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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)內包括材料、設備、生產等各環(huán)節(jié)的廠商都在加快無鉛制程導入的步伐。無鉛化過程中，表面組裝的焊接工藝至為重要，而隨著熔點較高的新型釬料不斷應用，焊接過程的冷卻速率也逐漸成為被關注點。

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

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

關鍵詞回流焊；冷卻速率；拉脫載荷；推剪；焊點質量；

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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狀51.3本文主要研究內容10第2章不同冷速的無鉛焊接工藝試驗112.1引言112.2試驗條件112.2.1試驗材料112.2.2試驗設備132.3溫度曲線調試142.4焊接試驗結果182.5本章小結19第3章冷速對無鉛焊點微觀組織的影響213.1引言213.2無鉛焊點微觀組織213.3冷速對焊點內部組織的影響243.4冷速對焊點界面組織的影響283.5不同冷速對時效過程界面IMC生長的影響303.6本章小結33第4章冷速對無鉛焊點力學行為的影響344.1引言344.2冷速對無鉛焊點力學性能的影響344.2.1力學測試儀器344.2.2QFP焊點的力學測試354.3冷速對無鉛焊點斷裂行為的影響38

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

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2.表面貼裝元件

采用三種型號片式電阻元件：R2023、R1608、R1005以及128個引腳、引腳間距0.4mm的QFP。QFP相關參數如圖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

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

表2-2試驗用焊膏性能參數

焊膏類型成分密度助焊劑量粒度熔點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試驗設備

1.焊膏印刷設備

絲印機以高精度的定量和定位把焊膏從模板轉移到PCB板上相應的位置，具有高精度和高速度的特點，是SMT自動化生產的主要設備之一。本文試驗采用日東SEM-688型號絲印機，樹脂刮刀，不銹鋼模板。印刷工藝試驗參數見表2-3。

表2-3焊膏印刷工藝參數

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.元件貼裝設備

貼片機為三星CP45FV型，動臂式運動結構，六貼裝頭。貼裝精度

0.08mm。3.回流焊設備

回流爐采用日東電子科技的兩款機型，分別是NT-8N-V2和NT-8N-V3。兩機型同為8溫區(qū)加熱，不同處在于后者在冷卻區(qū)具備兩個冷卻模塊，可以在焊接時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)。兩款機型都基于無鉛焊接設計，有如下特點

[30]

：

(1)加熱系統加熱模塊均采用加強型PID控制的強制熱風循環(huán)系統，具有優(yōu)良的均溫性和熱效率?？販鼐取?℃。各溫區(qū)上下加熱，獨立循環(huán)，獨立控溫。前后循環(huán)回風設計和優(yōu)良的熱風噴嘴對流系統，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)控制系統模塊化智能控制軟件，電腦全自動控制各溫區(qū)的上下加熱模塊溫度，網帶進板速度；可以實現各溫區(qū)獨立溫控及監(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)省參數的調整時間。

(3)冷卻區(qū)采用外置冷水機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)溫度可以進行實時監(jiān)控，外置冷水機的冷水溫度可調理。

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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，即焊點溫度和加熱時間的關

系曲線。通過測試，考察設定溫度是否符合焊接要求，達到參數最正確設定的目的。課題中涉及的冷卻速率數據主要由該儀器測試結果所得。測試過程中以熱電偶連接溫度測試儀和待測焊點，熱電偶把電路板上焊點的溫度信號轉換為電信號，用相應分析軟件分析即得溫度曲線[31]。

圖2-4溫度曲線測試系統

2.3溫度曲線調試

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

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的流水線生產特點決定了回流爐為隧道式多模塊加熱結構，而各個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力。故了解一臺設備的性能再根據焊膏參考曲線和被焊組件的特點調試溫度曲線至關重要。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指標的具體值，是由于對于不同組裝板，工藝參數存在差異。以升溫速率為例，要求焊點從室溫到達150℃的速率不超過1.5℃/S。對于繁雜的大板，為了使板上的大元件和小元件溫差限制在一定范圍內，尋常會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℃的加熱時間90-120S180℃到峰值溫度升溫斜率≤3℃/S220℃以上加熱時間20-40S峰值溫度235-245℃

