釋分歧。應力 應變解析評價模式要注意到材料特性的溫度依存性和時間依存性，用解析結果來評價試驗結果時，必須考慮到疲勞壽命評價法則中的平均溫度與頻率的影響因素。如果對評價中的材料特性的溫度依存性、時間依存性的考慮是正確的，就不一定改變強度評價法則中的平均溫度和頻率，也就是根據Coffin-Manson 法則來進行評價。      這里對焊料接合部產生的蠕變，通過非線性熱應變評價方法經計算來解析非線性應變，再按照應力應變解析結果，利用Coffin-Manson 法則開展接合部的熱疲勞壽命評價。      

50、4.3 焊料接合部的應力應變評價      為介紹受熱循環疲勞接合部生存的應力，應變特征，這里先以Sn 為例子，說明材料的非線性特性和蠕變動態、彈塑性特征。      （1 ) Sn-Pb 共晶焊料的材料特性      Sn-Pb 共晶焊料的蠕變特性可以用下式表式      這里，c為等效蠕變應變速度，（MPa）為Mises 的等效應力，Q為活化能量，R為氣體常數，T為絕對溫度。對上式中的蠕變常數o和蠕變硬化系數n，根據國外有關專家提供

51、的試驗數據 。蠕變特性具有很強溫度的依存性，作為材料常數還包括屈服應力，在下式（2）中，áy（T-125）/áy（T-20）約為0.30。因而屈服應力在高溫和低溫時有很大的不同，解析時要考慮到溫度的依存性，屈服應力并不表示焊料的彈塑性動態，只會對蠕變動態產生顯著影響。      áy（T）=（81.54-0.18325*T）（MPa）-（2）      這里T 為絕對溫度。      （2）解析模式     

52、0;在圖4.1 表示的接合模式中，a是引線型封裝接合模式，b是倒裝片或BGA的接合模式，c是LCC的接合模式，圖中的a點是非線性應變的集中點。      焊料接合部的溫度負荷條件有圖4.2 表示的二種類型，負荷一的類型（圖4.2 的a）是接合部的過負荷熱循環試驗（TCT ) ，一般在焊料接合部的可靠性評價試驗中使用，負荷二的類型（圖4.2 的b）是產品實際使用時的熱負荷條件例子。      在高溫環境對結構物實行應力應變的評價方法，可在負荷區間進行彈塑性解析，在負載保持時間進行蠕變解析，但由于焊料接合部溫度比原來材

53、料使用溫度要高，關鍵的因素是在溫度變化時間對接合部正確地給予蠕變應變解析。這里為說明對不同材料解析模式對應的解析結果，由圖4.3 表示了三種解析模式，圖中a是對溫度變化時間和保持時間總時刻的彈塑性蠕變解析。b是溫度變化時間的彈塑性解析和保持時間的蠕變解析，c忽視了焊接材料的蠕變特性，在溫度變化時間彈塑性解析。      二種類型的解析模式      對圖4.1 解析的結果由圖4.4 （狀態l）表示，說明接合部的各等效非線性應變成分和非線性應變解析結果。這里，等效塑性應變eqp和等效蠕變應變eqc及等效全非線性應變e

54、qin 的各個增量關系式有以下幾個：      上式中ijp、ijc 為各種塑性應變、蠕變張量，ijp、ijc 為各種增量，其中的ij 是各種張量的綜合規約（定義）。      圖4.4 的模式a、b ，其表示的全非線性應變大致相同，等效非線性應變的各成分在圖上得到結果就大不相同。模式a 是非線性應變的蠕變成分，模式b 是非線性應變的塑性成分。      圖4.5 （狀態2）是在使用環境溫度循環時得到的解析結果，圖中a、b 與圖4.4 的結果相就不大相同。模式c 的結果比較低

55、，其應變振幅基本上接近0 ，說明衡量非線性應變的解析精度，還是采用模式a、b 較妥，模式c方式就不能說明問題。      （3）解析結果      圖4.6、圖4.7是接受加速試驗條件和實際使用條件（圖4.2）時，接合部A點的剪切應力和剪切非線性應變的磁滯曲線。      圖4.6 表示的加速試驗條件是溫度變化時間產生的接合部非線性應變，溫度保持時間形成的蠕變應變可以忽略，熱循環試驗對接合部授予的由溫度變化負荷造成封裝體與基板間的線膨脹失配是一種強制位移方式。由非常強的蠕變動

