Sn-6.5Zn釬料/Cu基板焊點(diǎn)界面特征與金屬間化合物的形成機(jī)理

趙國際，盛光敏，鄧永強(qiáng)

(重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400044)

Sn-6.5Zn釬料/Cu基板焊點(diǎn)界面特征與金屬間化合物的形成機(jī)理

趙國際，盛光敏，鄧永強(qiáng)

(重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400044)

對(duì)255 ℃時(shí)Sn-6.5Zn釬料/Cu基板界面反應(yīng)及金屬間化合物的形成與轉(zhuǎn)化進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算與分析，并利用SEM、EDS、XRD研究分析255 ℃不同釬焊時(shí)間條件下釬料/Cu基板界面組織與IMC層形態(tài)特征。結(jié)果表明：Sn-6.5Zn釬料/Cu焊點(diǎn)界面緊靠Cu基板側(cè)形成CuZn層；CuZn IMC有與釬料中的Zn原子繼續(xù)反應(yīng)生成Cu5Zn8IMC的趨勢(shì)；在相同釬焊溫度條件下，不同釬焊時(shí)間對(duì)界面厚度影響不大；隨釬焊時(shí)間延長，Sn-6.5Zn釬料/Cu基板焊點(diǎn)界面IMC層的平均厚度增大，界面粗糙度則由于不同釬焊時(shí)間IMC在液態(tài)釬料中生長與溶解的差異，呈現(xiàn)先增大而后降低到一個(gè)均衡值的變化趨勢(shì)。

Sn-6.5Zn釬料；界面；金屬間化合物；熱力學(xué)；粗糙度

隨著無鉛化進(jìn)程的日益深入，人們一直在致力于尋找一種性能與成本都能夠替代傳統(tǒng)Sn-Pb合金焊錫的釬料，但直到目前仍沒有形成統(tǒng)一的認(rèn)識(shí)，這也使得目前眾多系列的錫基無鉛釬料被應(yīng)用于不同的國家或是不同的電子互聯(lián)與封裝工藝。Sn-Ag-Cu系合金釬焊工藝性能好，并易于得到力學(xué)性能優(yōu)良的焊點(diǎn)，被認(rèn)為是最具發(fā)展前景的無鉛焊料并已經(jīng)得到了廣泛應(yīng)用[1?3]，但是，Sn-Ag-Cu系合金熔點(diǎn)較高且添加的貴金屬 Ag增加了材料成本，使得其應(yīng)用受到了部分限制。Sn-Zn合金是目前研究和應(yīng)用的合金系中與Sn-Pb共晶溫度(183 ℃)最為接近的無鉛焊錫，材料成本低，具有良好的力學(xué)性能和抗遷移性，已經(jīng)得到成功應(yīng)用[4?10]。關(guān)于 Sn-Zn系釬料的特性及應(yīng)用研究已經(jīng)開展了大量工作，尤其是關(guān)于Sn-9Zn、Sn-8Zn-3Bi等共晶或近共晶釬料的報(bào)道較多[4?7]。也有研究表明[8?10]，亞共晶Sn-6.5Zn釬料合金具有更為優(yōu)良的潤濕性和焊點(diǎn)性能。

界面 IMC形態(tài)及生長對(duì)焊點(diǎn)性能具有至關(guān)重要的影響[11?12]。Sn-Zn系合金釬料作為無鉛釬料的一個(gè)重要研究和發(fā)展應(yīng)用方向，分析其界面反應(yīng)及IMC形態(tài)特征對(duì)研究焊點(diǎn)性能具有重要意義。本文作者對(duì)255 ℃時(shí)亞共晶 Sn-6.5Zn釬料/Cu界面元素反應(yīng)及IMC形成與轉(zhuǎn)化進(jìn)行了熱力學(xué)計(jì)算與分析，并分析了焊點(diǎn)界面組織與IMC層形態(tài)特征，以期為多元亞共晶新型Sn-Zn系無鉛釬料開發(fā)提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用釬料利用純度為99.99%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Sn、Zn按質(zhì)量分?jǐn)?shù)比并考慮 Zn燒損配比熔煉。熔煉在ZG?001真空感應(yīng)熔煉爐中進(jìn)行，抽真空后充氬氣保護(hù)，熔煉溫度550~600 ℃，保溫10 min后澆注于預(yù)熱至約150 ℃的不銹鋼模中成型。除利用熔煉過程中的電磁振蕩攪拌作用外，對(duì)澆注的釬料進(jìn)行2次重熔以保證釬料成分均勻。對(duì)所得釬料利用 LAB CENTER XRF?1800掃描型X射線熒光光譜儀進(jìn)行成分檢驗(yàn)，釬料中Zn含量為6.4893%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。

