無鉛焊料的開發(fā)應(yīng)用動(dòng)向.doc

1、優(yōu)質(zhì)參考文檔無鉛焊料的開發(fā)應(yīng)用動(dòng)向一、無鉛焊料的開發(fā)應(yīng)用動(dòng)向?qū)︺U的使用限制規(guī)定和歐美的研究開發(fā)動(dòng)向二十世紀(jì)九十年代初，由美國國會(huì)提出了關(guān)于鉛的使用限制法案(HR247 LeadBasedPaintHazardAbatementTrustFundAct ， S-1347-LLeadAbatementTrustFundAct ，S-729-LeadERposureReductionAct )并 由 NCMS(NationalCenteforManufacturingSciences)提出LeadFreeSolderProject 等進(jìn)行無鉛焊料的研究開發(fā)活動(dòng)。表是以歐美為代表的進(jìn)行無鉛焊料開發(fā)的設(shè)

2、計(jì)方案， 對(duì)無鉛焊料的研制，在 當(dāng)時(shí)的情況下，發(fā)揮了相應(yīng)的先導(dǎo)作用。1997年8月NMC提出了最后的報(bào)告書“ LeadFreesolderProjectF in alReport，NCMSReport0401RE96,August1997,Natio nalCe nteforMa nufacturi ngScie nces, 3025Boardwalk,AnnArbor,M148l08- 3266這個(gè)設(shè)計(jì)方案推薦的候補(bǔ)替代合金由 表表示，根據(jù)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，NCM提出的結(jié)論，就無鉛焊料的開展趨勢(shì)而言

3、，不 可能成為現(xiàn)行Sn-Pb焊料完全的替代品，在世界范圍內(nèi)將會(huì)有多種新型的無鉛焊 料推向市場(chǎng)。前面所述的限制法案對(duì)美國的電子產(chǎn)業(yè)產(chǎn)生的效能并不大，只是讓世界各國了解了 NCMS勺設(shè)計(jì)方案，對(duì)于對(duì)居住環(huán)境意識(shí)較強(qiáng)的歐洲，自1996年起，由EU提出了汽車環(huán)保法案(EndofLifeVehicles)，這個(gè)法案提出，20RR年 1月以后向 市場(chǎng)提供的汽車不得使用鉛、福、水銀、六價(jià)鉻、PVC等材料。1997年EU又提出了家電環(huán)保法案(EndofLifeElectricalandElectronicEquipments)經(jīng) 1998年7月的法案修正，已明確至20RR年 1月起任何制品中不可使用鉛、福、水

4、銀、六價(jià)鉻等有害物質(zhì)。在美國由NCM推薦了含有Bi的合金作為無鉛焊料用候補(bǔ)合金，而在歐洲卻將 Bi看作為是鉛的副產(chǎn)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(diǎn)高的和，從可靠性觀點(diǎn)看，系比較有利，而 從經(jīng)濟(jì)性觀點(diǎn)來看，期待著將 系無鉛焊料用于波峰焊工藝。目前 NorthernTelecom公司生產(chǎn)的 機(jī)已使用了 焊料。三元系合金無鉛 焊料的開發(fā)應(yīng)用，除了歐洲外，日本也同樣將三元系合金作為應(yīng)用開發(fā)中心。NOKIA公司和Multicore 公司正共同研究，將 合金用于移動(dòng)通 信產(chǎn)品上，有 PHILIPS、Siemens、Muhicore等公司參加的IDEALSa工組(ImprovedD

5、esignLifeandEnvironmentallRAwareManufacturerofElectronicAs sembliesbRLead-Freesolder )也將 Sn-3.Sag-0.7cu-(Sb)合金作為優(yōu)先推薦的候補(bǔ)替代合金。無鉛焊料在進(jìn)入實(shí)用化階段將會(huì)面臨許多課題，譬如用于再流 焊接，Sn-3.5Ag 合金的熔點(diǎn)為 243C，Sn-0.7Cu 為 245C ,Sn-3.8Ag-0.7Cu 為 232E，屬于高熔點(diǎn)的合金，如何克服無鉛焊料在應(yīng)用中的不良因素，當(dāng)前世界各國正在進(jìn)一步給予研究開發(fā)?？梢宰鳛闊o鉛焊料候補(bǔ)合金的熔點(diǎn)及本錢的比較 列于表1.3 。表無鉛焊料候補(bǔ)合金的

