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摘要

電子組裝業(yè)有鉛釬料禁用期限日益鄰近。行業(yè)內(nèi)包括材料、設(shè)備、生產(chǎn)等各環(huán)節(jié)的廠商都在加快無鉛制程導(dǎo)入的步伐。無鉛化過程中，表面組裝的焊接工藝至為重要，而隨著熔點(diǎn)較高的新型釬料不斷應(yīng)用，焊接過程的冷卻速率也逐漸成為被關(guān)注點(diǎn)。

無鉛釬料熔點(diǎn)較Sn-Pb共晶提高30-40℃，焊接溫度相應(yīng)提高。爐溫的提高對(duì)元件和電路板構(gòu)成挑戰(zhàn)，焊接出爐溫度也相應(yīng)提高，釬料液相線上時(shí)間相對(duì)延長。較快的冷速可以控制出爐溫度，從而一定程度的控制焊點(diǎn)內(nèi)部組織以及界面化合物的厚度，提高焊點(diǎn)質(zhì)量。本文基于實(shí)際的回流焊生產(chǎn)工藝，研究冷卻速率對(duì)無鉛焊點(diǎn)質(zhì)量的影響。主要研究兩種無鉛焊膏在不同冷速下焊點(diǎn)微觀組織和力學(xué)性能的變化。

實(shí)測冷速在-4℃/S～-6.5℃/S之間時(shí)形成的無鉛焊點(diǎn)具有以下特點(diǎn)：微觀組織細(xì)化，金屬間化合物Ag3Sn和Cu6Sn5呈細(xì)顆粒狀在釬料中彌散分布，使焊點(diǎn)斷裂為韌窩斷裂模式，可以起到類似復(fù)合材料的原位加強(qiáng)作用。在釬料和Cu盤的界面，化合物厚度較小，且呈大波浪形態(tài)，簡單緩解應(yīng)力集中的問題，焊點(diǎn)的力學(xué)拉脫載荷最大；當(dāng)冷速小于-1.5℃/S時(shí)，組織粗化。內(nèi)部Ag3Sn粗大而尖銳，界面的Cu6Sn5呈冰凌狀，且厚度較大。焊點(diǎn)在推剪時(shí)這成為裂紋萌生點(diǎn)，焊點(diǎn)的力學(xué)拉脫載荷最小。

關(guān)鍵詞回流焊；冷卻速率；拉脫載荷；推剪；焊點(diǎn)質(zhì)量；

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Abstract

ThelegislationtobantheuseofPb-basedsolderswillbecomeeffectiveim-mediately,whichprovideadrivingforceforenterprisestoacceleratePb-freeprocess.It’sfoundthatreflowsoldringplaysanimportantroleinSurfaceMount-ingTechnology,moreover,coolingrateinreflowsolderingprofileisgettingmoreandmoreattentionaftertheuseofhigh-melting-pointsolders.

ThemeltingpointofPb-freesoldersis30℃~40℃higherthanSn-Pbeutecticsolder.TheincreaseoftemperatureinreflowerbecomesachallengeofPrintCircuitBoard(PCB)andcomponents.Asaresult,theTimeAboveLiquid(TAL)ofsolderjointsbecomeslonger,therefore,fastcoolinginreflowsolderingisusedforcontrollingthePCBAtemperature,improvingthemicrostructureofjointsanddecreasingthethicknessofintermetalliccompound,consequently,highqualityproductscanbeobtained.

Howcoolingrateaffectsthequalityofsolderingjointsinlead-freeprocesswasstudiedinthispaper.Theexperimentswerebasedonpracticalindustrialproductionanditfocusedontheeffectofcoolingrateonmicrostructureandmechanicalproperties.

Whencooledat4~6℃/S,themicrostructureofjointswererefined,theIMCofAg3SnandCu6Sn5phasesdisperseineutecticnetworkinjointswhichpresentsphericalparticles.Thefractureofthesejointsaftertensilefailurepresentsdimplemode.Furthermore,thethicknessofIMCwasthinanditpresentgentleinclinemorphology.It

KeywordsRflowSoldring;CoolingRate;Pulll；Push;

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Abstract目錄

摘要IAbstractII第1章緒論11.1課題背景11.2研究現(xiàn)狀21.2.1電子組裝工藝21.2.2無鉛回流焊工藝31.2.3無鉛回流焊中冷卻速率研究現(xiàn)狀51.3本文主要研究內(nèi)容10第2章不同冷速的無鉛焊接工藝試驗(yàn)112.1引言112.2試驗(yàn)條件112.2.1試驗(yàn)材料112.2.2試驗(yàn)設(shè)備132.3溫度曲線調(diào)試142.4焊接試驗(yàn)結(jié)果182.5本章小結(jié)19第3章冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)微觀組織的影響213.1引言213.2無鉛焊點(diǎn)微觀組織213.3冷速對(duì)焊點(diǎn)內(nèi)部組織的影響243.4冷速對(duì)焊點(diǎn)界面組織的影響283.5不同冷速對(duì)時(shí)效過程界面IMC生長的影響303.6本章小結(jié)33第4章冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)力學(xué)行為的影響344.1引言344.2冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)力學(xué)性能的影響344.2.1力學(xué)測試儀器344.2.2QFP焊點(diǎn)的力學(xué)測試354.3冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)斷裂行為的影響38

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4.3.1QFP焊點(diǎn)拉脫斷裂模式384.3.2QFP焊點(diǎn)的斷口特征414.3.3片式電阻焊點(diǎn)推剪的斷口特征414.4本章小結(jié)43第5章無鉛回流爐的冷卻模塊445.1引言445.2回流爐結(jié)構(gòu)445.3本章小節(jié)46結(jié)論47

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2.表面貼裝元件

采用三種型號(hào)片式電阻元件：R2023、R1608、R1005以及128個(gè)引腳、引腳間距0.4mm的QFP。QFP相關(guān)參數(shù)如圖2-2和表2-1。

圖2-2QFP封裝試件示意圖及封裝尺寸

表2-1QFP封裝尺寸[29]

封裝尺寸D1E1A1A2DEFGLbC12814.0014.000.101.0016.0016.008.858.850.600.180.15QFP

3.焊膏

試驗(yàn)采用兩種無鉛焊膏，焊膏A是億鋮達(dá)Sn-3.5Ag，焊膏B是Sn-3.0Ag-0.5Cu，焊膏C是錫鉛共晶Sn-37Pb。主要參數(shù)如表2-2。

表2-2試驗(yàn)用焊膏性能參數(shù)

焊膏類型成分密度助焊劑量粒度熔點(diǎn)A型Sn-3.5Ag7.510.0±0.5％25-45μm221℃B型Sn-3.0Ag-0.5Cu7.411.5％25-45μm217-219℃C型Sn-37Pb8.410.0±0.5％25-45μm183℃

