無鉛焊料表面貼裝焊點的可靠性

由于Pb對人體及環境的危害，在不久的將來必將禁止Pb在電子工業中的使用。為尋求在電子封裝工業中應用廣泛的共晶或近共晶SnPb釬料的替代品，國際上對無Pb釬料進行了廣泛研究。其中，共晶SnAg和共晶SnAgCu釬料作為潛在的無Pb釬料，具有剪切強度、抗蠕變能力、熱疲勞壽命好等特點。

在焊接過程中，熔融的釬料與焊接襯底接觸時，在界面會形成一層金屬間化合物（IMC）。其形成不但受回流焊接過程中溫度、時間的控制，而且在后期的服役過程中其厚度也會隨著時間的延長而增加。研究表明界面上的金屬間化合物是影響焊點可靠性的一個關鍵因素。過厚的金屬間化合物層會導致焊點斷裂韌性和抗低周疲勞能力下降，從而導致焊點可靠性的下降。由于無鉛焊料和傳統的SnPb焊料的成分不同，因此它和焊接基板如Cu、Ni和AgPd等的反應速率以及反應產物就有可能不同，從而表現出不同的焊點可靠性。本所全面而系統地研究了Sn96.5Ag3.5、Sn95.5Ag3.8Cu0.7和Sn95Sb5等無鉛焊料和多種基板及器件所形成表面貼裝焊點的可靠性，現就一些研究成果做一簡要介紹。