為分析Sn-6.5Zn釬料與Cu基板界面反應(yīng)及IMC的形成特征，依據(jù)GB11364—89《釬料鋪展性及填縫性試驗(yàn)方法》的要求，將(0.2±0.01) g的釬料置于 40 mm×40 mm×3 mm的紫銅板中央并利用市售松香焊錫膏作為釬劑覆蓋釬料，然后在SX?12箱式電爐中進(jìn)行鋪展試驗(yàn)。在本試驗(yàn)條件下，通過試驗(yàn)優(yōu)化設(shè)定鋪展試驗(yàn)工藝參數(shù)為：溫度255 ℃，時(shí)間2~6 min。對(duì)不同保溫時(shí)間條件下的焊點(diǎn)利用線切割由中心剖開，經(jīng)打磨拋光腐蝕后利用TESCAN VegaⅡ LMUSEM掃描顯微鏡(SEM)配 OXFORD ISIS300能譜分析儀(EDS)觀察微觀組織并分析界面區(qū)元素分布。將 255℃、4 min釬料/Cu鋪展焊點(diǎn)依次用400#與800#砂紙水磨至邊緣微露出 Cu基板后，在丙酮中對(duì)試樣進(jìn)行超聲波清洗，采用Rigaku D/max?2500 PC X射線衍射儀(XRD)分析界面物相。

2 結(jié)果與分析

2.1 界面IMC生成熱力學(xué)分析

對(duì)釬料/基板界面元素反應(yīng)及 IMC形成與轉(zhuǎn)化進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算有助于焊點(diǎn)組織與性能分析。本研究將工件及爐腔作為一個(gè)孤立系統(tǒng)，對(duì)釬焊溫度為255 ℃時(shí)液態(tài)釬料與Cu基板間的反應(yīng)進(jìn)行熱力學(xué)分析。

液態(tài)Sn-Zn釬料與Cu基板接觸時(shí)，釬料中的Zn原子與基板中的Cu原子反應(yīng)形成CuZn IMC層[8?9]，反應(yīng)方程式為

反應(yīng)吉布斯自由能可以通過下式計(jì)算：

依據(jù)Richards和Tammann提出的分子體積與原子體積總和之差的對(duì)比值ΔV與Δ間的關(guān)系曲線[13]，推算CuZn IMC ΔrH(298 K)為?16 728 J/mol；根據(jù)Kirchhoff公式計(jì)算溫度T時(shí)的反應(yīng)焓變：

式中：νB表示物質(zhì)B的計(jì)量數(shù)，產(chǎn)物取正值，反應(yīng)物取負(fù)值； cp,m為恒壓摩爾熱容； ΣB(B)為反應(yīng)體系中反應(yīng)物與產(chǎn)物 cp,m的代數(shù)和。

標(biāo)準(zhǔn)狀態(tài)下的反應(yīng)熵變?yōu)榉磻?yīng)體系中反應(yīng)物與產(chǎn)物標(biāo)準(zhǔn)摩爾熵 SmΘ,B的代數(shù)和，即

則任意溫度T時(shí)化學(xué)反應(yīng)的熵變?yōu)?/p>

依據(jù)文獻(xiàn)[14]所提供的金屬間化合物熱力學(xué)性質(zhì)計(jì)算方法，計(jì)算二元金屬間化合物CuZn和Cu5Zn8的摩爾恒壓熱容和標(biāo)準(zhǔn)熵，熱力學(xué)參數(shù)計(jì)算簡化公式為

式中：X為待求熱力學(xué)參數(shù)；m和n分別表示組成化合物兩元素的原子個(gè)數(shù)；λ1和λ2分別為元素對(duì)金屬間化合物熱力學(xué)性質(zhì)的貢獻(xiàn)值[14]。

表1所列為參與反應(yīng)的元素與化合物標(biāo)準(zhǔn)熵(298 K)與摩爾恒壓熱容，其中元素Cu和Zn有關(guān)數(shù)值見文獻(xiàn)[15]，金屬間化合物CuZn和Cu5Zn8的有關(guān)數(shù)值由式(6)計(jì)算得到。