依照參考曲線要求大致設置各溫區(qū)參數，執(zhí)行加熱并進行溫度測試。反復對比測試所得曲線和參考曲線的各項參數，直至符合要求。實際過板觀測焊接外觀質量，最終確定各溫區(qū)溫度設置和網帶運動速度。

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實際設定回流爐各溫區(qū)溫度見表2-5。其中一二溫區(qū)為升溫，電路板組件進入回流爐從室溫開始升溫。三四五溫區(qū)為平臺區(qū)，焊膏中的溶劑等物質揮發(fā)。六七溫區(qū)繼續(xù)升溫，多余物質大部分揮發(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，焊膏達到熔點，熔化并在焊盤表面潤濕鋪展，包圍元件焊端和引腳。最終進入冷卻區(qū)，焊點固化，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℃

不同的網帶運動速度決定電路板組件在回流爐中的加熱時間，網帶速度和溫度設置必需最正確協同才能獲得良好的焊接質量。本文所有無鉛焊接試驗回流爐帶速均設定為75cm/min，該速率通過回流爐體總長和焊膏最適加熱時間計算所得。確定各溫區(qū)溫度設置后，用溫度測試儀器對各型號曲線測試5次。紀錄所得曲線的各項參數，計算平均值。

試驗用不同冷速的有鉛溫度曲線見圖2-6。試驗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扇。冷凝管外接循環(huán)冷水。不同冷卻速率主要通過冷卻風扇和冷水溫度各自的調理來實現。四種典型冷速的曲線參數如表2-6所示，和供應商參考曲線基本要求相符。其中A曲線為V3機型上風機開啟，冷水溫度最低時獲得（水溫4℃）；C曲線為V3機型風機開啟，循環(huán)冷水關閉時獲得；B曲線為V2機型上風機開啟，冷水溫度最低時獲得（水溫4℃）；D曲線為V2完全爐冷時獲得。

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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參數

無鉛曲線參數A型B型C型D型＞180℃平均時間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℃平均時間34.12S35.95S42.20S51.74S

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

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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型相差最大達到17.6S。由于在TAL范圍內，擴散和反應進行相當猛烈，故從理論而言，控制冷卻速率可以一定程度的控制反應進行程度。

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

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

理論計算值和測試儀所得數據差值在2S之內，數據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目如表2-7。

表2-7無鉛不同冷速下焊接元件數目

元件類型PCB板數目R2023單板元件數目R1608R1005QFPA型曲線84040501B型曲線84040501C型曲線84040501D型曲線84040501

2.4焊接試驗結果

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圖2-8焊膏A的片式電阻焊點

（a）焊膏A（b）焊膏A

圖2-9焊膏B的QFP焊點

2.5本章小結

1.完成回流爐溫度曲線調試。根據各型焊膏參考工藝曲線，設置八個加熱區(qū)溫度以及最正確網帶運動速度。通過爐溫測試數據說明：各個溫區(qū)的溫度設置較好的控制了加熱峰值溫度、220℃以上加熱時間等重要參數。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。通過測溫儀所得數據，不同冷速導致的TAL最大差值達到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.各冷速下的焊點都沒有發(fā)現外觀缺陷。沒有片式元件最簡單出現的豎碑、元件偏移等缺陷。無鉛焊膏的助焊劑殘留較多，覆蓋于焊點表面，呈淡黃色。無鉛焊點也沒有錫鉛共晶焊點光亮。

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第3章冷速對無鉛焊點微觀組織的影響

3.1引言

根據結晶學的經典理論，冷速影響液態(tài)釬料凝固時內部微觀組織的形成。且由于相應的不同液相線時間差異而致使反應程度不同，使得釬料和焊盤界面形成化合物形態(tài)尺寸也有差異。本章研究冷速對釬料微觀組織的影響。

