金層和銀層銦基焊料釬焊界面組織性能研究

楊東升，張 悅，田艷紅，葉育紅

（1.中國電子科技集團(tuán)公司第55研究所，南京 210016；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001）

金層和銀層銦基焊料釬焊界面組織性能研究

楊東升1，張 悅2，田艷紅2，葉育紅1

（1.中國電子科技集團(tuán)公司第55研究所，南京 210016；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001）

對(duì)In40Pb60的銦基近共晶釬料釬焊金屬基板釬焊界面（即Cu/Ni/Au/InPb/Ag/Ni/Al結(jié)構(gòu)）進(jìn)行研究。分析釬焊界面焊點(diǎn)處顯微結(jié)構(gòu)及各層成分及厚度，對(duì)釬焊焊點(diǎn)進(jìn)行高溫老化，利用SEM對(duì)焊點(diǎn)釬料成分與界面形成的金屬間化合物進(jìn)行檢測(cè)，并進(jìn)行剪切力學(xué)性能測(cè)試。結(jié)果表明，短時(shí)間的老化后焊點(diǎn)AuIn2和AgIn2金屬間化合物的生成使得焊點(diǎn)力學(xué)性能有一定提高，但I(xiàn)MC層不宜過厚，厚度過大焊點(diǎn)的剪切性能會(huì)隨老化的推進(jìn)略有下降，應(yīng)該控制脆性物質(zhì)的生成使得焊點(diǎn)力學(xué)性能達(dá)到最高。

In基焊料；金屬間化合物；剪切性能；可靠性

1 引言

航天及軍用電子器件對(duì)可靠性有更高的要求，電子器件內(nèi)部焊點(diǎn)的可靠性至關(guān)重要[1]。由于軟釬焊的諸多優(yōu)點(diǎn)，以Sn基合金（如Sn-Pb、Sn-Ag-Cu等）為代表的軟釬料廣泛應(yīng)用在電子產(chǎn)品的焊接中。在軟釬焊過程中，為了保證電子產(chǎn)品引出端的可焊性，往往在電極或焊盤表面鍍金（Au）層。而Au鍍層會(huì)快速溶解到高溫熔融Sn基釬料的內(nèi)部，與Sn反應(yīng)生成粗大的Au-Sn金屬間化合物層(如AuSn4)，影響了焊點(diǎn)的可靠性。與此同時(shí)，隨著電極或焊盤表面金層的完全溶解，固液相中快速的Au-Sn反應(yīng)會(huì)降低焊點(diǎn)的機(jī)械強(qiáng)度并使釬焊工藝的設(shè)計(jì)變得復(fù)雜和困難。

In-Pb釬料由于比Sn-Pb合金釬料有著更好的抗疲勞性能，近年來被廣泛應(yīng)用于軍事及航天領(lǐng)域[2]。與Sn基釬料相比，In-Pb合金釬料溶解金層的速度要比Sn基釬料慢得多，因此很好地減緩了對(duì)金層的腐蝕效應(yīng)[3]。從In-Pb的二元合金相圖中可以看出，In-Pb二元體系除了在In含量為54wt.%～78wt.%的區(qū)間形成游離的α相外，一般均以固溶體形式存在。

電極或焊盤表面的Au鍍層在In-Pb釬料中的溶解度遠(yuǎn)小于在SnPb等Sn基釬料中的溶解度，生成的AuIn2層厚度遠(yuǎn)小于Sn基釬料中AuSn4的厚度[4]。且較之AuSn4相，AuIn2相理論上具有良好的延展性，但該金屬化合物的生成與生長對(duì)焊點(diǎn)抗拉強(qiáng)度的影響缺乏系統(tǒng)的研究。

本文利用In40Pb60的銦基近共晶釬料與兩種鍍層表面（一側(cè)為Cu電鍍Ni/Au，另一側(cè)為Al電鍍Ni/Ag）的焊點(diǎn)，觀察焊點(diǎn)界面組織，并進(jìn)行高溫老化試驗(yàn)，分析老化過程中焊點(diǎn)組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的變化，考察界面成分及結(jié)構(gòu)演變對(duì)力學(xué)性能的影響。

2 實(shí)驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

本研究選用尺寸為4.3 mm×2.2 mm的In40Pb60近共晶釬料釬焊焊點(diǎn)，鍍層界面一側(cè)為Cu電鍍Ni/Au，鍍層厚度Ni為3～5 μm，Au為2～3 μm；另一側(cè)為Al電鍍Ni/Ag，鍍層厚度Ni為3～5μm，Ag為1～2μm。焊點(diǎn)采用SST3130型真空熱板式回流爐進(jìn)行焊接。焊接條件為：預(yù)熱溫度150℃，預(yù)熱時(shí)間90 s，溫升速率2～3℃/s，回流溫度240℃，保溫40 s，氮?dú)饨禍?，降溫速率約5℃/s。In40Pb60釬料為50 μm厚的焊片形式，焊接后因潤濕流淌釬焊層厚度約為30～40 μm。