56、態發生的接合部非線性變形，大體上在溫度變化的同時會產生封裝體與基板的線脹失配，在溫度變化結束時蠕變變形將達到飽和狀態，而在溫度保持時間產生的蠕變變形是比較小的。但是，上面的解析結果并不適用于全部的熱循環問題。圖4.7 是實際使用環境的解析結果，在保持時間內所產生的接合部非線性應變振幅很大，這是不可忽視的。進行使用環境接合部的強度評價，注重保持時間內的應變評價是正確的。      圖4.8 是在各個試驗時間區間產生的非線性應變振幅，關于非線性應變在溫度變化時間和溫度保持時間，從圖4.6 、圖4.7 表示的結果是同樣的。對應變振幅值的解析圖4.8 （狀態l

57、） ，在保持時間其蠕變應變振幅較小，集中在保持時間的初始狀態。 疲勞壽命試驗法和評價法      4.4 疲勞壽命試驗法和評價法      （l）熱循環加速試驗和疲勞壽命評價方法      作為接合部熱循環疲勞強度評價的試驗方法，最好使用熱循環加速試驗，為驗證上述采用應力解析方法說明非線性應變振幅和熱循環疲勞試驗對接合部疲勞壽命的關系，利用非線性應變振幅施行的接合部熱循環疲勞試驗結果由圖4.9 表示。圖示說明采用幾種不同的條件得到的疲勞壽命結果差不多在相同的直線上，

58、評價應力應變首先要正確評價各試驗區間（溫度變化和溫度保持）對蠕變的影響，同時還需考慮焊料材料的溫度依存性。在材料的時間依存性和溫度依存性正確評價的基礎上，利用接合部生存的非線性應變振幅，再根據Coffin-Manson 法則得到接合部的熱疲勞強度，熱疲勞強度評價公式見下面。        這里的Nf表示接合部的疲勞壽命，eqin 是根據材料的時間依存性和溫度依存性評價后得到的接合部非線性等效應變振幅。用熱循環疲勞實驗可以減少表示強度特性的eo、m系數，這是試驗時需注意的一點。      （2）機

59、械性疲勞試驗和疲勞壽命評價方法      在研究接合部熱疲勞壽命時，常用熱沖擊試驗機進行循環試驗，但是熱沖擊試驗機的高溫、低溫保持時間比較容易控制，由高溫到低溫或由低溫到高溫的溫度變化時間較難控制，因焊料接合部形狀的不同有時要實行不同的疲勞壽命試驗，就需改變試驗溫度等級，原來設定的高溫側溫度為125-150 ，針對使用溫度20-80 的共晶焊料（熔點183）這樣對上面的熱循環試驗條件有必要重新考慮。      熱循環試驗存在的問題是，對接合部采用的是熱疲勞壽命加速試驗，很少采用作為實際使用時的模擬試驗。另外，在實際

60、使用場合設計的接合部疲勞壽命最少為10周期（循環），每試驗一個周期最短時間為20 分鐘，10的周期需要4-5 個月以上的試驗時間，這種評價方法化費的代價太大。在新產品投產期間，投資商所希望的熱循環疲勞試驗至多1-2 個月。      近年來，作為熱循環疲勞試驗的替代方式，有人提出了機械等溫疲勞試驗方法，即考慮到焊接材料的溫度依存性，使用經應力/應變評價得到的非線性應變振幅，按統一的熱循環疲勞壽命評價方式一一接合部低循環熱疲勞強度評價來獲得結論。對焊料接合部施行恒定溫度下的機械往返荷載，由接合部產生的往返型非線性應變的模擬，完成熱疲勞強度的評價。 

61、;     剪切型機械性疲勞試驗方法說明的試驗結果，記述了機械疲勞試驗和熱循環疲勞試驗的相關關系，也說明了作為疲勞試驗替代方式的妥善性。機械加速試驗的特征有以下幾點。      （a）可以進行比熱循環試驗的速度（時間）寬得多的機械性試驗。      （b）可以正確地控制對接合部施加的應變速度。      （c）根據已控制的應變速度，可對接合部的非線性應變成分比進行正確控制，并由各應變成分（sc、sp）調整對接合部生存的不同損傷。  &#

62、160;   （d）可在恒溫下對接合部設定任意的應變范圍，得到近似于大的或小的熱循環試驗結果。      微型結構的疲勞試驗可分為負載控制試驗和位移控制試驗二種，負載控制試驗依賴于測力傳感器的測試精度，現常用1/5000 的全頻式測力傳感器，但由于電子器件接合部的疲勞破壞產生的封裝體與基板間的線脹失配，接合部遭受的負荷與強制位移模式相似，為此，執行接合部熱疲勞強度模擬試驗時，也可采用位移控制方式，。在電子元件進入小型化時代，開展接合部位移控制試驗，其位移行程可設定在10 微米到數拾微米間，位移精度可控制在0.5 微米以上。 