無鉛焊料與Au/Ni/Cu焊盤所形成焊點的可靠性實驗選用的表面貼裝元件為1206型陶瓷電阻。FR4印刷電路板上的焊盤結構為Cu/Ni-P/Au，其中，Ni-P層厚度為5mm，P含量為12 at%。所用焊料為以上幾種無鉛焊料以及62Sn36Pb2Ag。用剪切強度測試方法考察焊點在150℃時效過程中的可靠性。圖1為SnAg/Ni-P/Cu焊點的掃描電鏡照片。在SnAg/Ni-P界面發現有Ni3Sn4生成，其厚度隨時效時間而增加。SnAg焊點由Sn基體與鑲嵌于其中的Ag3Sn顆粒組成，在界面附近有少量的片狀Ni3Sn4，這是由于在回流過程中溶于焊料中的Ni在其后的冷卻過程中析出而形成。與SnPbAg焊點相比，時效后的SnAg焊點微組織的粗化要輕微得多， Ag3Sn顆粒的大小幾乎不隨時效時間變化。圖2為SnPbAg和SnAg焊點的剪切強度與時效時間的關系?？梢?，SnPbAg焊點的強度隨時效時間的延長而下降，經1000h時效后，其強度下降29%。而SnAg焊點在時效初期，其強度比SnPbAg焊點高，但250h時效后，焊點強度劇烈下降。時效結束時，其強度已不足原有強度的30%。斷口分析表明，SnPbAg和SnAg焊點的斷裂方式明顯不同。對于SnPbAg焊點，時效前，焊點在焊料內部塑性斷裂；隨著時效的繼續，Ni3Sn4層厚度增加，裂紋在Ni3Sn4層內及其與Ni-P界面處產生，并使焊點的剪切強度下降。SnAg焊點在時效的開始階段斷裂方式與SnPbAg焊點相同，但超過250h時，Ni-P層開始從Cu基體上脫落，焊點剪切強度大幅度下降。在回流及時效過程中，焊料與Ni-P層間會發生互擴散，在界面形成金屬間化合物。Ni-P與Cu基體之間的結合強度主要是通過Ni-P在化學鍍過程中填充Cu表面的微小凹坑互相咬合和通過原子間作用力而得到的。在400℃以下， Ni-P與Cu之間的互擴散不會影響界面結合強度。本試驗中，Cu/Ni-P層狀結構在回流焊接及時效處理過程中所承受的溫度均低于300℃，所以熱處理本身不會對Ni-P/Cu的結合強度產生很大影響。焊料和Ni-P中的互擴散組元分別為Sn和Ni。電子探針測試表明，界面上的Ni3Sn4層中探測不到P，即P只存在于剩余的Ni-P層中。P被排斥出互擴散層是由于其在Ni-Sn金屬間化合物中的溶解度很小所致，而這將導致剩余Ni-P層中P含量上升。圖3為SnPbAg和SnAg焊點中剩余Ni-P層中心部位的P含量的電子探針測定結果。從中可見，未經時效處理的SnAg焊點中Ni-P層P含量就已較高，在時效過程中又以較高的速率上升，直至約250h后達到飽和。顯然，回流過程中SnAg與Ni-P反應較快是時效前Ni-P層P較高的原因。而在其后的時效過程中，雖然SnPbAg和SnAg與Ni-P的反應速率基本一致，但由于此時SnAg焊點中剩余Ni-P層比SnPbAg焊點中的薄，等厚度Ni-P的消耗仍然會導致SnAg焊點中Ni-P層P含量以較快的速率上升。Ni-P層P含量的快速積累同時意味著Ni的快速消耗，即剩余Ni-P中的Ni向SnAg焊料一側擴散，最終會導致Cu/Ni-P界面上有較多的Kirkendall孔洞的生成，使Cu/Ni-P結合強度下降。SnPbAg與Ni-P的反應較慢，對Ni-P/Cu的結合強度的影響則較小。SnAgCu以及SnSb與SnAg焊點的情況相似，時效過程中都發現Ni-P層從Cu上脫落的現象，因此，當使用高錫無鉛焊料時應選用較厚的Ni-P層或其他種類的焊盤結構。無鉛焊料與Cu焊盤所形成焊點的可靠性圖4 為回流焊接及在150℃時效前和1000h后SnAg/Cu 焊點靠近界面處的掃描電鏡照片。沒有時效過的焊點由以下幾相組成：位于SnAg/Cu 界面的鋸齒狀Cu6Sn5層(圖a), 鑲嵌在Sn基體中的Ag3Sn和Cu6Sn5顆粒。經時效后的樣品，在Cu6Sn5層與Cu界面處出現Cu3Sn層(圖b)。金屬間化合物層的厚度隨著保溫時間的延長而增加，其與釬料的界面由細小的鋸齒型逐漸向大波浪型轉變。62Sn36Pb2Ag/Cu界面結構和SnAg焊點相似，沒有時效過的樣品在界面處只有Cu6Sn5生成，但其厚度大大小于SnAg/Cu間所形成的金屬間化合物的厚度。金屬間化合物層的生長速率取決于原子在化合物中的擴散速度和界面生成化合物的反應速度兩個因素。若擴散速度小于反應速度，則擴散速度是化合物生長的控制因素，此時，化合物的生長符合拋物線規律，即：x2=Dtx為化合物厚度，t為反應時間，D為金屬間化合物生長速率常數。SnAg和SnPbAg與Cu反應生成的化合物厚度與反應時間的曲線如圖5所示。對于這兩種釬料來說，化合物的厚度均與反應時間的平方根成正比，表明其與Cu的反應均是由擴散控制的。SnAg和Cu 的金屬間化合物在開始階段較SnPbAg和Cu的厚，但隨著保溫時間的延長，這種區別逐漸減小，最終SnPbAg/Cu焊點中Cu-Sn化合物厚度超過了SnAg/Cu的化合物厚度， 表明在150℃下，SnAg與Cu的反應要比SnPbAg與Cu的慢。圖6為SnAg及SnPbAg焊點的剪切強度與時效時間的關系曲線。從中可看出：SnAg焊點的剪切強度比SnPbAg焊點的高；兩種焊點的剪切強度均隨著時效時間的延長而下降。經過1000h的處理后，SnAg焊點的強度下降了13%，而SnPbAg的則下降了18%，表明SnAg焊點受時效的影響較SnPbAg所受的要小。SnAg/Cu 焊點中金屬間化合物生長較慢是其剪切強度受時效影響較小的主要原因。器件端頭金屬化層對無鉛釬料焊點的影響圖7a-b為當器件端頭金屬化層為AgPd/Ni時的SnPbAg和SnSb表面貼裝焊點(以下簡稱AgPd/Ni/SnPbAg和AgPd/Ni/SnSb焊點)的整體形貌?？梢姡琒nPbAg和SnSb釬料完全浸潤器件金屬化層及印刷線路板上的Cu焊盤，焊點形狀理想。圖8a-b為器件端頭金屬化層為AgPd時的SnPbAg和SnSb焊點(簡稱AgPd/SnPbAg和AgPd/SnSb焊點)的整體形貌。對于AgPd/SnPbAg焊點而言，釬料在Cu焊盤及AgPd層上有效鋪展，焊點形狀良好。而AgPd/SnSb焊點中，大量的SnSb釬料集中在器件端頭而未在Cu焊盤上完全鋪張，未形成理想的倒角(fillet)。另外，此焊點中存在較多的孔洞。焊點電鏡照片及元素面分布圖表明SnSb/AgPb焊點中AgPd在回流焊接過程中被完全消耗，器件陶瓷基底與釬料接觸。SnSb與AgPd的劇烈反應使大量AgPd溶入釬料，從而使釬料的熔點上升、粘度增大、流動性下降。釬料粘度增大可能是釬料集中在器件端頭區域而不在Cu焊盤上充分鋪展的主要原因。同時，釬料的流動性差也不利于焊接過程中助焊劑揮發而產生的氣體的排出，在焊點中易形成孔洞。而在SnSb/Ni/AgPd焊點中由于Ni層的阻擋作用，焊料和AgPd不發生反應從而形成了完美的焊點。SnPbAg與AgPd的反應緩慢因而焊點形狀較好。在四種焊點的剪切強度中，SnSb/Ni/AgPd焊點的強度最高，其次為SnPbAg/Ni/AgPd和SnPbAg/AgPd，SnSb/AgPd焊點的則最低。SnSb/AgPd焊點的低強度也是由于AgPd與SnSb釬料的劇烈反應而導致釬料與器件的陶瓷基底直接接觸而造成的。

結論:
A.高錫含量的無鉛焊料和Au/Ni-P/Cu結合時，如果Ni-P層較薄，焊料和Ni-P間的反應會導致Ni-P/Cu界面的強度劇烈下降，從而影響焊點的可靠性。

B.無鉛焊料與Cu結合時，由于其與Cu在時效過程中的反應較緩慢，此類焊點能保持較高的剪切強度。

C.使用無鉛焊料時，片式陶瓷元件的端頭需要Ni作阻擋層。無鉛焊料直接焊接AgPd會產生形狀和可靠性很差的焊點。