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2.2.2試驗(yàn)設(shè)備

1.焊膏印刷設(shè)備

絲印機(jī)以高精度的定量和定位把焊膏從模板轉(zhuǎn)移到PCB板上相應(yīng)的位置，具有高精度和高速度的特點(diǎn)，是SMT自動(dòng)化生產(chǎn)的主要設(shè)備之一。本文試驗(yàn)采用日東SEM-688型號(hào)絲印機(jī)，樹脂刮刀，不銹鋼模板。印刷工藝試驗(yàn)參數(shù)見表2-3。

表2-3焊膏印刷工藝參數(shù)

模板厚度0.12mm印刷速度20mm/s刮刀角度60°刮刀壓力30N脫模速度1mm/s

2.元件貼裝設(shè)備

貼片機(jī)為三星CP45FV型，動(dòng)臂式運(yùn)動(dòng)結(jié)構(gòu)，六貼裝頭。貼裝精度

0.08mm。3.回流焊設(shè)備

回流爐采用日東電子科技的兩款機(jī)型，分別是NT-8N-V2和NT-8N-V3。兩機(jī)型同為8溫區(qū)加熱，不同處在于后者在冷卻區(qū)具備兩個(gè)冷卻模塊，可以在焊接時(shí)獲得更大的冷卻速率。NT-8N-V2外觀如圖2-3(a),NT-8N-V3的雙模塊冷卻區(qū)如2-3(b)。兩款機(jī)型都基于無鉛焊接設(shè)計(jì)，有如下特點(diǎn)

[30]

：

(1)加熱系統(tǒng)加熱模塊均采用加強(qiáng)型PID控制的強(qiáng)制熱風(fēng)循環(huán)系統(tǒng)，具有優(yōu)良的均溫性和熱效率。控溫精度±2℃。各溫區(qū)上下加熱，獨(dú)立循環(huán)，獨(dú)立控溫。前后循環(huán)回風(fēng)設(shè)計(jì)和優(yōu)良的熱風(fēng)噴嘴對(duì)流系統(tǒng)，可有效防止溫區(qū)之間氣流影響，保證溫控確切。加熱效率高，升溫速度快。

(2)控制系統(tǒng)模塊化智能控制軟件，電腦全自動(dòng)控制各溫區(qū)的上下加熱模塊溫度，網(wǎng)帶進(jìn)板速度；可以實(shí)現(xiàn)各溫區(qū)獨(dú)立溫控及監(jiān)視和在線溫度曲線(Profile)測試分析功能，SmartPara虛擬仿真功能，節(jié)省參數(shù)的調(diào)整時(shí)間。

(3)冷卻區(qū)采用外置冷水機(jī)冷卻的高效冷水循環(huán)冷卻，可以滿足各種無鉛冷卻速率的要求。冷水區(qū)溫度可以進(jìn)行實(shí)時(shí)監(jiān)控，外置冷水機(jī)的冷水溫度可調(diào)理。

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(a)(b)

圖2-3（a）NT-8N-V2回流爐；（b）冷卻模塊

4.溫度測試儀

溫度測試儀用于測試監(jiān)控回流爐爐溫曲線，即焊點(diǎn)溫度和加熱時(shí)間的關(guān)

系曲線。通過測試，考察設(shè)定溫度是否符合焊接要求，達(dá)到參數(shù)最正確設(shè)定的目的。課題中涉及的冷卻速率數(shù)據(jù)主要由該儀器測試結(jié)果所得。測試過程中以熱電偶連接溫度測試儀和待測焊點(diǎn)，熱電偶把電路板上焊點(diǎn)的溫度信號(hào)轉(zhuǎn)換為電信號(hào)，用相應(yīng)分析軟件分析即得溫度曲線[31]。

圖2-4溫度曲線測試系統(tǒng)

2.3溫度曲線調(diào)試

衡量回流爐質(zhì)量優(yōu)劣最重要的兩個(gè)指標(biāo)是加熱精度和穩(wěn)定性。但SMT

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的流水線生產(chǎn)特點(diǎn)決定了回流爐為隧道式多模塊加熱結(jié)構(gòu)，而各個(gè)相鄰加熱模塊之間極簡單竄溫，影響加熱精度和熱穩(wěn)定性。所以，不同的回流爐在不同的PCB組件上有不同的表現(xiàn)力。故了解一臺(tái)設(shè)備的性能再根據(jù)焊膏參考曲線和被焊組件的特點(diǎn)調(diào)試溫度曲線至關(guān)重要。如圖2-5為本文所用B型焊膏的參考曲線。

圖2-5AlphaSn-3.0Ag-0.5Cu參考溫度曲線

由參考曲線可知，B型焊膏對(duì)回流焊加熱基本要求如表2-4。之所以參考曲線并沒有給定各項(xiàng)指標(biāo)的具體值，是由于對(duì)于不同組裝板，工藝參數(shù)存在差異。以升溫速率為例，要求焊點(diǎn)從室溫到達(dá)150℃的速率不超過1.5℃/S。對(duì)于繁雜的大板，為了使板上的大元件和小元件溫差限制在一定范圍內(nèi)，尋常會(huì)在較小的升溫速率下加熱譬如0.5℃/S。而小板則可以在較大的速率下加熱。

表2-4B型焊膏基本加熱條件

加熱到150℃的升溫斜率≤1.5℃/S150-180℃的加熱時(shí)間90-120S180℃到峰值溫度升溫斜率≤3℃/S220℃以上加熱時(shí)間20-40S峰值溫度235-245℃

依照參考曲線要求大致設(shè)置各溫區(qū)參數(shù)，執(zhí)行加熱并進(jìn)行溫度測試。反復(fù)對(duì)比測試所得曲線和參考曲線的各項(xiàng)參數(shù)，直至符合要求。實(shí)際過板觀測焊接外觀質(zhì)量，最終確定各溫區(qū)溫度設(shè)置和網(wǎng)帶運(yùn)動(dòng)速度。

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實(shí)際設(shè)定回流爐各溫區(qū)溫度見表2-5。其中一二溫區(qū)為升溫，電路板組件進(jìn)入回流爐從室溫開始升溫。三四五溫區(qū)為平臺(tái)區(qū)，焊膏中的溶劑等物質(zhì)揮發(fā)。六七溫區(qū)繼續(xù)升溫，多余物質(zhì)大部分揮發(fā)，活性劑開始作用，去除焊盤表面氧化膜。七八溫區(qū)為回流焊接，焊膏達(dá)到熔點(diǎn)，熔化并在焊盤表面潤濕鋪展，包圍元件焊端和引腳。最終進(jìn)入冷卻區(qū)，焊點(diǎn)固化，形成穩(wěn)定的永久性連接。