63、     圖4.10 是剪切型機械式疲勞試驗機外觀，試驗時將夾盤固定在工作臺上，由線性傳動裝置作左右方向的往復運動。在位移控制場合，通過裝置上的位移儀測量最大，最小位移量，這時試驗片粘接在封裝體上部夾頭上，分別與基板下部、夾盤固定。試驗片的限幅方法是影響試驗性能的主因，這里通過限幅來避開對試驗片的限幅負荷，特采取了限幅裝置設計，以提高試驗的可靠性。在室溫20時施行的二種應變速度的機械疲勞試驗結果由圖4.11表示，接合部應變速度在0.4%/S場合，產生的是非線性應變的塑性應變萬分，應變速度為0.003%/S時產生蠕變應變，兩都結果的比較，往返蠕變應該顯示的疲勞壽命s

64、c和往返塑性應變顯示的疲勞壽命p，其產生的差異不大。說明可利用接合部生存的非線性等效應變幅度進行接合部疲勞壽命的評價。      圖4.11的結果也表示了熱循環疲勞試驗的結果，說明各個應變速度的機械疲勞壽命特性是一致的，也意味著所有疲勞壽命結果可用一條近似壽命曲線來表示，就是通過前面的公式（4）來進行疲勞壽命的預測。      (3 )BGA 接合部的疲勞壽命評價BGA 焊接接合部大多用回流工藝形成，利用常規的回流焊工藝要使各接合點形狀都一致是困難的，BGA 接點（引線）的疲勞壽命與其接點形狀有很大的關系，為提高B

65、GA 的接合部疲勞壽命可考慮做成各種各樣的接點形狀。      圖4 . 12 是三種不同BGA 接點形狀，其疲勞壽命評價結果見圖4 . 13 ，縱軸表示非線性等效應變振幅，是利用三維有限單元解析計算對接合轉角部應變的平均值。      各種BGA接合部疲勞壽命形狀并不是曲線，而是相同的直線狀，其線性傾斜接近2. 0, 因此BGA 的接合部疲勞壽命可以按下式進行評價。         o 是系數，顯示BGA 的接合部壽命特性，在不考慮 BGA 接點形狀的情

66、況下，可以用上式進行非線性應變的評價，不過要注意的是，表示疲勞壽命特性的厶80與常規貼裝型 SMD 是不同的。      4.5 BGA/無鉛焊料（Sn-3.5Ag-0.75Cu ）焊接的疲勞壽命評價上述評價方法是針對Sn-Pb 共晶焊料的疲勞壽命評價方法，但也適用于其他類型焊料的評價。采用 Sn-3.5Ag-0.75Cu無鉛焊料接合的BGA 接合部評價結果參見圖4.14。結論與使用Sn-Pb共晶焊料評價的結果相同，同樣可用 Coffin Manson 法則評價其疲勞壽命。無鉛焊料的疲勞特性      5.1 焊料

67、的等溫疲勞試驗      各類電子產品是在溫度不斷地變化狀態下使用的，由lC 封裝、印制基板、各種各樣元件工作時的熱漲差所引起的變動位移，其應力通常都會作用于最薄弱環節 焊料接合部，造成熱疲勞損傷。因此，進行高可靠的焊料接合部設計，首先要理解無鉛焊料的等溫疲勞特性。      焊料接合部的結構在硅芯片和陶瓷基板等剛性比較高的場合，例BGA ( ball grid array 等）焊球的應力松馳速度快，給接合部的最大應變是高溫時的保持時間及應變控制的往返變形負荷。對QFP、PLCC等使用場合，焊料的應力松馳速度比前者慢，到達高溫時是暫時性的間斷變形，屬應變控制與荷載控制混合形態下的往返變形負荷，然而，不管哪一種場合，應變控制的疲勞是主要的，在實驗室進行上述疲勞試驗時，應變控制方式是可實現的。      試件經受的負荷樣式，BGA類主要是剪切應變負荷，QFP、SOP類不僅是剪切應變、是與拉伸壓縮棍在一起的復合模式。在多軸應力/應變條件下，一般采用VonMises 等效應力和等效應變。對于單軸拉伸模式的等價應力/應變，可利用有限單元法等的模擬方式求得接合部疲勞破壞等效應變，用拉伸壓縮模式由焊料的疲勞試驗結果，來推算其