6、融點(diǎn)和本錢比較無鉛焊料的實(shí)用化特征根據(jù)世界各國的開發(fā)狀況，要在短時(shí)間內(nèi)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(yè)振興協(xié)會(huì)和電路實(shí)裝學(xué) 會(huì)公布了無鉛焊料的實(shí)用化進(jìn)程說明書。 指出，在無鉛焊料還沒有完全成熟應(yīng)用 的情況下，制造業(yè)適用的產(chǎn)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(zhí)行部門提供實(shí)用化的實(shí)績(jī)報(bào)告，以進(jìn)一步設(shè)定無鉛焊料的型號(hào)、名 稱。這是日本開展無鉛焊料實(shí)用化的根本設(shè)想。表 是典型的無鉛焊料特征.在熔點(diǎn)靠近183C前后的無鉛焊料，與現(xiàn)行的焊料相比，帶來的問題是焊接組裝 后的機(jī)械特征和可靠性，以Sn-Ag共晶系形成的高溫

7、系無鉛焊料，其熔點(diǎn)高是一 個(gè)應(yīng)用難題，今后也可能采用本錢低的 Sn-Cu系焊料，Sn-Cu系焊料的熔點(diǎn)，作 業(yè)溫度比Sn-Ag高，應(yīng)該在N2氣氛中使用。而對(duì)長期可靠性延伸性好的，耐疲 勞特征優(yōu)良的Sn-Ag系焊料的有利性，也必須加以確認(rèn)。高溫系無鉛焊料的適用 性問題有以下幾點(diǎn)：(l )電子部晶的內(nèi)部連接：其內(nèi)部連接使用高溫焊料的場(chǎng)合，與外部接合時(shí)的 高溫焊料是否適應(yīng)。(2) 電子部品電極部的電鍍層：經(jīng)與Bi等無鉛焊料的接觸反響，在接合界面易 產(chǎn)生脆性金屬化合物層，會(huì)降低可靠性。鍍錫電極生存的晶須問題也必需加以技 術(shù)鑒定。(3) 部晶的耐熱性；對(duì)于LSI的封裝，其短引線電鍍的耐熱性是個(gè)問題，原有

8、 局部廠商采取電鍍鈀(Pd)，但實(shí)施效率較低，如引線材料是鐵系 42合金時(shí)， 鈀的電鍍會(huì)發(fā)生困難，有必要研究新的電鍍用材料。對(duì)塑封LSI來說，為防止焊 接中發(fā)生的破損，使用高溫型無鉛焊料焊接，組裝前必須采取預(yù)熱工藝。無鉛焊料的實(shí)用化進(jìn)程是否順利， 與焊機(jī)制造商、焊料廠商、元器件廠商這三者 間的協(xié)調(diào)作用有很大的關(guān)系，其中只要有一方配合不周，即會(huì)對(duì)推廣應(yīng)用產(chǎn)生障 礙，日本新能源，產(chǎn)業(yè)技術(shù)綜合開發(fā)機(jī)構(gòu)(NEDO于1999年發(fā)表了為無鉛焊料 量產(chǎn)化、標(biāo)準(zhǔn)化的研究報(bào)告，定于 20RR年開始進(jìn)入實(shí)施階段。在無鉛焊料的應(yīng) 用過程中，還有以下數(shù)點(diǎn)必須加以研究、解析。?無鉛焊料的材料特性解析標(biāo)準(zhǔn)化問題及評(píng)價(jià)方法