表2-5回流爐各溫區(qū)溫度設(shè)定

焊膏ABC一區(qū)170℃170℃二區(qū)180℃180℃三區(qū)180℃180℃四區(qū)180℃180℃五區(qū)190℃190℃六區(qū)210℃210℃七區(qū)255℃255℃八區(qū)250℃250℃160℃165℃170℃170℃185℃220℃230℃180℃

不同的網(wǎng)帶運(yùn)動(dòng)速度決定電路板組件在回流爐中的加熱時(shí)間，網(wǎng)帶速度和溫度設(shè)置必需最正確協(xié)同才能獲得良好的焊接質(zhì)量。本文所有無鉛焊接試驗(yàn)回流爐帶速均設(shè)定為75cm/min，該速率通過回流爐體總長和焊膏最適加熱時(shí)間計(jì)算所得。確定各溫區(qū)溫度設(shè)置后，用溫度測試儀器對(duì)各型號(hào)曲線測試5次。紀(jì)錄所得曲線的各項(xiàng)參數(shù)，計(jì)算平均值。

試驗(yàn)用不同冷速的有鉛溫度曲線見圖2-6。試驗(yàn)用兩款回流爐的冷卻原理是：冷卻模塊中有冷凝管和冷卻風(fēng)扇。冷凝管外接循環(huán)冷水。不同冷卻速率主要通過冷卻風(fēng)扇和冷水溫度各自的調(diào)理來實(shí)現(xiàn)。四種典型冷速的曲線參數(shù)如表2-6所示，和供應(yīng)商參考曲線基本要求相符。其中A曲線為V3機(jī)型上風(fēng)機(jī)開啟，冷水溫度最低時(shí)獲得（水溫4℃）；C曲線為V3機(jī)型風(fēng)機(jī)開啟，循環(huán)冷水關(guān)閉時(shí)獲得；B曲線為V2機(jī)型上風(fēng)機(jī)開啟，冷水溫度最低時(shí)獲得（水溫4℃）；D曲線為V2完全爐冷時(shí)獲得。

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圖2-6不同卻速的典型有鉛溫度曲線

圖2-7不同卻速的典型無鉛溫度曲線表2-6不同冷卻速率無鉛曲線的各項(xiàng)參數(shù)

無鉛曲線參數(shù)A型B型C型D型＞180℃平均時(shí)間124.5S125.0S125.6S126.2S平均峰值溫度243.5℃244.0℃244.1℃245.2℃平均冷卻斜率-6.50℃/S-4.15℃/S-2.10℃/S-1.15℃/S＞220℃平均時(shí)間34.12S35.95S42.20S51.74S

對(duì)于無鉛焊膏，220℃以上加熱時(shí)間是十分重要的參數(shù)。本文所選A型和B型焊膏熔點(diǎn)都在該溫度附近，故取220℃以上加熱時(shí)間近似作為焊膏液相線上時(shí)間TAL(TimeAboveLiquid)。從表2-6可知：冷卻速率對(duì)TAL時(shí)

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間存在影響。A型和B型曲線相差最少，在2S左右；而A型和D型相差最大達(dá)到17.6S。由于在TAL范圍內(nèi)，擴(kuò)散和反應(yīng)進(jìn)行相當(dāng)猛烈，故從理論而言，控制冷卻速率可以一定程度的控制反應(yīng)進(jìn)行程度。

下面進(jìn)行理論估算TAL值。試驗(yàn)用兩款型號(hào)的回流爐加熱模塊的長度和數(shù)目都一致，每個(gè)模塊長度為360mm。又帶速是74cm/min＝12.33mm/s,所以在PCB組件在每個(gè)模塊中的加熱時(shí)間是360/12.33≈29.20S。第八溫區(qū)為焊接峰值區(qū)，PCB組件從該區(qū)出來進(jìn)入冷卻區(qū)。焊點(diǎn)溫度從245℃降到220℃，溫度減少25℃。則這一范圍內(nèi)不同冷速下焊點(diǎn)的加熱時(shí)間為：

A型25℃÷6.50℃/S≈3.85STAL=29.20S+3.85S=33.05SB型25℃÷4.15℃/S≈6.05STAL=29.20S+6.05S=35.25S

C型25℃÷2.10℃/S≈11.90STAL=29.20S+11.90S=41.10SD型25℃÷1.15℃/S≈21.75STAL=29.20S+21.75S=50.95S

理論計(jì)算值和測試儀所得數(shù)據(jù)差值在2S之內(nèi)，數(shù)據(jù)相像程度在回流焊工藝可以接受。各典型曲線下焊接元件數(shù)目如表2-7。

表2-7無鉛不同冷速下焊接元件數(shù)目

元件類型PCB板數(shù)目R2023單板元件數(shù)目R1608R1005QFPA型曲線84040501B型曲線84040501C型曲線84040501D型曲線84040501

2.4焊接試驗(yàn)結(jié)果

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圖2-8焊膏A的片式電阻焊點(diǎn)

（a）焊膏A（b）焊膏A

圖2-9焊膏B的QFP焊點(diǎn)

2.5本章小結(jié)

1.完成回流爐溫度曲線調(diào)試。根據(jù)各型焊膏參考工藝曲線，設(shè)置八個(gè)加熱區(qū)溫度以及最正確網(wǎng)帶運(yùn)動(dòng)速度。通過爐溫測試數(shù)據(jù)說明：各個(gè)溫區(qū)的溫度設(shè)置較好的控制了加熱峰值溫度、220℃以上加熱時(shí)間等重要參數(shù)。2.在兩型具有不同冷卻模塊的回流爐上獲得了不同冷卻速率，其中最大最小冷速分別為-6.50℃/S和-1.15℃/S。通過測溫儀所得數(shù)據(jù)，不同冷速導(dǎo)致的TAL最大差值達(dá)到17.6S。

3.焊接完成三種焊膏（兩種無鉛和一種錫鉛共晶）、四種典型冷速下共40塊PCB板。其中無鉛焊膏每種冷速下焊接4快板，錫鉛每種冷速焊2快板。每塊板包括片式元件130片，128引腳QFP一塊。

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4.各冷速下的焊點(diǎn)都沒有發(fā)現(xiàn)外觀缺陷。沒有片式元件最簡單出現(xiàn)的豎碑、元件偏移等缺陷。無鉛焊膏的助焊劑殘留較多，覆蓋于焊點(diǎn)表面，呈淡黃色。無鉛焊點(diǎn)也沒有錫鉛共晶焊點(diǎn)光亮。

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第3章冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)微觀組織的影響

3.1引言

根據(jù)結(jié)晶學(xué)的經(jīng)典理論，冷速影響液態(tài)釬料凝固時(shí)內(nèi)部微觀組織的形成。且由于相應(yīng)的不同液相線時(shí)間差異而致使反應(yīng)程度不同，使得釬料和焊盤界面形成化合物形態(tài)尺寸也有差異。本章研究冷速對(duì)釬料微觀組織的影響。

