铜焊盘与锡合金焊点界面物相分析及可靠性探讨

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1、铜焊盘与锡合金焊点界面物相分析及可靠性探讨铜焊盘与锡合金焊点界面物相分析及可靠性探讨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 14 ;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 56 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, SM

2、T 焊点工作温度一般不会超过 85 ,对 于发热比高、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

3、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 1 试验方法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 1m 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

4、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 m 50 m,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 2 试验结果讨论试验结果讨论 2.2. 1 1 焊点形成机理探讨焊点形成机理探讨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

5、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

6、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. 2 2 界面的物相分析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

7、 Au - Sn、Sn - Pb 钎料层分别加工到 30m50m 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 - Sn、Pb、Cu; 2#Au、AuSn、Au5 Sn、Cu - Sn (铜晶格类型,晶格常数比铜大) ; 3#- Sn、Pb、Cu、Cu - Zn (面心立方晶格,晶格常数比铜大) ; 4# - 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

8、变化,界面的相分析: 1#的相为 -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# - Sn、Pb、Cu、Cu - Zn (面心立方晶格,晶格常数比铜大) 、Cu6 Sn5 (很少) ; 4# - Sn、Pb、Cu、Cu -Zn、Cu6 Sn5 ; 5# - 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

9、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

10、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,

11、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

12、 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。2.2. 3 3 提高界面可靠性的措施分析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 1415 :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

13、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 1617 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

14、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。位错对焊点界面的扩散所起的作用与晶界相似,可以把位错看作“管道“ ,其存在使 扩散沿着它较快地进行,尤其在较低的浓度范围内其影响更为显著 18 。界面上金属 间化合物生长与长大是一个与时间和温度有关的扩散过程,是固态相变过程。按照固态 相变机理,其过程将发生三种基本变化:(1)晶体结构的变化; (2)化学成分的变化; (3) 有序程度的变化。与凝固过程一样,也是以

15、新、旧两相之间的自由能差作为相变的驱动 力,也大体包括形核与生长两个基本阶段,界面结构(共格界面、半共格界面和非共格界 面) 、两晶体之间的位向关系、惯习面、新旧相比容与匹配程度而造成的应变能界面能 变化、晶体缺陷(晶界、位错和空位)的影响以及原子的扩散等都将对金属间化合物的形 核与长大产生作用,那么对于 SMT 条件下铜焊盘与 Sn - Pb 焊料合金之间界面,界面结构 等影响因素可以说是相对确定的,控制界面扩散与形核将会有效控制金属间化合物的形 成与长大,对焊点可靠性产生积极影响。根据低周疲劳失效机理知道,塑性应变幅是决定低周疲劳的主要因素,保证强度的情 况下,细化焊点晶粒,提高韧性,减小

16、温度循环过程中位错的塞积,降低应变能;晶界多,杂 质的相对浓度降低,抑制组织粗化,这与资料 19 可靠焊点的物理性质相吻合,但是晶 界的增多,在温度循环中将会促进界面的 Cu 与 Sn 之间的扩散,促进金属间化合物 Cu6 Sn5 的产生与长大。为了解决这样的“矛盾“ ,必须设置一个阻挡层,根据任峰研究结论 20 : 1 m 厚的 Ni 层在 400 以下能够有效隔离 Cu 与 Sn 之间的扩散,且 Cu 与 Ni之间的结合也很牢固。铜和镍原子的直径差别很小,彼此互溶,再根据著名的“柯肯达尔” 效应知道,经过一段时间后,将会产生 Ni 层的“消耗减薄”, SMT 焊点的服役温度一般不 会超过 85 ,“消耗减薄”的过程将大大延长,能有效隔断 Cu 与 Sn 之间的相互扩散,抑 制金属间化合物 Cu6 Sn5 的产生与长大,从而阻止界面层增厚,具体的 Ni