9、。?無鉛焊料接合時(shí)，對(duì)初始特性的評(píng)價(jià)方法和標(biāo)準(zhǔn)化評(píng)價(jià)事宜。?接合工藝條件對(duì)無鉛焊料適應(yīng)性的工藝研究。?在組裝階段對(duì)可靠性評(píng)價(jià)方法的設(shè)定和實(shí)施方式?無鉛焊料材料的特性評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)和電子部晶的無鉛化研究。、無鉛焊料的評(píng)價(jià)內(nèi)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(diǎn)處的類 似型焊料。共晶焊料的主要特性，除具備低熔點(diǎn)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(fā)研制過程中，要完全到達(dá) 原有焊料相同的性質(zhì)是困難的，只有通過對(duì) Sn基合金添加AS/Bi、In、Cu等元

10、素，組成性能最接近于原來使用焊料的替代物， 同時(shí)要考慮到替代物無鉛焊料 的無毒性，制造本錢，保存穩(wěn)定性等因素。圖是無鉛焊料中候補(bǔ)合金系示意 對(duì)Sn-Ag共晶和Sn-Zn共晶添加Bi、In，目的是降低其溶點(diǎn)，添加 Cu是為了使 其組織細(xì)微化，并抑制Cu的溶解，隨著某些應(yīng)用上的要求，今后也可能添加Ce Ni、P等元素。目前對(duì)無鉛焊料進(jìn)行評(píng)價(jià)，衡量的報(bào)告比較少，只有在替代實(shí)用 過程中，或根據(jù)所用素材本身的潤濕，使用性能來比較鑒別，以促進(jìn)無鉛焊料的 應(yīng)用開展。無鉛焊料的特征比較見表 ，含添加了 0.5%程度的Cu。2無鉛焊料的熔融溫度范圍Sn基無鉛焊料的熔點(diǎn)測(cè)定方式有下面三種I 同原來的熱分析TA頁碼

11、;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(duì)焊料由液體狀態(tài)向固體狀態(tài)轉(zhuǎn)化時(shí)，測(cè)定其冷卻曲線。 這在回流焊接中，因焊料的熔融動(dòng)態(tài)形成的潤濕、流向、彎月面是個(gè)重要的因素。 各種熔融溫度的測(cè)定方法特征和低熔點(diǎn)共晶、 對(duì)固相線、液相線測(cè)定的適用性由 表表示，可以看出，低熔點(diǎn)共晶在加熱時(shí)的 DSC或 DTA對(duì)固相線冷卻時(shí)的 熱分析或加熱時(shí)的DSC在液相線冷卻時(shí)求得是最適宜的。無鉛焊料屬Sn基合金，應(yīng)充分理解由過冷卻因素，需在冷卻時(shí)進(jìn)行液相線、固相線溫度測(cè)定的這個(gè) 特征。表各種熔融溫度的側(cè)定方法特征圖是對(duì)合金的測(cè)定例，圖中a的熱分析可明顯地看到冷卻過程 時(shí)的過冷卻，凝固中回到共晶

12、溫度時(shí)不發(fā)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，與峰值溫度的液相線和固相線是沒有關(guān)系的。根據(jù)最近無鉛焊料的研究報(bào)告，經(jīng)加熱過程時(shí)的DSC測(cè)定，由峰值溫度確定液相 線溫度的例子是很多的。實(shí)際上，只從平衡狀態(tài)圖方面考慮，所拿來發(fā)表的數(shù)值 是不對(duì)的，因吸熱峰具加熱速度依存性，不是物性值，在實(shí)用工藝上有把握焊料 熔融動(dòng)態(tài)的意義，僅靠這一點(diǎn)來表示液相線是有誤差的。無鉛焊料熔融溫度范圍確實(shí)定，要考慮到下面幾點(diǎn)：1為決定液相線溫度防止過冷卻發(fā)生，在過冷的情況下宜采用方便的測(cè)定方 法TA和DTA勺共用；2低熔點(diǎn)共晶的檢測(cè)