3.2無鉛焊點(diǎn)微觀組織

本文所選取元件主要是片式電阻和QFP。由圖3-1為R2023和QFP的焊點(diǎn)截面。各型焊膏在設(shè)定回流曲線下都獲得了潤濕良好的焊點(diǎn)。釬料在Cu焊盤上充分鋪展，爬升高度足夠，完全包覆電阻元件的焊端，如圖3-1（b）。在焊點(diǎn)內(nèi)部沒有氣孔、裂紋等微觀缺陷。證明設(shè)置參數(shù)較符合焊膏的加熱要求。

（a）×50R2023（b）×200R2023表3-1片式電阻R1608焊點(diǎn)截面金相照片

參與文字

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（c）×50QFP（d）×200QFP

圖3-2主要焊接元件截面金相照片

由圖3-3無鉛釬料典型微觀照片可知,在Cu盤和釬料的界面明顯有一層化合物；釬料內(nèi)部由白色枝狀晶以及分布于白色枝狀晶之間的網(wǎng)絡(luò)狀晶體組成。為了確定釬料內(nèi)部的相組成，對(duì)焊點(diǎn)進(jìn)行EDX分析。

(a)金相×1000（b）掃描圖3-3Sn-Ag-Cu系無鉛釬料的典型微觀組織

圖3-3（b）中的a點(diǎn)對(duì)應(yīng)的EDX曲線如圖3-4。有鉛和無鉛焊膏在和

Cu焊盤的反應(yīng)中生成的化合物都是η-Cu6Sn5。沒有發(fā)現(xiàn)ε-Cu3Sn金屬間化合物，根據(jù)Alex等人的研究[32]，ε-Cu3Sn尋常會(huì)在時(shí)效過程中由η相和Cu盤的進(jìn)一步反應(yīng)生成。在通用的回流焊工藝中，由于回流時(shí)間較短，不會(huì)生成ε相。

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圖3-4界面IMC的EDX分析

無鉛焊膏不管A型還是B型焊膏的網(wǎng)絡(luò)狀晶體中都生成金屬間化合物Ag3Sn（圖3-5）。值得注意的是，焊膏B所形成焊點(diǎn)內(nèi)部組織中的IMC除Ag3Sn外，也有發(fā)現(xiàn)Cu6Sn5相，而焊膏A中較少。這是由于焊膏B本身含0.5％的Cu元素。共晶網(wǎng)絡(luò)中的Cu6Sn5有別于界面的η相，它在釬料內(nèi)部呈顆粒狀分布，尺寸較Ag3Sn小1～2個(gè)數(shù)量級(jí)。

圖3-5焊點(diǎn)內(nèi)部IMC的EDX分析

釬料內(nèi)部的白色枝狀晶主要是富錫相β–Sn，含有少量的Ag和Cu元素（圖3-6）。由此可見，兩種無鉛釬料的內(nèi)部基本結(jié)構(gòu)都由β–Sn和分布于其間的共晶網(wǎng)絡(luò)組成。其中A型焊膏共晶網(wǎng)絡(luò)由具有高硬度的金屬間化合物

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Ag3Sn和共晶相中基體Sn組成；B型焊膏與之類似，不過在共晶網(wǎng)絡(luò)中除Ag3Sn外還有小尺寸的Cu6Sn5顆粒。

圖3-6焊點(diǎn)內(nèi)部枝狀晶EDX分析

3.3冷速對(duì)焊點(diǎn)內(nèi)部組織的影響

圖3-7為Sn-3.5Ag焊膏在不同曲線下焊接得到的焊點(diǎn)微觀組織：基本結(jié)構(gòu)并不隨冷速變化而變化，都是β-Sn顆粒和以及其周邊的共晶網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)。然而D曲線焊點(diǎn)的微觀比A曲線粗大，β-Sn顆粒呈橢圓形狀排列。根據(jù)金屬的非均勻形核理論，液態(tài)釬料由于在A曲線下能獲得較大過冷度而形核均勻細(xì)化。共晶網(wǎng)絡(luò)在A曲線下較為細(xì)密且其截面面積比例較小。由于快冷的液相線上時(shí)間較小。D曲線下的冷卻使得釬料在液相線上時(shí)間比A曲線多17.6秒，則合金中的Sn和Ag可以更充分結(jié)晶以形成共晶。

(a)A曲線焊點(diǎn)×1000（b）D曲線焊點(diǎn)×1000

圖3-7焊膏A不同冷速下焊點(diǎn)的金相照片

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由公式（3-1）[33]，增加冷卻速率，相當(dāng)于減少了凝固時(shí)間，從而減小了枝晶的間距。故枝狀晶的間距在慢冷條件下相對(duì)較大。枝晶間距的增加同時(shí)也表征共晶網(wǎng)絡(luò)在焊點(diǎn)中百分含量的增加。

S?kts（3-1）

m式中S—枝狀晶的間距；

ts—釬料凝固時(shí)間；

k—與材料有關(guān)的常量。

對(duì)于共晶網(wǎng)絡(luò)中的金屬間化合物Ag3Sn，在A曲線時(shí)，快冷提供了更多的形核，并且抑制了Ag3Sn的長大，故形成的組織為球形的Ag3Sn顆粒，彌散分布在共晶網(wǎng)絡(luò)中的Sn基體上，尺寸較小；隨著冷速降低，Ag3Sn的微觀形貌從球形向長條狀轉(zhuǎn)變。長條狀A(yù)g3Sn相不僅在焊點(diǎn)內(nèi)部形成，而且在釬料與Cu盤的界面處也會(huì)形成,如圖3-8。

（a）A曲線焊點(diǎn)（b）B曲線焊點(diǎn)圖3-8焊膏A不同冷速下焊點(diǎn)內(nèi)部Ag3Sn形貌

對(duì)于Sn-3Ag-0.5Cu，由圖3-9，在D曲線下所形成焊點(diǎn)微觀中的β-Sn具有二次枝晶結(jié)構(gòu)。且晶粒比較粗大，其生長具有明顯的方向性；A曲線下的焊點(diǎn)則完全沒有二次枝晶結(jié)構(gòu)。β-Sn晶粒生長雖然也有一定的方向性，但是不連續(xù)，晶粒尺寸較A曲線下的均勻。

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(a)A型曲線×1000（b）D型曲線×1000圖3-9焊膏B不同冷速下焊點(diǎn)的金相照片

F.Ochoa等人認(rèn)為在快冷條件下之所以沒有二次枝狀晶的形成，是由于快冷時(shí)液態(tài)釬料各個(gè)部分基本上是同時(shí)形核，各部分來不及相互擴(kuò)散就已經(jīng)