由式(1)~(4)計(jì)算釬焊溫度T為255 ℃(528 K)時(shí)各化學(xué)反應(yīng)的焓變、熵變及反應(yīng)吉布斯自由能，結(jié)果見表2。

表1 298 K恒壓下Cu、Zn 及其金屬間化合物的標(biāo)準(zhǔn)熵與熱容Table 1 Entropies and heat capacities of Cu, Zn and their intermetallic compounds at constant pressure and 298 K

表2 Cu-Zn反應(yīng)焓變、熵變和自由能Table 2 Δ rHΘ, Δ r S Θ and Δ G Θ in reaction of Cu-Zn

反應(yīng)(1)的吉布斯自由能 Δ GΘ＜0，即在 255 ℃(528 K)時(shí)，釬料中的Zn原子與基板中的Cu原子生成CuZn IMC的反應(yīng)能夠自發(fā)進(jìn)行。

在CuZn層靠近釬料側(cè)，IMC Cu5Zn8的形成反應(yīng)有可能為

分別計(jì)算上述反應(yīng)528 K時(shí)的熵變，利用熱力學(xué)方法定性推斷界面處發(fā)生上述反應(yīng)的自發(fā)性及 IMC CuZn存在的穩(wěn)定性，計(jì)算結(jié)果見表3。

表3 Cu5Zn8 IMC 形成反應(yīng)熵變Table 3 Entropy changes in reaction of IMC Cu5Zn8 formation

根據(jù)熱力學(xué)第二定律，孤立系統(tǒng)中的自發(fā)反應(yīng)過程總是向著熵值增大的方向進(jìn)行。由表3計(jì)算結(jié)果，界面中IMC Cu5Zn8不能由Cu和Zn原子直接反應(yīng)生成，其形成過程可以分為兩個(gè)階段：基板與液態(tài)Sn-Zn釬料接觸時(shí)，即形成CuZn IMC層；隨著反應(yīng)的進(jìn)行，基板中的Cu原子持續(xù)越過Cu-Zn化合物層向液態(tài)釬料中擴(kuò)散并與釬料中的Zn原子反應(yīng)，由于Cu原子擴(kuò)散速度快以及反應(yīng)初期界面處 Zn原子含量較高，與液態(tài)釬料接觸的CuZn IMC層與釬料中的Zn原子結(jié)合形成γ-Cu5Zn8晶核并開始生長。有研究表明，Cu原子在液態(tài)Sn基釬料中的擴(kuò)散速度是Zn原子的1 000倍以上[16]，因此可以認(rèn)為，界面處的擴(kuò)散是以 Cu原子向釬料中的擴(kuò)散為主導(dǎo)。Cu原子由基體穿越反應(yīng)層向釬料中的高速擴(kuò)散及其與 Zn原子的反應(yīng)，使得釬料中的 Zn原子難以持續(xù)向 Cu基體中擴(kuò)散，界面靠近Cu基體側(cè)形成的CuZn IMC層被保留，但厚度很小。

2.2 界面微觀分析

圖1所示為Sn-6.5Zn/Cu焊點(diǎn)界面在釬焊溫度為255 ℃、時(shí)間為4 min時(shí)結(jié)合界面的SEM像。其中，圖 1(a)為界面元素?cái)U(kuò)散線掃描分析結(jié)果，圖1(b)為界面組織。圖2所示為界面焊點(diǎn)的XRD譜。

圖1 Sn-6.5Zn/Cu焊點(diǎn)界面的SEM像Fig. 1 SEM of Sn-6.5Zn/Cu joint interface at 255 ℃ for 4 min: (a) Elements diffusion of interface; (b) Microstructure of joint interface