13、，經(jīng)DSC可對(duì)加熱過程有效地進(jìn)行測(cè)定，在低熔點(diǎn)共晶 根底偏析場(chǎng)合，可利用數(shù)次加熱冷卻的循環(huán)來進(jìn)行探測(cè)。3不是由加熱過程來確定液相線溫度。3焊料強(qiáng)度測(cè)定焊料本身強(qiáng)度的方法有二種，一是制作試驗(yàn)用的拉伸試驗(yàn)樣件，樣件通過鑄 造做成，不經(jīng)過任何機(jī)械加工，另一種是將鑄造后得到的拉伸用樣件， 經(jīng)機(jī)械加 工后做成符合試驗(yàn)用的圓棒，再進(jìn)行試驗(yàn)。圖是焊料試件用的板、圓棒。前一種試驗(yàn)樣件，因是鑄造件存在的外表缺陷， 大都會(huì)產(chǎn)生凝固收縮變形或發(fā)生裂紋，加上澆口方式的差異得到的數(shù)據(jù)也不同， 后一種樣件經(jīng)機(jī)械加工后，去掉了外表缺陷，但樣件上可能存在的加工誤差，也 會(huì)產(chǎn)生位置上的偏差。按操作工人的使用習(xí)慣程度，采用后一種

14、方式作為試驗(yàn)樣 件的情況居多，具體執(zhí)行時(shí)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。圖是Sn-Ag-Bi系無鉛焊料的抗拉強(qiáng)度及延伸時(shí) Bi含有量的影響示意，可看 出Bi含量的增加，強(qiáng)度就增加，延伸性就降低。在拉伸試驗(yàn)中，由應(yīng)變速度變 化形成的載荷一位移曲線見圖拉伸變形中應(yīng)變速度減少一位負(fù)荷就會(huì)降 低，這種現(xiàn)象說明，負(fù)荷的應(yīng)變速度依存性，按照合金成分組成、試驗(yàn)溫度、應(yīng) 變速度范圍而產(chǎn)生不同的變化。原來的Sn-Pb焊料在高溫下會(huì)發(fā)生微細(xì)粒超塑性 現(xiàn)象，說明在室溫時(shí)的拉伸發(fā)生的蠕變就大，例圖所示，應(yīng)變速度通常的拉伸變形速度從10-4/s降到10-5/s，負(fù)荷就會(huì)大大減少，sn

15、-Ag系無鉛焊料 特別是Sn-Ag-Bi系焊料，這種傾向就小。圖是幾種不同合金在0.2 %屈服強(qiáng)度的應(yīng)變速度感受示意，應(yīng)變速度感受次 序?yàn)椋篠n-3.PbSn-3.S-3.5A-3In-0.5Bi。這里顯示的數(shù)值與材料的蠕變特性有關(guān)，可通過應(yīng)變速度變化的拉伸試驗(yàn)法來推算其熱疲勞特性?？估瓘?qiáng)度和屈服強(qiáng)度沒有指定的數(shù)值，會(huì)按照試驗(yàn)條件的異同產(chǎn)生變化。無鉛焊料的強(qiáng)度試驗(yàn)有幾 個(gè)注意之處，其拉伸試驗(yàn)比常規(guī)的拉伸變形速度所表示的感受性系數(shù)要小，在低應(yīng)變速度情況下抗拉強(qiáng)度比Sn-Pb共晶要小，其蠕變性質(zhì)比Sa-Pb共晶難以生存， 因此按照要求，測(cè)算其抗拉強(qiáng)度，最好在 3位數(shù)的應(yīng)變速度范圍內(nèi)進(jìn)行10-2/s

16、10-4/s范圍，由不同的應(yīng)變速度來計(jì)算抗拉強(qiáng)度。接合點(diǎn)強(qiáng)度由于潤濕性和物性值的異同，焊接時(shí)會(huì)造成彎月面形狀的不一致， 焊料本身強(qiáng)度 與接點(diǎn)強(qiáng)度的不合，隨著界面層的形成會(huì)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(huì)發(fā)生焊料彎 月面的差異。接合點(diǎn)強(qiáng)度試驗(yàn)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(yàn)如下圖，從反向決定彎月面的最大負(fù)荷，引線從封裝體的 斷離和不斷離，其拉伸數(shù)值當(dāng)然不同。通過強(qiáng)度的絕對(duì)值觀察時(shí)效變化， 并從基 板的45度方向進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，這種做法比較普遍。圖是QF