凝固了，所以晶粒比較細(xì)小16；冷卻速率的降低使擴(kuò)散作用相應(yīng)的加強(qiáng)。在快冷時(shí)形成的尺寸和形態(tài)趨于一致且具有一定方向性的β-Sn晶粒增加了―會(huì)集‖的幾率，由相鄰的晶粒聯(lián)合長成較大的枝狀晶并繼續(xù)生長出二次枝晶。故慢冷時(shí)二次枝晶間距和大小都將增加。

和焊膏A相像，焊膏B在快冷曲線下獲得的微觀組織中，釬料內(nèi)部共晶網(wǎng)絡(luò)中的主要金屬間化合物Ag3Sn也呈圓形顆粒狀。Ag3Sn顆粒平均直徑在1.5μm左右，細(xì)小而彌散（如圖3-10）。顆粒狀A(yù)g3Sn由于只在共晶網(wǎng)絡(luò)中出現(xiàn)，故其分布也浮現(xiàn)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，存在于β-Sn晶粒之間。焊膏B慢冷條件下（D曲線）的Ag3Sn形狀介于顆粒和長條狀之間，粒度是快冷時(shí)的2～3倍。

(a)A型曲線×1000（b）D型曲線×1000圖3-10焊膏B不同冷速下焊點(diǎn)的金相照片

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對(duì)比在同等條件下形成焊點(diǎn)的焊膏A和焊膏B，粗大的長條狀A(yù)g3Sn相在含銀量高的焊膏A中出現(xiàn)的幾率更高。長條狀A(yù)g3Sn在慢冷時(shí)往往比β-Sn枝狀晶的尺寸還要大，甚至貫穿整個(gè)焊點(diǎn)。在微連接過程中盡量避免生成這種粗大的Ag3Sn脆性相，由于其在使用過程中極易導(dǎo)致焊點(diǎn)的破壞，降低產(chǎn)品的使用壽命。

對(duì)比金屬間化合物和基體Sn的強(qiáng)度性質(zhì)（表3-1），不難看出無論是η-Cu6Sn5，ε-Cu3Sn還是Ag3Sn相，其強(qiáng)度和硬度都遠(yuǎn)大于基體Sn。這和復(fù)合材料頗為相像。以SiC顆粒加強(qiáng)的Al基復(fù)合材料為例，SiC顆粒硬度、強(qiáng)度和熔點(diǎn)都超過Al基體。當(dāng)加強(qiáng)顆粒均勻而彌散的分布于基體中，且界面結(jié)合良好時(shí)，材料的總體性能大為提高。復(fù)合材料的制造方法包括壓鑄法等物理方法以及反應(yīng)法等化學(xué)方法。其中，在材料中通過化學(xué)反應(yīng)生成新的中間相并使材料性能顯著提高的方法叫原位加強(qiáng)法[34]。

表3-1釬料及其IMC的強(qiáng)度性質(zhì)對(duì)比

性質(zhì)楊氏模量(GPa)剪切模量(GPa)Cu6Sn585.6Cu3Sn108.3Ag3Sn78.9[35]

Sn46.9Sn-3.5Ag51.3

無鉛釬料在快冷條件下通過反應(yīng)獲得的金屬間化合物實(shí)際上起到原位加強(qiáng)的作用。但是假使IMC形態(tài)不規(guī)則（如慢冷時(shí)的長條狀），分布不均勻，則其很難與基體Sn有良好的結(jié)合界面，不能起到原位加強(qiáng)作用。同時(shí)，不同冷速產(chǎn)生的不同形貌尺寸的IMC也會(huì)影響材料的斷裂方式。

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3.4冷速對(duì)焊點(diǎn)界面組織的影響

釬料與Cu盤界面處的IMC的厚度和形貌隨著焊接溫度和焊接時(shí)間的變化而變化，當(dāng)焊接溫度升高和焊接時(shí)間增長時(shí)，界面處的IMC厚度增加。當(dāng)冷卻速率降低時(shí)，即增加了釬焊的焊接時(shí)間，從而使各種元素之間有足夠的時(shí)間相互擴(kuò)散和反應(yīng)，使得界面處的IMC層厚度增加，如圖3-11示。

從圖中可知，界面處的原始IMC形貌明顯受冷卻速率的影響。A曲線和B曲線下形成的焊點(diǎn)IMC相對(duì)較薄，形貌平滑；在C和D曲線下的IMC厚度增加，而且較為尖銳。在C曲線下呈鋸齒狀，而隨著冷速進(jìn)一步降低，鋸齒狀更為突出。

Cu6Sn5

(a)A型曲線焊點(diǎn)×1000（b）B型曲線焊點(diǎn)×1000

Cu6Sn5

(c)C型曲線焊點(diǎn)×1000（d）D型曲線焊點(diǎn)×1000

圖3-11焊膏B慢冷焊點(diǎn)內(nèi)部的長條狀

IMC的厚度受到基底Cu的溶解擴(kuò)散速度和IMC長大方式的影響。在反應(yīng)的初期階段，基底Cu溶解到液態(tài)無鉛釬料中占主導(dǎo)地位，直到液相達(dá)

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到飽和。隨后，IMC長大占主導(dǎo)地位。由于回流焊工藝加熱參數(shù)一定，不同冷速以改變焊接時(shí)間、IMC的形核率以及IMC的長大時(shí)間來影響界面IMC的形貌和厚度。降低冷速相當(dāng)于增加了釬料熔點(diǎn)溫度以上的時(shí)間，從而增加了界面處合金元素Sn和Cu之間的相互擴(kuò)散。根據(jù)釬焊的擴(kuò)散原理，擴(kuò)散量與濃度梯度、擴(kuò)散系數(shù)、擴(kuò)散面積和擴(kuò)散時(shí)間有關(guān)，如公式（3-2）[36]：

釬料和母材之間的擴(kuò)散：

dm??DSdcdxdt（3-2）

式中dm—釬料組分的擴(kuò)散量；D—擴(kuò)散系數(shù)；S—擴(kuò)散面積；

dcdx—在擴(kuò)散方向擴(kuò)散組分的濃度梯度；

dt—擴(kuò)散時(shí)間；

由公式可知，在一致溫度條件下，焊接時(shí)間越長，擴(kuò)散層厚度越大，在凝固過程中形成η-Cu6Sn5相越厚。

圖3-12為C型和D型曲線焊點(diǎn)的典型IMC形貌，特別在D曲線下焊接完成的焊點(diǎn)界面IMC起伏較大。部分η-Cu6Sn5異常長大，使得IMC的厚度只能取平均值計(jì)算。

(a)C型曲線焊點(diǎn)（b）D型曲線焊點(diǎn)