圖2 焊點(diǎn)界面的XRD譜Fig. 2 XRD pattern of joint interface

由Sn-Zn二元相圖可知，Sn-6.5Zn合金組織由初生β-Sn相和共晶組織組成，見圖1(b)。依據(jù)前述熱力學(xué)分析，結(jié)合焊點(diǎn)界面EDS與XRD檢測(cè)分析結(jié)果，并參考Sn-Zn釬料/Cu基板界面反應(yīng)的研究結(jié)果[8?9]，可以確定界面處IMC層包括兩個(gè)組成部分：靠近釬料一側(cè)形成并生長的是 IMC γ-Cu5Zn8；Cu5Zn8層與 Cu基板間為薄的CuZn IMC層。此外，Cu基板中的Cu原子穿過界面反應(yīng)層向釬料的擴(kuò)散過程中，與釬料中的 Zn原子結(jié)合形成顆粒狀的 Cu5Zn8[4]分布于靠近結(jié)合面的釬料基體中。圖 1(a)中觀察到界面處 IMC Cu5Zn8局部呈“筍狀”生長，這表明在該工藝條件下IMC在界面處形成與生長的差異增大，局部的快速生長被認(rèn)為是“筍狀”IMC形成的主要原因[17]。有研究[18]認(rèn)為，IMC的生長激活能會(huì)由于界面具體初始條件的差異而不同，不同的釬焊溫度和保溫時(shí)間對(duì)界面初始狀態(tài)會(huì)產(chǎn)生重要影響。釬焊溫度為255 ℃、保溫時(shí)間為2~6 min時(shí)結(jié)合界面元素?cái)U(kuò)散線掃描分析結(jié)果見圖3。

圖3 255 ℃時(shí)保溫不同時(shí)間Sn-6.5Zn/Cu焊點(diǎn)結(jié)合界面元素?cái)U(kuò)散能譜線掃描分析Fig. 3 Energy spectrum line scanning analysis of element diffusion of Sn-6.5Zn/Cu joint interface at 255 ℃ for different soldering times: (a) 2 min; (b) 3 min; (c) 5 min; (d) 6 min

根據(jù)界面元素分布能譜線掃描結(jié)果可以大致確定基板中的Cu原子向釬料中的擴(kuò)散距離。具體測(cè)量時(shí)，以Cu基板中Zn元素分布的陡降線與Cu元素分布的陡升線的交點(diǎn)(見圖 3(a)中 A點(diǎn))映射到掃描基準(zhǔn)線上的點(diǎn)為測(cè)量起點(diǎn)，根據(jù)釬料中掃描基準(zhǔn)線上Sn、Zn、Cu含量的突變位置確定測(cè)量終止點(diǎn)(見圖3(a)中B點(diǎn)與C點(diǎn))。由圖3可見，釬焊保溫時(shí)間對(duì)基板中Cu原子向釬料中的擴(kuò)散影響并不明顯，不同時(shí)間條件下以Cu原子擴(kuò)散為代表的界面反應(yīng)區(qū)寬度是 25~30 μm(見圖1(a))。根據(jù)元素在界面區(qū)的分布與反應(yīng)特點(diǎn)以及Cu基板中Cu原子向Sn-Zn釬料中的擴(kuò)散/反應(yīng)狀況，結(jié)合前述熱力學(xué)與接頭顯微分析結(jié)果，焊點(diǎn)界面Ⅰ/Ⅱ/Ⅲ不同區(qū)域(見圖3(a))的特點(diǎn)分別如下：

Ⅰ區(qū)：Sn-Zn液態(tài)釬料與基板接觸時(shí)，首先形成的反應(yīng)層為Cu-Zn IMC，這是熔融釬料中的Zn原子優(yōu)先與基板中的 Cu原子結(jié)合的結(jié)果；隨著反應(yīng)的進(jìn)行，基板中的Cu原子越過Cu-Zn化合物層繼續(xù)向釬料中擴(kuò)散，在界面處形成γ-Cu5Zn8的晶核，新相晶核的橫向長大形成了覆蓋于Cu-Zn-Sn層上的Cu5Zn8層，而不同的溫度條件使得縱向長大的晶核形態(tài)上產(chǎn)生了差異。當(dāng)保溫時(shí)間較短時(shí)，Cu5Zn8在橫向連成整體后，局部開始有明顯的縱向生長(見圖 3(a)和(b))，各處化合物的生長不均衡甚至局部長成“筍狀”[17](見圖1(a))；當(dāng)保溫時(shí)間較長時(shí)，Cu5Zn8在整個(gè)接觸面上的生長趨于均衡，同時(shí)，根據(jù)Gibbs-Thomson效應(yīng)，即界面區(qū)IMC層外緣的小晶粒能夠溶解到液態(tài)釬料中，從而促進(jìn)相鄰晶粒進(jìn)一步生長[19]，IMC層逐漸形成典型的“扇貝狀”。圖3所示的EDS線掃描分析結(jié)果也表明，隨保溫時(shí)間的延長，界面中形成的IMC層厚度逐漸增大，而各處化合物的生長呈“扇貝狀”并趨于均衡。