3.2無鉛焊點微觀組織

本文所選取元件主要是片式電阻和QFP。由圖3-1為R2023和QFP的焊點截面。各型焊膏在設定回流曲線下都獲得了潤濕良好的焊點。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）。在焊點內部沒有氣孔、裂紋等微觀缺陷。證明設置參數較符合焊膏的加熱要求。

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

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；釬料內部由白色枝狀晶以及分布于白色枝狀晶之間的網絡狀晶體組成。為了確定釬料內部的相組成，對焊點進行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點對應的EDX曲線如圖3-4。有鉛和無鉛焊膏在和

Cu焊盤的反應中生成的化合物都是η-Cu6Sn5。沒有發(fā)現ε-Cu3Sn金屬間化合物，根據Alex等人的研究[32]，ε-Cu3Sn尋常會在時效過程中由η相和Cu盤的進一步反應生成。在通用的回流焊工藝中，由于回流時間較短，不會生成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型焊膏的網絡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所形成焊點內部組織中的IMC除Ag3Sn外，也有發(fā)現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。共晶網絡中的Cu6Sn5有別于界面的η相，它在釬料內部呈顆粒狀分布，尺寸較Ag3Sn小1～2個數量級。

圖3-5焊點內部IMC的EDX分析

釬料內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，兩種無鉛釬料的內部基本結構都由β–Sn和分布于其間的共晶網絡組成。其中A型焊膏共晶網絡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，不過在共晶網絡中除Ag3Sn外還有小尺寸的Cu6Sn5顆粒。

圖3-6焊點內部枝狀晶EDX分析

3.3冷速對焊點內部組織的影響

圖3-7為Sn-3.5Ag焊膏在不同曲線下焊接得到的焊點微觀組織：基本結構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絡狀結構。然而D曲線焊點的微觀比A曲線粗大，β-Sn顆粒呈橢圓形狀排列。根據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化。共晶網絡在A曲線下較為細密且其截面面積比例較小。由于快冷的液相線上時間較小。D曲線下的冷卻使得釬料在液相線上時間比A曲線多17.6秒，則合金中的Sn和Ag可以更充分結晶以形成共晶。

(a)A曲線焊點×1000（b）D曲線焊點×1000

圖3-7焊膏A不同冷速下焊點的金相照片

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由公式（3-1）[33]，增加冷卻速率，相當于減少了凝固時間，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較大。枝晶間距的增加同時也表征共晶網絡在焊點中百分含量的增加。

S?kts（3-1）

m式中S—枝狀晶的間距；

ts—釬料凝固時間；

k—與材料有關的常量。

對于共晶網絡中的金屬間化合物Ag3Sn，在A曲線時，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，彌散分布在共晶網絡中的Sn基體上，尺寸較??；隨著冷速降低，Ag3Sn的微觀形貌從球形向長條狀轉變。長條狀Ag3Sn相不僅在焊點內部形成，而且在釬料與Cu盤的界面處也會形成,如圖3-8。

（a）A曲線焊點（b）B曲線焊點圖3-8焊膏A不同冷速下焊點內部Ag3Sn形貌

對于Sn-3Ag-0.5Cu，由圖3-9，在D曲線下所形成焊點微觀中的β-Sn具有二次枝晶結構。且晶粒比較粗大，其生長具有明顯的方向性；A曲線下的焊點則完全沒有二次枝晶結構。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不同冷速下焊點的金相照片

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

凝固了，所以晶粒比較細小16；冷卻速率的降低使擴散作用相應的加強。在快冷時形成的尺寸和形態(tài)趨于一致且具有一定方向性的β-Sn晶粒增加了―會集‖的幾率，由相鄰的晶粒聯合長成較大的枝狀晶并繼續(xù)生長出二次枝晶。故慢冷時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，釬料內部共晶網絡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，細小而彌散（如圖3-10）。顆粒狀Ag3Sn由于只在共晶網絡中出現，故其分布也浮現網絡結構，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不同冷速下焊點的金相照片