圖3-12焊膏B界面掃描照片

如表3-2為兩種無鉛焊膏不同冷速下焊接所得焊點(diǎn)的IMC平均厚度

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值。當(dāng)冷速在-4℃/S以上時(shí)，厚度較薄，在2μm左右，冷速小于-2℃/S后，IMC厚度增加更快，超過3.5μm。而在一致條件下，焊膏A的IMC厚度比焊膏B的略厚。這是由于焊膏A中本身不含Cu元素，在反應(yīng)過程中，基板的Cu向釬料中擴(kuò)散速率更快，擴(kuò)散量較多，因而在界面的厚度稍大。

由表3-2可得冷速和IMC厚度的關(guān)系曲線（圖3-13）?？梢?，除了在厚度方面的些微差異之外，冷速對(duì)IMC生長厚度的影響趨勢是基本一致的。

表3-2兩種焊膏在不同冷速下IMC的平均厚度冷速（℃/S）0.551.152.104.156.50焊膏A（μm）3.73.32.82.32.0焊膏B（μm）3.53.02.52.11.8

圖3-13冷速和IMC厚度關(guān)系

3.5不同冷速對(duì)時(shí)效過程界面IMC生長的影響

不同冷卻速率下形成焊點(diǎn)IMC的初始厚度和形貌有差異，這對(duì)焊點(diǎn)時(shí)效必然產(chǎn)生影響。由IMC的生長經(jīng)驗(yàn)公式（3-3）、（3-4）

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x?x0?Atnexp(??H/RT)(3-3)

ln(x?x0)?ln(A)?nln(t)??H/RT(3-4)

式中x0—IMC初始厚度；

A—常數(shù)；—激活能；

t—時(shí)效時(shí)間；?HR—?dú)怏w常數(shù)；

n—時(shí)間指數(shù)；

這里x是某時(shí)刻IMC厚度，是時(shí)間t（s）的函數(shù)。這里的時(shí)間指數(shù)至關(guān)重要，它標(biāo)志著不同的擴(kuò)散機(jī)制和擴(kuò)散系數(shù)。在不同的溫度和不同的IMC初始形貌時(shí)，時(shí)間指數(shù)n值不同?？梢姡绊懞更c(diǎn)時(shí)效過程IMC生長的因素不只有初始厚度，和初始形貌也大為相關(guān)。所以，不同冷速形成的焊點(diǎn)會(huì)影響時(shí)效過程中界面IMC的生長，從而影響焊點(diǎn)質(zhì)量。

為了觀測界面IMC在時(shí)效過程的生長，本文試件在150℃下分別時(shí)效5天，10天，15天，20天，如圖3-14為Sn-3.5Ag在C曲線下焊點(diǎn)時(shí)效的界面圖片?？梢奍MC的形貌在時(shí)效過程中趨于平緩，厚度逐漸增加。在IMC的生長過程中，逐漸生長出Cu3Sn相。隨著時(shí)效過程的繼續(xù)，Cu3Sn在界面IMC中的比例增加，在時(shí)效20天后，達(dá)到20％左右。

（a）0天（b）5天

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（c）10天（d）15天

（e）20天

圖3-14焊膏B的焊點(diǎn)150℃時(shí)效的界面IMC形貌和厚度

圖3-15為Sn-3.5Ag焊點(diǎn)在150℃時(shí)效過程中IMC的生長趨勢圖。在時(shí)效的初期，η相生長速率較快。特別是速率較慢的C和D曲線，由于界面IMC的初始形貌比較尖銳，凹凸不平的IMC表面有利于基板上的Cu向釬料內(nèi)部擴(kuò)散。相鄰的凸出的η相之間的界面處存在自然的―小溝‖，焊盤上的Cu可以從這些―小溝‖向釬料中擴(kuò)散，擴(kuò)散路徑相對(duì)較短。所以在時(shí)效開始的初期，由于在―小溝‖處的擴(kuò)散和反應(yīng)速率最快，―小溝‖被新生長起來的η相填平，尖銳起伏的IMC界面很快長成大波浪形狀。此后IMC的進(jìn)一步生長過程中Cu元素的擴(kuò)散必需穿越已經(jīng)形成的IMC層，所以生長速率下降。

因此，在IMC的生長過程中，實(shí)際分為兩個(gè)階段。第一階段IMC異常的薄，基板上Cu元素向釬料擴(kuò)散快，η相生長速率大。擴(kuò)散機(jī)制主要是顆粒邊界擴(kuò)散；其次階段，當(dāng)IMC厚度達(dá)一定程度且其形貌較為平緩時(shí)，原有的顆粒邊界的擴(kuò)散通道減少，擴(kuò)散機(jī)制是體積擴(kuò)散，因而IMC生長速率也降低。這對(duì)于公式（3-14），主要表達(dá)在時(shí)間指數(shù)n的差異。P.T.Vianco等人的研究[37]認(rèn)為，第一階段的時(shí)間指數(shù)n值在0.5左右，而其次階段則

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可以達(dá)到0.3時(shí)。

圖3-15焊膏B焊點(diǎn)在不同冷速下的IMC生長曲線

3.6本章小結(jié)

1.無鉛回流焊溫度曲線的冷卻速率對(duì)無鉛焊膏Sn-3.5Ag和Sn-3Ag-0.5Cu焊點(diǎn)微觀的影響大致相像。在冷速超過-4℃/S時(shí)，微觀細(xì)化，由細(xì)小的β-Sn顆粒和共晶網(wǎng)絡(luò)組成。共晶網(wǎng)絡(luò)中的金屬間化合物Ag3Sn呈細(xì)小彌散的顆粒狀。這是由于在較快的冷速提供更多的形核。

2.在冷速小于2℃/S時(shí)，微觀逐漸粗化。晶粒間距增大，共晶網(wǎng)絡(luò)寬度

增加。同時(shí)，Ag3Sn隨冷速減小而逐漸向針狀和長條狀轉(zhuǎn)化。3.冷卻速率影響界面IMC的形貌，冷速超過-4℃/S的焊點(diǎn)界面產(chǎn)生薄

而平坦的η-Cu6Sn5相，小于2℃/S則得到較厚的η-Cu6Sn5相，且其形

貌隨冷速的減小而逐顯尖銳。

4.不同冷速下形成的焊點(diǎn)在時(shí)效過程中表現(xiàn)出不一樣的IMC長大行

為。小冷速下的界面IMC厚度在時(shí)效的初期迅速增加，形貌也很快

由尖銳的起伏狀逐漸向大波浪形貌轉(zhuǎn)變。試驗(yàn)說明，在所有冷速下的界面IMC生長都明顯分為兩個(gè)階段，在第一階段生長較快，之后進(jìn)入一個(gè)緩慢生長期。這和各階段的擴(kuò)散機(jī)制有關(guān)。

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第4章冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)力學(xué)行為的影響