Ⅱ區(qū)：擴(kuò)散/反應(yīng)區(qū)位于釬料中，緊靠界面反應(yīng)層，寬度為15~20 μm。EDS結(jié)果表明，該區(qū)域?yàn)镃u在釬料中的擴(kuò)散與反應(yīng)區(qū)，由Sn-Zn二元相圖可以推斷其組織由富Sn相和共晶組織組成。由于接觸界面處Zn與Cu的大量反應(yīng)，擴(kuò)散/反應(yīng)區(qū)中的Zn原子會(huì)由于濃度差異自發(fā)地向界面處擴(kuò)散，使得該區(qū)域中 Zn元素含量下降；而Zn原子在Sn基釬料中的擴(kuò)散速度遠(yuǎn)小于Cu原子的[16]，距離反應(yīng)層較遠(yuǎn)處的Zn擴(kuò)散過來的速度較慢。穿越反應(yīng)層的 Cu原子在向釬料中擴(kuò)散過程中會(huì)與釬料中的Zn原子結(jié)合，在擴(kuò)散/反應(yīng)區(qū)中形成粒狀 Cu5Zn8[4]混雜于共晶組織中(見圖 1(b))；部分Cu原子穿越該區(qū)域后繼續(xù)向釬料中擴(kuò)散。Cu原子在Sn基釬料中具有極強(qiáng)的擴(kuò)散能力[19]，加之?dāng)U散/反應(yīng)區(qū)中細(xì)小的共晶組織存在大量晶界，而晶界處由于具有較高的能量狀態(tài)和較低的擴(kuò)散激活能，且原子排列結(jié)構(gòu)也較為松散，有利于原子擴(kuò)散并可以作為 Cu原子向釬料中擴(kuò)散的通道[20]。Cu原子在釬料中的快速擴(kuò)散和反應(yīng)，使得不同保溫時(shí)間條件下形成的界面區(qū)域尺寸相差不大。

Ⅲ區(qū)：擴(kuò)散終了區(qū)的寬度通常為2~5 μm，在元素線掃描結(jié)果中主要表現(xiàn)為Sn、Cu、Zn含量的突變。基板中越過Cu-Zn-Sn與Cu5Zn8化合物層以及擴(kuò)散/反應(yīng)區(qū)的 Cu原子會(huì)繼續(xù)向釬料中擴(kuò)散。遠(yuǎn)離界面的釬料中，Zn元素含量逐步增大到常規(guī)數(shù)值，導(dǎo)致與Cu原子反應(yīng)程度增大，增大了 Cu原子在釬料中持續(xù)擴(kuò)散的阻力，所以擴(kuò)散過來的 Cu原子在該區(qū)域集中發(fā)生了與Zn原子結(jié)合成Cu5Zn8化合物的反應(yīng)，造成該區(qū)域在元素分布線掃描結(jié)果中表現(xiàn)為Cu與Zn元素含量相對(duì)升高(見圖3(a)中C處)，而Sn元素相對(duì)含量明顯下降(見圖 3(a)中B處)。由于擴(kuò)散終了區(qū)的集中反應(yīng)，鄰近區(qū)域釬料中的 Zn原子會(huì)向該區(qū)域擴(kuò)散而導(dǎo)致濃度略有下降。

2.3 界面IMC粗糙度分析

基于焊點(diǎn)界面粗糙度對(duì)性能的影響[18,21?22]，本研究參考文獻(xiàn)[18, 23]中對(duì)微連接焊點(diǎn)界面粗糙度評(píng)估方法，對(duì)不同釬焊時(shí)間條件下Sn-6.5Zn釬料/Cu基板界面反應(yīng)形成的IMC進(jìn)行了測(cè)量和計(jì)算。圖4所示為對(duì)界面處IMC粗糙度測(cè)量示意圖。

圖4 釬料/基板界面粗糙度示意圖Fig. 4 Schematic diagram of roughness of solder/substrate interface