17、P引線電鍍的剝離試驗(yàn)結(jié)果，采用 Sn-2.7-2.4-AG-Bi 無鉛焊產(chǎn)中Bi為0.5%的最大值，隨著Bi量的增加強(qiáng)度逐步降低，說明不對(duì)應(yīng) 焊料本身強(qiáng)度在形成的引線界面 Sn-Fe-Bi層中Bi含有量的關(guān)系。圖是無鉛焊料經(jīng)150攝氏度時(shí)效后的強(qiáng)度變化，圖中可 看到SN-37pb時(shí)效后的強(qiáng)度跌落情況。接合界面的強(qiáng)度關(guān)系同樣說明無鉛焊料中 Bl含量的增大其強(qiáng)度會(huì)減少。另外，片式元件剪切強(qiáng)度的規(guī)定雖然己有標(biāo)準(zhǔn)， 但對(duì)微小型元件來說，剪切試驗(yàn)中切斷夾具安裝位置的偏差都會(huì)使結(jié)果發(fā)生差 異，易受到焊料量多少的影響。在使用無鉛焊料時(shí)要考慮到，由于其強(qiáng)度、潤濕 性原因，所形成彎月面形狀的差異而發(fā)生強(qiáng)度差。潤

18、濕性l 潤濕試驗(yàn)潤濕試驗(yàn)一般采用潤濕曲線，經(jīng)潤濕時(shí)間、潤濕力進(jìn)行潤濕平衡評(píng)價(jià)。目前，專 門用于無鉛焊料潤濕試驗(yàn)的裝置和方法都沒有， 只能依據(jù)原來的試驗(yàn)來執(zhí)行，利 用原波峰焊接的方式來評(píng)價(jià)比較方便。潤濕平衡試驗(yàn)，如果焊料溫度固定，液相 線溫度低的焊料，其潤濕時(shí)間就短，潤濕的起始溫度由焊料的成分組成來確定。潤濕時(shí)間如對(duì)應(yīng)著試件的上升溫度，不一定說明潤濕的真正作用，應(yīng)該從試件尺 寸、外表狀態(tài)、試驗(yàn)焊料槽的外表積、體積、助焊條件、試驗(yàn)條件等各個(gè)方面進(jìn) 行分析比較。2擴(kuò)展試驗(yàn)擴(kuò)展試驗(yàn)是通過一定重量體積的焊料，在擴(kuò)展后測(cè)定焊料的高度，以求出擴(kuò) 展率。擴(kuò)展率% -100X D-H/D這里：H-擴(kuò)展后的焊料高

19、度測(cè)定值；D-試驗(yàn)用焊料球直徑，D=l.24V ;V-質(zhì)量/比重。潤濕性好的焊料擴(kuò)展率會(huì)超過 90%擴(kuò)展率的簡(jiǎn)單計(jì)算方法，可以由擴(kuò)展面積通 過接觸角進(jìn)行計(jì)算，將擴(kuò)展局部看作為球的一局部利用幾何學(xué)來求出，通常所用 的試料少的場(chǎng)合產(chǎn)生的誤差就少。3橋聯(lián)試驗(yàn)應(yīng)該從實(shí)用性觀點(diǎn)評(píng)價(jià)無鉛焊料的潤濕性， 并設(shè)立橋聯(lián)試驗(yàn)方法，根據(jù)試驗(yàn)方法 測(cè)定無鉛焊料橋聯(lián)的發(fā)生頻度，測(cè)定數(shù)據(jù)有待于今后的技術(shù)報(bào)告。4實(shí)用化試驗(yàn)無鉛焊料在向規(guī)模化，實(shí)用化應(yīng)用時(shí)，關(guān)鍵的是操作作業(yè)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(shí)間的焊接溫度曲線較難設(shè)定。針對(duì)高密度組裝的微型焊接特征，SMT基板在回流爐內(nèi)通過后，這時(shí)所有的接合點(diǎn)