4.1引言

不同冷卻條件下形成焊點(diǎn)在微觀組織上的差異必然也導(dǎo)致力學(xué)性能的差異。本章研究不同冷速下片式元件和QFP焊點(diǎn)的力學(xué)性能，并通過研究拉伸和推剪過程焊點(diǎn)的斷裂行為，找出冷速和力學(xué)行為之間的聯(lián)系。

4.2冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)力學(xué)性能的影響

4.2.1力學(xué)測試儀器

焊點(diǎn)力學(xué)性能測試分別選取QFP引腳45°拉脫和片式電阻推剪。QFP引腳拉脫在RHESCA的PTR-1000接合強(qiáng)度檢驗(yàn)機(jī)進(jìn)行；電阻推剪在PTR-1100機(jī)型上測試。儀器外觀如圖4-1所示。

圖4-1PTR-1000接合強(qiáng)度檢驗(yàn)機(jī)及測試示意圖

PTR系列力學(xué)儀器的傳感器負(fù)荷為10Kgf，精度為±0.3％，與主機(jī)裝配后精度為±0.5％；測定速度可以在0.01～1.00mm/s之間。帶有數(shù)據(jù)解析軟件，可以用來表達(dá)力（F）與位移(X)之間的變化關(guān)系。

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4.2.2QFP焊點(diǎn)的力學(xué)測試

對(duì)四種曲線下的焊點(diǎn)進(jìn)行拉脫試驗(yàn)，測定速度一律為5mm/min。試驗(yàn)結(jié)果見表4-1。A曲線和B曲線焊點(diǎn)強(qiáng)度較為接近，強(qiáng)度值相對(duì)較大，C曲線和D曲線焊點(diǎn)強(qiáng)度則較低。在一致條件下形成焊點(diǎn)的拉脫載荷值分布在一定的范圍內(nèi)，具有一定的分散性。其中A曲線載荷值在[912.5gf,1119gf]范圍；B曲線焊點(diǎn)載荷值大約在[903.1gf,1091gf]范圍；C曲線在[800.2gf,915.4gf]范圍，D曲線焊點(diǎn)載荷值在[763.2gf,917.7gf]范圍?？梢娸^快冷速的A曲線和B曲線獲得了較大的拉脫載荷值。結(jié)合前文不同冷速下焊點(diǎn)微觀組織的變化，可以看出快冷提高焊點(diǎn)強(qiáng)度的原因可能有：一是內(nèi)部組織細(xì)化，快冷形成彌散分布的顆粒狀I(lǐng)MC起到一定的原位加強(qiáng)作用；二是快冷時(shí)界面IMC的厚度小，形貌平緩，慢冷的IMC則厚度大，形貌尖銳，在拉脫過程中易于應(yīng)力集中，成為裂紋的萌生點(diǎn)。因而拉伸強(qiáng)度低于快冷件。

表4-1焊膏B在各冷卻曲線下形成的QFP焊點(diǎn)的拉脫載荷值（gf）

試件A曲線959.4983.511161119測定值968.8912.5948.0929.2990.7979.3平均值990.1B曲線903.1907.210001034977.2933.31091977.2917.7953.3969.4C曲線863.1885.6913.5915.4880.9910.0880.2895.3875.1800.2889.9D曲線875.9882.2763.2917.7780.9917.7780.9820.3845.6830.5841.5

由焊點(diǎn)載荷分布（表4-2）可以看出，雖然拉脫值具有一定的分散性，

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但是依舊存在分布相對(duì)密集的區(qū)間。如Sn-37Pb釬料（焊膏C）和焊膏A形成的焊點(diǎn)拉脫載荷值主要集中在700-950gf之間,焊膏B形成焊點(diǎn)的拉脫載荷值則主要集中在950-1100gf之間。

表4-2一致條件下QFP焊點(diǎn)的拉脫載荷值分布狀況

試樣Sn-37PbSn-3.5AgSn-3.0Ag-0.5Cu載荷值范圍(gf)560-950520-1092763-1119載荷值分布率＜700gf5%13%—700—950gf90%64%36%950－1100gf5%23%58%＞1100gf——6%

綜上，無鉛焊點(diǎn)的拉脫載荷值相當(dāng)于或稍高于Sn-37Pb焊點(diǎn)的拉脫載荷值。試驗(yàn)條件下Sn-3.0Ag-0.5Cu釬料形成的焊點(diǎn)拉脫載荷值要比Sn-3.5Ag焊點(diǎn)載荷值高。這可能有以下幾點(diǎn)原因：一是兩種釬料本身抗拉強(qiáng)度的差異。常溫下，Sn-3.5Ag體釬料的抗拉強(qiáng)度為4.7kgf/mm2，低于Sn-3.0Ag-0.5Cu釬料的5.5kgf/mm2[38]；二是Sn-3.5Ag和Cu盤的反應(yīng)更快，生成的界面IMC稍厚于Sn-3.0Ag-0.5Cu；三是Sn-3.0Ag-0.5Cu合金中的Cu元素在釬料內(nèi)部反應(yīng)生成的Cu6Sn5化合物，起到彌散加強(qiáng)的作用。

計(jì)算三種焊膏在不同冷速下焊點(diǎn)拉脫載荷的平均值，結(jié)果如表4-3。相應(yīng)的關(guān)系曲線見圖4-2。由圖表可知，冷速增加提高無鉛焊點(diǎn)力學(xué)性能。焊膏B最快冷速下焊點(diǎn)平均拉脫載荷值比最慢曲線下的值多148.6gf，焊膏A次之，差值為126gf。而有鉛焊點(diǎn)在一定冷速范圍內(nèi)，拉脫載荷有較小范圍的提高，冷速繼續(xù)增加時(shí)，拉脫值反而減小。

根據(jù)H.Conrad等人的研究，在較小冷速下Sn-Pb系合金的焊點(diǎn)微觀為薄片狀共晶體。在冷速增加時(shí)，共晶的Pb成球狀，富Pb相枝狀晶開始形成[39]。雖然冷速增加使各相都開始細(xì)化，但存在重要差異：Pb的硬度比富錫基體弱，且其含量遠(yuǎn)大于無鉛釬料中Ag的含量，所以快冷形成的組織更有利于在變形過程中產(chǎn)生晶界滑移，所以冷速增加到一定范圍后，焊點(diǎn)強(qiáng)度反而減小。而無鉛焊點(diǎn)共晶帶中的中間相則不然，Ag3Sn和Cu6Sn5顆粒硬度都高于周邊的富錫基體，可以起到彌散加強(qiáng)的作用。這也是冷速在無鉛導(dǎo)