測(cè)量時(shí)，根據(jù)界面區(qū)元素分布能譜線掃描圖譜，將Cu基板中Zn元素分布的陡降線與Cu元素分布的陡升線的交點(diǎn)(見圖3(a)中A點(diǎn))映射到掃描基準(zhǔn)線上，參考SEM照片中IMC層與Cu基體的顏色差異，畫出一條通過映射點(diǎn)并與反應(yīng)層平行的直線作為基準(zhǔn)線；再利用 CAD的查面積功能測(cè)量出選定長度區(qū)域內(nèi)IMC層的面積，利用面積除以長度來計(jì)算所選定區(qū)域的IMC層平均厚度，并以該平均厚度線作為粗糙度測(cè)量基準(zhǔn)線(圖4中虛線)；利用CAD的測(cè)距功能，測(cè)量選定區(qū)域的IMC峰值到測(cè)量基準(zhǔn)線間的距離，代入式(9)計(jì)算粗糙度：

式中：Rrms為粗糙度，μm；N為選定區(qū)域測(cè)量點(diǎn)的個(gè)數(shù)；Zi為所測(cè)量選定區(qū)域的IMC峰值到測(cè)量基準(zhǔn)線間的距離，μm。為減小測(cè)量誤差，本研究對(duì)不同工藝條件下界面分別選定3個(gè)區(qū)域，每個(gè)區(qū)域測(cè)量10個(gè)點(diǎn)。經(jīng)測(cè)量和計(jì)算得到釬焊溫度255 ℃、不同保溫時(shí)間時(shí)界面處IMC層平均厚度及粗糙度(見圖5)。

圖5 釬焊時(shí)間對(duì)Sn-6.5Zn/Cu界面區(qū)化合物層平均厚度與粗糙度的影響(255 ℃)Fig. 5 Effect of soldering time on interface roughness and average thickness of IMC of Sn-6.5Zn/Cu (255 ℃)

由圖5可知，Sn-6.5Zn釬料/Cu基板界面IMC層平均厚度隨釬焊時(shí)間延長而增大，界面粗糙度則隨著釬焊時(shí)間的延長，呈現(xiàn)先增大而后降低到一個(gè)均衡值的變化趨勢(shì)。界面IMC層的平均厚度隨釬焊時(shí)間延長而增大是由原子擴(kuò)散決定的，而界面粗糙度的變化趨勢(shì)，也表明界面IMC Cu5Zn8的生長在隨保溫時(shí)間的延長而逐步均衡的同時(shí)，發(fā)生了端部小晶粒向液態(tài)釬料中的溶解，這與Gibbs-Thomson效應(yīng)[18]符合。由圖1和3可觀察到，隨著保溫時(shí)間的延長，界面IMC先是逐步長大并粗化，局部甚至生長為“筍狀”，界面不平整度逐步增大；而后又逐漸演變?yōu)椤吧蓉悹睢被衔飳?，形成較為光滑的界面。目前，關(guān)于釬料/Cu基板界面粗糙度對(duì)焊點(diǎn)性能影響的研究結(jié)果還不夠一致，SHANG和YAO[21]研究認(rèn)為界面IMC層粗糙度增大能顯著抑制裂紋擴(kuò)展，提高焊點(diǎn)的抗疲勞性能；而另有研究表明[18,22]，界面粗糙度增大會(huì)導(dǎo)致焊點(diǎn)長時(shí)間受熱后抗裂紋高速擴(kuò)展能力下降，且不利于釬料對(duì)基板的潤濕與鋪展。Sn-6.5Zn釬料/Cu基板界面粗糙度對(duì)焊點(diǎn)力學(xué)性能的影響仍有待于進(jìn)一步研究。

3 結(jié)論

1) 255 ℃條件下Sn-6.5Zn釬料/Cu基板焊點(diǎn)界面的熱力學(xué)與微觀分析表明，Sn-6.5Zn釬料/Cu焊點(diǎn)界面緊靠Cu基板側(cè)形成CuZn層，CuZn IMC有與釬料中的Zn原子繼續(xù)反應(yīng)生成Cu5Zn8的趨勢(shì)。

2) 隨釬焊時(shí)間的延長，Sn-6.5Zn釬料/Cu基板焊點(diǎn)界面IMC層平均厚度增大，不同釬焊時(shí)間對(duì)界面厚度的影響不大。

3) 界面粗糙度由于不同釬焊時(shí)間 IMC在液態(tài)釬料中生長與溶解的差異，呈現(xiàn)先增大而后降低到一個(gè)均衡值的變化趨勢(shì)。

REFERENCES

[1] RAO B S S C, WENG J, SHEN L, LEE T K, ZENG K Y.Morphology and mechanical properties of intermetallic compounds in SnAgCu solder joints[J]. Microelectronic Engineering, 2010, 87(11): 2416?2422.