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對比在同等條件下形成焊點的焊膏A和焊膏B，粗大的長條狀Ag3Sn相在含銀量高的焊膏A中出現的幾率更高。長條狀Ag3Sn在慢冷時往往比β-Sn枝狀晶的尺寸還要大，甚至貫穿整個焊點。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致焊點的破壞，降低產品的使用壽命。

對比金屬間化合物和基體Sn的強度性質（表3-1），不難看出無論是η-Cu6Sn5，ε-Cu3Sn還是Ag3Sn相，其強度和硬度都遠大于基體Sn。這和復合材料頗為相像。以SiC顆粒加強的Al基復合材料為例，SiC顆粒硬度、強度和熔點都超過Al基體。當加強顆粒均勻而彌散的分布于基體中，且界面結合良好時，材料的總體性能大為提高。復合材料的制造方法包括壓鑄法等物理方法以及反應法等化學方法。其中，在材料中通過化學反應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法[34]。

表3-1釬料及其IMC的強度性質對比

性質楊氏模量(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獲得的金屬間化合物實際上起到原位加強的作用。但是假使IMC形態(tài)不規(guī)則（如慢冷時的長條狀），分布不均勻，則其很難與基體Sn有良好的結合界面，不能起到原位加強作用。同時，不同冷速產生的不同形貌尺寸的IMC也會影響材料的斷裂方式。

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3.4冷速對焊點界面組織的影響

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間的變化而變化，當焊接溫度升高和焊接時間增長時，界面處的IMC厚度增加。當冷卻速率降低時，即增加了釬焊的焊接時間，從而使各種元素之間有足夠的時間相互擴散和反應，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IMC相對較薄，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，而隨著冷速進一步降低，鋸齒狀更為突出。

Cu6Sn5

(a)A型曲線焊點×1000（b）B型曲線焊點×1000

Cu6Sn5

(c)C型曲線焊點×1000（d）D型曲線焊點×1000

圖3-11焊膏B慢冷焊點內部的長條狀

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

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到飽和。隨后，IMC長大占主導地位。由于回流焊工藝加熱參數一定，不同冷速以改變焊接時間、IMC的形核率以及IMC的長大時間來影響界面IMC的形貌和厚度。降低冷速相當于增加了釬料熔點溫度以上的時間，從而增加了界面處合金元素Sn和Cu之間的相互擴散。根據釬焊的擴散原理，擴散量與濃度梯度、擴散系數、擴散面積和擴散時間有關，如公式（3-2）[36]：

釬料和母材之間的擴散：

dm??DSdcdxdt（3-2）

式中dm—釬料組分的擴散量；D—擴散系數；S—擴散面積；

dcdx—在擴散方向擴散組分的濃度梯度；

dt—擴散時間；

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

圖3-12為C型和D型曲線焊點的典型IMC形貌，特別在D曲線下焊接完成的焊點界面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算。

(a)C型曲線焊點（b）D型曲線焊點

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的IMC平均厚度

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值。當冷速在-4℃/S以上時，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，在反應過程中，基板的Cu向釬料中擴散速率更快，擴散量較多，因而在界面的厚度稍大。

由表3-2可得冷速和IMC厚度的關系曲線（圖3-13）?？梢姡嗽诤穸确矫娴男┪⒉町愔?，冷速對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厚度關系

3.5不同冷速對時效過程界面IMC生長的影響

不同冷卻速率下形成焊點IMC的初始厚度和形貌有差異，這對焊點時效必然產生影響。由IMC的生長經驗公式（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；—激活能；

t—時效時間；?HR—氣體常數；

n—時間指數；

這里x是某時刻IMC厚度，是時間t（s）的函數。這里的時間指數至關重要，它標志著不同的擴散機制和擴散系數。在不同的溫度和不同的IMC初始形貌時，時間指數n值不同。可見，影響焊點時效過程IMC生長的因素不只有初始厚度，和初始形貌也大為相關。所以，不同冷速形成的焊點會影響時效過程中界面IMC的生長，從而影響焊點質量。