20、最好在 適合的溫度條件氣氛中進(jìn)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(huì)產(chǎn)生 潤濕性的差異，對(duì)彎月面形狀、接點(diǎn)強(qiáng)度造成不良影響。QFP引線上升溫度及QFP勺設(shè)置間隔見圖，組裝密度高，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(diǎn)的上升溫度是均一的，但實(shí)際上很難做到，通常都采用較慢的上升速度使基板進(jìn)入適宜的溫度范圍并給予設(shè)定。 有時(shí)上升速度過快，會(huì)在熔融焊料與母材金屬或電鍍材料 電極鍍層產(chǎn)生過剩 反響，形成金屬間化合物，隨著金屬化層的溶解產(chǎn)生去濕不良。對(duì)熔融溫度高的無鉛焊料，焊接中要獲得合格的接合點(diǎn)，必須

21、提高焊接操作溫度， 在設(shè)定焊接溫度時(shí)，同時(shí)又要考慮到貼裝元件的耐熱性，基板的受熱變形因素， 防止由于溫度缺乏發(fā)生的接合不良。 改善無鉛焊料焊接時(shí)的不良，方法有以下幾 占：八、1 可使用防止氧化的充氮焊接方式。2.對(duì)無鉛焊料進(jìn)行適當(dāng)?shù)耐獗硖幚黼婂?、金屬? 開發(fā)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(dāng)提高焊接溫度改善潤濕性。無鉛焊料的組織成分無鉛焊料的組織分類按已采用的幾種候補(bǔ)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(gè)類型。S n-Ag系(2)Sn-Bi 系Sn-Zn系(4) Sn-Cu 系 實(shí)際上，二元系合金要成為能滿足各種

22、特性的根本焊料是不完善的，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(huì)受添加元素的影響，反映出根本的二元系組織。下面對(duì)代表性的無鉛焊料組織特征進(jìn)行歸納，但是對(duì)數(shù)據(jù)缺乏的 Sn-Cu系合金, 其Cu量由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(jié)暫時(shí)省略。系合金的組織成分Sn-Ag系焊料，作為高熔點(diǎn)焊料已經(jīng)開始以無鉛焊料角色進(jìn)入實(shí)用階段，特別是 其固有的微細(xì)組織、優(yōu)良的機(jī)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。圖是Sn-Ag二元合金的狀態(tài)圖和合金組織的

23、SEM照片，照片上白色的微粒子 為Ag3Sr，該合金Ag量在3.5wt%時(shí)形成共晶點(diǎn)。在這個(gè)Ag量組成以下的成為亞 共晶，組成以上的成為過共晶，在照片上已充分地說明了其組織特征。這個(gè)合金組織表示了 1Lm以下的細(xì)密Ag3Sn在 Sn矩陣型基體中呈分散狀的分散強(qiáng)化合金， 由圖的照片可以看到Ag3Sn的粒子。照片只是一個(gè)截面組織，實(shí)際上具有相 當(dāng)長的纖維狀。圖是Ag3sn示分散狀態(tài)下的TEM照片，As3sn具有Sn母相及其特定的方位 關(guān)系，兩者界面有良好的結(jié)晶匹配性， Ag3Sn在數(shù)Dam大小的環(huán)上分散，環(huán)內(nèi)部 大體上保持無結(jié)晶的形態(tài)，晶粒直徑同其他焊料相同為數(shù)拾1Lm大小，各個(gè)環(huán)狀 并不表示晶界

24、，但是環(huán)狀的形成會(huì)阻礙Ag3Sn的變位，可以說形成了一種亞晶界。Sn-Ag系合金具有優(yōu)良的機(jī)械特性，Ag-Sn的微細(xì)分散狀和亞晶界的形成，從組 成的Sn-AR二元系合金狀態(tài)圖上?？上胂蟪瞿艿玫骄鶆虻腁g3Sn結(jié)晶共晶?，F(xiàn)實(shí)中對(duì)這種環(huán)狀分散狀態(tài)的組織不能預(yù)測(cè)，這時(shí)有必要對(duì)其形成的機(jī)理進(jìn)行研 究，一個(gè)是要考慮Ag/Sn矩陣間晶格變形的緩和結(jié)構(gòu)，另一個(gè)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(rèn)可Ag3sn分散形 態(tài)的變化關(guān)系，Sn中的Ag大致上不固溶，Ag3sn作為穩(wěn)定性好的化合物，Ag對(duì) Sn中的固溶是不存在的，一旦 Ag3S n已形成，高溫放置時(shí)也不易粗化，是一種