[2] ZHANG L, XUE S B, GAO L L, SHENG Z, ZENG G, CHEN Y,YU S L. Properties of SnAgCu/SnAgCuCe soldered joints for electronic packaging[J]. Journal of Materials Science: Materials in Electronics, 2010, 21(6): 635?642.

[3] 趙國際, 張柯柯, 羅 鍵. 快速凝固 Sn2.5Ag0.7Cu釬料中金屬間化合物的形態(tài)及對(duì)焊點(diǎn)性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(10): 2025?2031.ZHAO Guo-ji, ZHANG Ke-ke, LUO Jian. Micro-morphology of intermetallic compounds in rapid solidification Sn2.5Ag0.7Cu solder alloy and its effects on performance of solder joint[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(10):2025?2031.

[4] SUGANUMA K, KIM K S. Sn-Zn low temperature solder[J].Journal of Materials Science: Materials in Electronics, 2007,18(1/3): 121?127.

[5] EL-DALY A A, HAMMAD A E. Elastic properties and thermal behavior of Sn-Zn based lead-free solder alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 505(2): 793?800.

[6] SAAD G, FAWZY A, SHAWKY E. Effect of Ag addition on the creep characteristics of Sn-8.8wt% Zn solder alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 479(1/2): 844?850.

[7] 王 慧, 薛松柏, 陳文學(xué), 馬秀萍. Ga、Al對(duì)Sn-Zn釬料耐蝕及高溫抗氧化性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2009,38(12): 2187?2190.WANG Hui, XUE Song-bai, CHEN Wen-xue, MA Xiu-ping.Effects of Ga and Al additions on corrosion resistance and high-temperature oxidation resistance of Sn-Zn solder[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(12): 2187?2190.

[8] WEI X Q, HUANG H Z, ZHOU L, ZHANG M, LIU X D. On the advantages of using a hypoeutectic Sn-Zn as lead-free solder material[J]. Materials Letters, 2007, 61(3): 655?658.

[9] MAHMUDI R, GERANMAYEH A R, NOORI H, SHAHABI M.Impression creep of hypoeutectic Sn-Zn lead-free solder alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 491(1/2):110?116.

[10] 魏秀琴, 黃惠珍, 周 浪, 張 萌. 亞共晶Sn-Zn系合金無鉛焊料的性能[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2006, 16(12): 1993?1998.WEI Xiu-qin, HUANG Hui-zhen, ZHOU Lang, ZHANG Meng.Properties of Sn-Zn hypoeutectic alloys as lead-free solders[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(12):1993?1998.

[11] HO C E, YANG S C, KAO C R. Interfacial reaction issues for lead-free electronic solders[J]. Journal of Materials Science:Materials in Electronics, 2007, 18(1/3): 155?174.

[12] CHOUBEY A, YU H, OSTERMAN M, PECHT M, YUN F, LI Y H, XU M. Intermetallics characterization of lead-free solder joints under isothermal aging[J]. Journal of Electronic Materials,2008, 37(8): 1130?1138.

[13] 許志宏, 王樂珊. 無機(jī)熱化學(xué)數(shù)據(jù)庫[M]. 北京: 科學(xué)出版社,1987: 141?143.XU Zhi-hong, WANG Le-shan. Thermo-chemical database of inorganic[M]. Beijing: Science Press, 1987: 141?143.

本期“改革開放與舞臺(tái)藝術(shù)”專題聚焦改革開放40年來河南的現(xiàn)代戲創(chuàng)作與演出歷程，刊載的三篇文章，既有研究者對(duì)河南現(xiàn)代戲創(chuàng)作特點(diǎn)的分析及持續(xù)發(fā)展的經(jīng)驗(yàn)總結(jié)，從文化環(huán)境、政策導(dǎo)向、創(chuàng)作觀念等視角解析河南現(xiàn)代戲繁榮的原因；也有導(dǎo)演藝術(shù)家結(jié)合具體作品談創(chuàng)作層面的實(shí)踐過程與現(xiàn)代戲美學(xué)追求，對(duì)河南現(xiàn)代戲從學(xué)術(shù)研究與藝術(shù)創(chuàng)作的角度有較為全面的觀照。他山之石，可以攻玉。以期為福建的現(xiàn)代戲創(chuàng)作，尤其是現(xiàn)實(shí)題材現(xiàn)代戲創(chuàng)作提供借鑒與參照。

[14] 陳 鋒, 楊章遠(yuǎn), 溫 浩, 許志宏. 計(jì)算金屬間化合物熱力學(xué)性質(zhì)的新方法[J]. 物理化學(xué)學(xué)報(bào), 1997, 13(8): 712?715.CHEN Feng, YANG Zhang-yuan, WEN Hao, XU Zhi-hong. A new method to estimate thermodynamic properties of intermetallic compounds[J]. Acta Physico-Chimica Sinaca, 1997,13(8): 712?715.