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

圖3-15為Sn-3.5Ag焊點在150℃時效過程中IMC的生長趨勢圖。在時效的初期，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向釬料內部擴散。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‖向釬料中擴散，擴散路徑相對較短。所以在時效開始的初期，由于在―小溝‖處的擴散和反應速率最快，―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的進一步生長過程中Cu元素的擴散必需穿越已經形成的IMC層，所以生長速率下降。

因此，在IMC的生長過程中，實際分為兩個階段。第一階段IMC異常的薄，基板上Cu元素向釬料擴散快，η相生長速率大。擴散機制主要是顆粒邊界擴散；其次階段，當IMC厚度達一定程度且其形貌較為平緩時，原有的顆粒邊界的擴散通道減少，擴散機制是體積擴散，因而IMC生長速率也降低。這對于公式（3-14），主要表達在時間指數n的差異。P.T.Vianco等人的研究[37]認為，第一階段的時間指數n值在0.5左右，而其次階段則

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可以達到0.3時。

圖3-15焊膏B焊點在不同冷速下的IMC生長曲線

3.6本章小結

1.無鉛回流焊溫度曲線的冷卻速率對無鉛焊膏Sn-3.5Ag和Sn-3Ag-0.5Cu焊點微觀的影響大致相像。在冷速超過-4℃/S時，微觀細化，由細小的β-Sn顆粒和共晶網絡組成。共晶網絡中的金屬間化合物Ag3Sn呈細小彌散的顆粒狀。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，微觀逐漸粗化。晶粒間距增大，共晶網絡寬度

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

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在時效過程中表現出不一樣的IMC長大行

為。小冷速下的界面IMC厚度在時效的初期迅速增加，形貌也很快

由尖銳的起伏狀逐漸向大波浪形貌轉變。試驗說明，在所有冷速下的界面IMC生長都明顯分為兩個階段，在第一階段生長較快，之后進入一個緩慢生長期。這和各階段的擴散機制有關。

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第4章冷速對無鉛焊點力學行為的影響

4.1引言

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

4.2冷速對無鉛焊點力學性能的影響

4.2.1力學測試儀器

焊點力學性能測試分別選取QFP引腳45°拉脫和片式電阻推剪。QFP引腳拉脫在RHESCA的PTR-1000接合強度檢驗機進行；電阻推剪在PTR-1100機型上測試。儀器外觀如圖4-1所示。

圖4-1PTR-1000接合強度檢驗機及測試示意圖

PTR系列力學儀器的傳感器負荷為10Kgf，精度為±0.3％，與主機裝配后精度為±0.5％；測定速度可以在0.01～1.00mm/s之間。帶有數據解析軟件，可以用來表達力（F）與位移(X)之間的變化關系。

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4.2.2QFP焊點的力學測試

對四種曲線下的焊點進行拉脫試驗，測定速度一律為5mm/min。試驗結果見表4-1。A曲線和B曲線焊點強度較為接近，強度值相對較大，C曲線和D曲線焊點強度則較低。在一致條件下形成焊點的拉脫載荷值分布在一定的范圍內，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。結合前文不同冷速下焊點微觀組織的變化，可以看出快冷提高焊點強度的原因可能有：一是內部組織細化，快冷形成彌散分布的顆粒狀IMC起到一定的原位加強作用；二是快冷時界面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力集中，成為裂紋的萌生點。因而拉伸強度低于快冷件。