25、 耐熱性好的焊料。合金中隨著Ag量的增加，表示Ag組成共晶時(shí)，也就是Ag量在3.5%寸的環(huán)的尺 寸呈細(xì)微的分散狀態(tài)，合金強(qiáng)度逐步上升至最高，其組織與細(xì)微化相對(duì)應(yīng)。但是 Ag到達(dá)4%形成過共晶狀，就會(huì)出現(xiàn)明顯的劣化，產(chǎn)生數(shù)拾，Am大小的粗化Ag3Sn 板狀初晶結(jié)晶見圖不管哪一種合金，如生成數(shù)拾Lm的金屬化合物，將 會(huì)起尺寸面的龜裂，對(duì)有可靠性要求的合金來說是必須防止的。這也說明，焊料合金的組成，應(yīng)該防止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(chǎng)合，仍可維持根本的 Ag3Sn細(xì)微 分散組織。見圖，例組織，可看到較大的Bi結(jié)晶, 對(duì)Ag3Sn的形成無變化，但如添加第三元素

26、時(shí)，其組織亦會(huì)細(xì)微化。分析界面組織，一般Sn系焊料/ Cu界面，從Cu側(cè)會(huì)形成層狀Cu3Sn/Cu6Sn5,Sn-Ag系焊料/ Cu也不例外，形成相同的反響層結(jié)構(gòu)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(cè)會(huì)形成許多突起。圖的照片是在試驗(yàn)室條件下制成的，在進(jìn)入實(shí)際回流 焊時(shí)所得到的結(jié)果應(yīng)該是相同的。 焊料接合的拉伸試驗(yàn)，從圖的b看到其龜 裂發(fā)生在半島狀突出的Cu6S n5根部，龜裂展示在頂端附近，因此，在高強(qiáng)度化 應(yīng)力集中的界面不希望產(chǎn)生凹凸不平現(xiàn)象，最好是形成平坦的界面?；褰M裝時(shí)，由于熱疲勞等因素所產(chǎn)生的龜裂， 其應(yīng)力集中的場(chǎng)

27、所，對(duì)焊料彎月 面、引線、基板焊區(qū)、元件材質(zhì)與形狀等的差異是不同的，大多數(shù)界面發(fā)生龜裂 的原點(diǎn)是不限定的，其中在界面形成的反響層特別是Cu6Sn5是主要因素。Sn-Ag系焊料焊接后在界面會(huì)形成厚的 Cu6S n5向固相狀態(tài)反響時(shí)也會(huì)生成厚的 CuSnSn-Ag系合金添加Cu時(shí)，共晶點(diǎn)的改變Ag量約為4.7%,Cu量約在1.7%寸產(chǎn)生共 晶，例Sn-3.5%Ag-0.7%Cu共晶，還存在未理解之處。這種合金如添加Zn,將會(huì)造成在提高合金細(xì)微化強(qiáng)度和蠕變特性的同時(shí)，焊料外表易形成穩(wěn)固的氧化膜， 使?jié)櫇裥源蟠蠼档?。Sn-Zn的合金化將會(huì)發(fā)生急劇的界面反響相，可合理地利用反響控制來加以改 變，這將在后

28、面進(jìn)行Sn-Bi系合金組織成分Sn-Bi系焊料，可按圖表示的，能在139C共晶點(diǎn)至232C的寬熔點(diǎn)范圍內(nèi) 做成合金。圖是隨著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(lǐng)域組織見圖 ，在共晶局部Bi在10Lm以上時(shí)會(huì)出現(xiàn)粗化形 狀的結(jié)晶，由Bi的脆性會(huì)影響到焊料的機(jī)械性質(zhì)。另外，在Sn相中有許多微細(xì) 板狀的Bi析出，Sn基塊中固溶著多量的Bi，根據(jù)狀態(tài)圖上的判斷，Bi量在21wt% 以下時(shí)不會(huì)形成共晶組織，Bi在Sn中產(chǎn)生的偏析且在Bi濃度低的領(lǐng)域，容易 形成共晶組織。Sn-Bi系