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入后更受關(guān)注的原因之一。

表4-3各冷速下焊點(diǎn)拉脫載荷平均值

焊膏ABCA曲線948.2990.1837.8B曲線909.8969.4845.4

C曲線866.1899.5820.0D曲線822.8841.5806.2

圖4-2冷速與焊點(diǎn)拉脫載荷的關(guān)系

力學(xué)測試除了QFP焊點(diǎn)的拉脫以外，還選取一致條件下的片式電阻R2023做推剪測試。結(jié)果如表4-5和4-6，冷速對(duì)焊點(diǎn)推剪力的影響和對(duì)QFP焊點(diǎn)拉脫的影響有一致趨勢。推剪值分散性更明顯。以焊膏A為例，最大最小冷速焊點(diǎn)推剪值之間的差值達(dá)到1232gf，這對(duì)于具有接觸面積遠(yuǎn)大于QFP焊點(diǎn)的片式電阻而言，是較為正常的。

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表4-5各冷速下焊點(diǎn)拉推剪荷平均值

焊膏AA曲線61396537測試值（gf）577370455335平均值6532B曲線590652526441673259146048

表4-6各冷速下焊點(diǎn)拉推剪荷平均值

焊膏ABCA曲線653258165529B曲線604857335614C曲線567555175233D曲線530051215110C曲線557060435340499657725675D曲線532756024934543451975300

4.3冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)斷裂行為的影響

4.3.1QFP焊點(diǎn)拉脫斷裂模式

斷裂在宏觀上表現(xiàn)為瞬間發(fā)生。而實(shí)際卻包括裂紋產(chǎn)生、長大和失穩(wěn)擴(kuò)展等系列過程。且在材料的局部發(fā)生塑性變形，故材料中局部薄弱區(qū)域就成了斷裂發(fā)生和發(fā)展的通道。

在拉脫試驗(yàn)和推剪試驗(yàn)中，產(chǎn)生的應(yīng)變量超過材料本身塑性變形能力時(shí)，焊點(diǎn)就發(fā)生開裂。因此裂紋一般從高應(yīng)力應(yīng)變位置產(chǎn)生。焊點(diǎn)的內(nèi)園角

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部位在加載過程中處于高應(yīng)力應(yīng)變狀態(tài)，屬于應(yīng)力集中區(qū)，裂紋是從內(nèi)園角位置產(chǎn)生的。

通過對(duì)焊點(diǎn)拉脫后的斷口微觀分析，發(fā)現(xiàn)斷裂的模式主要有3種方式：（1）釬縫內(nèi)部斷裂；（2）沿釬料/界面化合物層斷裂；（3）既有釬縫內(nèi)部斷裂又含有釬料/界面化合物層斷裂的混合斷裂。

對(duì)于Sn-Pb焊點(diǎn)，在冷速較快時(shí)在釬料內(nèi)部斷裂較多，此時(shí)界面化合物厚度適中，形貌平緩。而釬料組織細(xì)化均勻，易于產(chǎn)生晶界滑移；只有在冷速很小，界面IMC厚度較大時(shí)會(huì)發(fā)生混合斷裂，即從焊點(diǎn)的內(nèi)園角起裂，裂紋擴(kuò)展過程中尖銳粗大的界面Cu6Sn5斷裂。

（a）A曲線（b）D曲線圖4-3焊膏C的QFP焊點(diǎn)拉斷后斷面圖（×100）

從圖4-4、4-5知，冷速對(duì)兩種無鉛焊膏焊點(diǎn)斷裂模式的影響相像。在

A和B曲線下，焊點(diǎn)的界面IMC較薄，斷裂發(fā)生在釬料內(nèi)部的幾率較高。由圖4-4(a)和圖4-5(a)，焊點(diǎn)從起裂到完全斷裂，裂紋擴(kuò)展都沒有經(jīng)過引線和焊盤兩側(cè)的界面化合物層。在快冷的條件下，還有少數(shù)焊點(diǎn)焊盤開裂，這證明焊點(diǎn)的強(qiáng)度大于焊盤和PCB板的結(jié)合強(qiáng)度。

在C、D曲線下，冷速較小，界面粗大尖銳的IMC對(duì)裂紋擴(kuò)展路徑開始產(chǎn)生影響。在冷速最慢的D曲線下，斷裂偶爾會(huì)出現(xiàn)沿著上部引腳IMC層/釬料界面處進(jìn)行的現(xiàn)象。更多的狀況是發(fā)生混合斷裂，裂紋走向單純的沿界面化合物的狀況發(fā)生的很少。

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（a）A曲線（b）D曲線圖4-4焊膏B的QFP焊點(diǎn)拉斷后斷面圖（×200）

（a）A曲線（b）D曲線圖4-5焊膏A的QFP焊點(diǎn)的拉斷后斷面圖（×200）

在C和D曲線下焊點(diǎn)界面異常突出的IMC在變形過程中簡單應(yīng)力集中，因此裂紋在擴(kuò)展過程中有時(shí)會(huì)貫穿IMC層，造成界面IMC斷裂（如圖4-6）。

(a)（×100）(b)a點(diǎn)局部放大（×1000）

圖4-6焊膏A的QFP焊點(diǎn)斷面

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此外，假使釬料中存在某些缺陷的話，裂紋的擴(kuò)展也很簡單沿著缺陷方向擴(kuò)展。擴(kuò)展路徑轉(zhuǎn)向釬料內(nèi)部的缺陷區(qū)并形成一些分支，甚至可以因此改變裂紋原來的傳播方向由于裂紋向該方向擴(kuò)展只需要較少的能量，更有利于應(yīng)力的釋放。

4.3.2QFP焊點(diǎn)的斷口特征

斷裂機(jī)制是從微觀角度透露斷裂過程的物理本質(zhì)，這對(duì)于認(rèn)識(shí)和控制斷裂過程的各種因素，從而尋求提高斷裂抗力的途徑是十分重要的。

兩種無鉛焊點(diǎn)在快速冷卻下，都呈韌性斷裂。此時(shí)界面IMC厚度適中，強(qiáng)度較高。斷裂發(fā)生在釬料內(nèi)部的幾率較高。由于共晶網(wǎng)絡(luò)中的Ag3Sn相在A曲線下呈小球狀，均勻的分布在Sn基體中，所以拉脫斷面有明顯的韌窩（圖4-7）。

(a)A曲線(b)B曲線圖4-7Sn-3.5Ag/QFP焊點(diǎn)的斷口形貌

4.3.3片式電阻焊點(diǎn)推剪的斷口特征

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圖4-8Sn-3.5Ag/QFP焊點(diǎn)的斷口形貌

圖4-9,4-10分別為焊膏B在A曲線下和D曲線下焊點(diǎn)推剪斷口的體式顯微照片。由（a）到（b）到（c）依次局部放大。在A曲線下推剪斷裂路徑主要在釬料內(nèi)部。在圖4-9（a）中觀測到明了的斷裂分界限，該分界限是由于爬升到元件焊端側(cè)面的釬料在推剪過程中未受影響而形成。元件焊端底部和焊盤上之間是斷裂的主要發(fā)生面。在快冷條件下