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密集的區(qū)間。如Sn-37Pb釬料（焊膏C）和焊膏A形成的焊點拉脫載荷值主要集中在700-950gf之間,焊膏B形成焊點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，無鉛焊點的拉脫載荷值相當于或稍高于Sn-37Pb焊點的拉脫載荷值。試驗條件下Sn-3.0Ag-0.5Cu釬料形成的焊點拉脫載荷值要比Sn-3.5Ag焊點載荷值高。這可能有以下幾點原因：一是兩種釬料本身抗拉強度的差異。常溫下，Sn-3.5Ag體釬料的抗拉強度為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元素在釬料內部反應生成的Cu6Sn5化合物，起到彌散加強的作用。

計算三種焊膏在不同冷速下焊點拉脫載荷的平均值，結果如表4-3。相應的關系曲線見圖4-2。由圖表可知，冷速增加提高無鉛焊點力學性能。焊膏B最快冷速下焊點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。而有鉛焊點在一定冷速范圍內，拉脫載荷有較小范圍的提高，冷速繼續(xù)增加時，拉脫值反而減小。

根據H.Conrad等人的研究，在較小冷速下Sn-Pb系合金的焊點微觀為薄片狀共晶體。在冷速增加時，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化，但存在重要差異：Pb的硬度比富錫基體弱，且其含量遠大于無鉛釬料中Ag的含量，所以快冷形成的組織更有利于在變形過程中產生晶界滑移，所以冷速增加到一定范圍后，焊點強度反而減小。而無鉛焊點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，可以起到彌散加強的作用。這也是冷速在無鉛導

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入后更受關注的原因之一。

表4-3各冷速下焊點拉脫載荷平均值

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冷速與焊點拉脫載荷的關系

力學測試除了QFP焊點的拉脫以外，還選取一致條件下的片式電阻R2023做推剪測試。結果如表4-5和4-6，冷速對焊點推剪力的影響和對QFP焊點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，最大最小冷速焊點推剪值之間的差值達到1232gf，這對于具有接觸面積遠大于QFP焊點的片式電阻而言，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冷速對無鉛焊點斷裂行為的影響

4.3.1QFP焊點拉脫斷裂模式

斷裂在宏觀上表現為瞬間發(fā)生。而實際卻包括裂紋產生、長大和失穩(wěn)擴展等系列過程。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。

在拉脫試驗和推剪試驗中，產生的應變量超過材料本身塑性變形能力時，焊點就發(fā)生開裂。因此裂紋一般從高應力應變位置產生。焊點的內園角

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

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

對于Sn-Pb焊點，在冷速較快時在釬料內部斷裂較多，此時界面化合物厚度適中，形貌平緩。而釬料組織細化均勻，易于產生晶界滑移；只有在冷速很小，界面IMC厚度較大時會發(fā)生混合斷裂，即從焊點的內園角起裂，裂紋擴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焊點拉斷后斷面圖（×100）

從圖4-4、4-5知，冷速對兩種無鉛焊膏焊點斷裂模式的影響相像。在

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

在C、D曲線下，冷速較小，界面粗大尖銳的IMC對裂紋擴展路徑開始產生影響。在冷速最慢的D曲線下，斷裂偶爾會出現沿著上部引腳IMC層/釬料界面處進行的現象。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焊點的拉斷后斷面圖（×200）

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

(a)（×100）(b)a點局部放大（×1000）

圖4-6焊膏A的QFP焊點斷面

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此外，假使釬料中存在某些缺陷的話，裂紋的擴展也很簡單沿著缺陷方向擴展。擴展路徑轉向釬料內部的缺陷區(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展只需要較少的能量，更有利于應力的釋放。

4.3.2QFP焊點的斷口特征

斷裂機制是從微觀角度透露斷裂過程的物理本質，這對于認識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。

兩種無鉛焊點在快速冷卻下，都呈韌性斷裂。此時界面IMC厚度適中，強度較高。斷裂發(fā)生在釬料內部的幾率較高。由于共晶網絡中的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焊點的斷口形貌

4.3.3片式電阻焊點推剪的斷口特征

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圖4-8Sn-3.5Ag/QFP焊點的斷口形貌

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