29、合金實(shí)用化的最大問題點(diǎn)，在靠近 190C附近做成的焊料，從狀態(tài)圖上 采看的話，其固液共存領(lǐng)域相當(dāng)大，這個(gè)影響作為凝固偏析的現(xiàn)象，在80C時(shí)是十分穩(wěn)定的合金組織，超過140C后Bi的粗化即會(huì)發(fā)生嚴(yán)重脆性。用低 Bi合 金的DTA評(píng)價(jià)可明顯表示在139C尖頂?shù)奈鼰岱逯?，這個(gè)現(xiàn)象俗稱為“低溫共 晶，實(shí)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(xiàn)象。 當(dāng)Bi的組成在21wt%以下時(shí)為何會(huì)發(fā)生共晶點(diǎn)的溶解，這在狀態(tài)圖上是看不到 的。從圖中看到，10%Bi的組成，從0點(diǎn)開始焊料的冷卻，首先在A點(diǎn)出現(xiàn)固相, 這時(shí)固相的組成是B點(diǎn)的組成，Bi濃度比初始焊料濃度低，于是，在當(dāng)然固相 中低狀態(tài)溶液

30、的Bi濃度升高C點(diǎn)，向后續(xù)出現(xiàn)的固相 D點(diǎn)遷移，結(jié)果會(huì)產(chǎn) 生連續(xù)性的固相和液相中的濃度變化?，F(xiàn)實(shí)中，對(duì)組裝基板的冷卻都采用緩進(jìn)形式，是為預(yù)防枝狀晶體的形成及凝固的不均勻。對(duì)于生存的偏析，作為熔液殘留局部的Bi不斷地濃化，到最后凝固時(shí)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 0點(diǎn)開 如冷卻到P點(diǎn)的溫度下降，如不發(fā)生上述的別離就沒有Bi的粗化結(jié)晶。關(guān)于偏析，Sn-Bi系和Sn-Ag-Bi系存在的問題，可理解為“ FILLET-LIFTING現(xiàn)象。 由焊料本身的凝固收縮及焊料與引線的熱收縮，會(huì)對(duì)固有方向形成一定的力，而沒有引線的場(chǎng)合會(huì)產(chǎn)生FILLER-LIFTING。

31、Bi對(duì)焊區(qū)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(shí)，應(yīng)確認(rèn)包含 2wt%Bi 的FILLET-LIFTING，同樣要考慮添加 Bi后通孔局部的FILLET-LIFTING現(xiàn)象。 在實(shí)用階段還需對(duì)固液共存領(lǐng)域狹窄的 Sn-2Ag給予FILLET-LIFTING認(rèn)定，譬如 對(duì)焊區(qū)一側(cè)電鍍Sn-40Bi的場(chǎng)合，可認(rèn)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。為防止 FILLET-LIFTING現(xiàn)象發(fā)生，最好研制固液共 存領(lǐng)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-LIFTING現(xiàn)象。Sn-Bi系合金的明顯缺點(diǎn)，是 Bi的粗化晶體，因?yàn)锽i 性脆，粗化結(jié)晶的性質(zhì)與金屬間化合物性質(zhì)相同同樣會(huì)惡化機(jī)械性能，目前雖然還沒看到有關(guān)這方面的技術(shù)報(bào)告， 憑經(jīng)驗(yàn)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(xì)分散，進(jìn)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(huì)形成Cu6Sn5/Cu3Sr的雙層反 應(yīng)層，可以說對(duì)Bi的界曲反響是沒有小良影口問的。系合金的組織成份Sn-Zn系共晶焊料，其熔點(diǎn)是最靠近 Sn-PB共晶焊料的，且良好機(jī)械性能的經(jīng)濟(jì) 性合金焊料，對(duì)其進(jìn)入實(shí)用化存在很大希望。圖是Sn-Zn系合