[15] 林憲杰, 許和允, 殷保華, 吳義芳, 邵 軍. 物理化學(xué)[M]. 北京: 科學(xué)出版社, 2010: 466?477.LIN Xian-jie, XU He-yun, YIN Bao-hua, WU Yi-fang, SHAO Jun. Physical chemistry[M]. Beijing: Science Press, 2010:466?477.

[16] LEE H M, YOON S W, LEE B J. Thermodynamic prediction of interface phases at Cu/solder joints[J]. Journal of Electronic Materials, 1998, 27(11): 1161?1166.

[17] 勞邦盛, 高 蘇, 張啟運(yùn). 固?液金屬界面上金屬間化合物的非平衡生長[J]. 物理化學(xué)學(xué)報(bào), 2001, 17(5): 453?456.LAO Bang-sheng, GAO Su, ZHANG Qi-yun. Nonequilibrium growth of intermetallics at the interface of liquid-solid metal[J].Acta Physico-chimica Sinica, 2001, 17(5): 453?456.

[18] MAYAPPAN R, AHMAD A Z. Effect of Bi addition on the activation energy for the growth of Cu5Zn8intermetallic in the Sn-Zn lead-free solder[J]. Intermetallics, 2010, 18(4): 730?735.

[19] ZURUZI A S, CHIU C H, LAHIRI S K, TU K N. Roughness evolution of Cu6Sn5intermetallic during soldering[J]. Journal of Applied Physics, 1999, 86(9): 4916?4921.

[21] SHANG J K, YAO D. Effect of interface roughness on fatigue crack growth in Sn-Pb solder joints[J]. Journal of Electronic Packaging, 1996, 18(3): 170?173.

[22] ZURUZI A S, CHIU C H, CHEN W T, LAHIRI S K, TU K N.Interdiffusion of high-Sn/high-Pb (SnPb) solders in low-temperature flip chip joints during reflow[J]. Applied Physics Letters, 1999, 75(23): 3635?3637.

[23] YU D Q, WANG L. The growth and roughness evolution of intermetallic compounds of Sn-Ag-Cu/Cu interface during soldering reaction[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2008,458(1/2): 542?547.

Formation mechanism of intermetallic compounds and interface characteristics of joint of Sn-6.5Zn solder/Cu substrate

ZHAO Guo-ji, SHENG Guang-min, DENG Yong-qiang
(College of Materials Science and Engineering, Chongqing University, Chongqing 400044, China)

The interfacial reaction of Sn-Zn solder/Cu substrate soldered at 255 ℃ and the formation and transformation of intermetallic compounds (IMC) were investigated by the thermodynamic calculation and analysis. The interface of the joint produced at 255 ℃ with various soldering times was analyzed by scanning electron microscope (SEM), X-ray energy dispersive spectrometer (EDS) and X-ray diffraction (XRD). The results show that CuZn IMC forms preferentially within the Cu substrate. The Cu5Zn8IMC forms by the reaction of CuZn with Zn atoms diffused from the solder. The effect of the soldering time on the interface thickness at the same soldering temperature is slight. With prolonging soldering time, the interface thickness between Sn-6.5Zn solder and Cu substrate increases, and the interface roughness reaches obviously a maximum value, and then decreases to a stable value, which is due to the non-uniform growth and dissolution of dendrite in liquid solder.

Sn-6.5Zn solder; interface; intermetallic compound; thermodynamics; roughness

TG454

A

1004-0609(2012)02-0434-07

重慶市自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(CSTC 2007BB4111)；重慶大學(xué)大型儀器設(shè)備開放基金資助項(xiàng)目(2010063010)

2011-03-07；

2011-07-20

盛光敏，教授，博士；電話：15923026226；E-mail: msheng@cqu.edu.cn

(編輯 李艷紅)