圖1 In40Pb60近共晶釬料釬焊金屬基板釬焊界面結(jié)構(gòu)

釬料焊點(diǎn)焊后進(jìn)行組織觀察和高溫老化組織生長變化分析，高溫老化使用恒溫干燥箱在150℃條件下老化1天、4天、9天、16天及25天。老化后焊點(diǎn)截面進(jìn)行釬料成分及界面金屬間化合物SEM及EDX分析，觀察界面金屬間化合物隨老化的進(jìn)行形貌及界面金屬間化合物層厚度的變化，結(jié)合焊點(diǎn)的剪切力學(xué)數(shù)據(jù)，分析高溫老化對(duì)焊點(diǎn)可靠性的影響。

3 試驗(yàn)結(jié)果分析

3.1 In40Pb60老化焊點(diǎn)力學(xué)性能分析

In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)是將Cu電鍍Ni/Au和Al電鍍Ni/Ag的金屬基板連接在一起，所以影響其強(qiáng)度的因素應(yīng)該從釬料、Cu/Ni/IMC/InPb近共晶釬料界面及Al/Ni/IMC/InPb近共晶釬料界面來考慮。表1為In40Pb60近共晶焊點(diǎn)未老化和在150℃下老化1天、4天、9天、16天和25天后的剪切強(qiáng)度值，圖2為其剪切強(qiáng)度隨老化時(shí)間的變化趨勢(shì)曲線。

表1 In40Pb60焊點(diǎn)剪切強(qiáng)度隨老化時(shí)間變化

可見老化1天的試樣抗剪切強(qiáng)度有較大的上升，由老化前的25.79 MPa上升到35.92 MPa。之后，老化到第4天時(shí)，剪切強(qiáng)度下降到22.84 MPa，這時(shí)的抗剪切強(qiáng)度已經(jīng)低于沒有老化的試樣，繼續(xù)老化試樣的剪切強(qiáng)度繼續(xù)下降。在老化第25天時(shí)，試樣的剪切強(qiáng)度下降到16.58 MPa，這已經(jīng)明顯低于沒有老化的剪切強(qiáng)度了。試樣的結(jié)果說明老化對(duì)于In40Pb60近共晶釬料釬焊焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度影響十分顯著。

圖2 In40Pb60焊點(diǎn)剪切強(qiáng)度隨老化時(shí)間的變化

對(duì)剪切試樣的斷口組織進(jìn)行SEM觀察及EDX能譜分析。根據(jù)圖3及測(cè)試結(jié)果表2，老化前4天的剪切斷口界面的大部分都是在釬料處，這部分的EDX測(cè)試結(jié)果為83.42 at.%In-2.84 at.%Ni-13.74 at.%Au。界面處由于Au鍍層的存在會(huì)生成Au-In金屬間化合物，斷口處可見大部分是在釬料及Cu/Ni/IMC一側(cè)斷裂的，金屬間化合物為AuIn2和AuIn。雖然大部分?jǐn)嗔盐恢迷阝F料和AuIn2以及AuIn化合物處，但也存在一些較深的斷裂部位，這一部分存在于另一側(cè)的界面Al/Ni/IMC，金屬間化合物為Ag-In金屬間化合物Ag3In及AgIn2。對(duì)于老化9～25天的試樣，發(fā)現(xiàn)剪切斷口的成分有了較明顯的變化，對(duì)其斷口進(jìn)行EDX分析，見圖4及表3，發(fā)現(xiàn)存在了大量的Au-In金屬間化合物和Ag-In金屬間化合物，說明老化時(shí)間延長使得界面的金屬間化合物長大并且界面化合物層變厚，IMC的變化嚴(yán)重影響了焊點(diǎn)強(qiáng)度的變化。剪切斷口成分中界面成分的增加說明界面IMC的強(qiáng)度性能變差，并低于釬料的強(qiáng)度。

圖3 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)Cu/Ni/Au/InPb一側(cè)斷口SEM照片

表2 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)Cu/Ni/Au/InPb一側(cè)斷口EDX分析

圖4 In40Pb60近共晶焊點(diǎn)Al/Ni/Ag/InPb一側(cè)剪切斷口SEM照片

表3 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)Al/Ni/Ag/InPb一側(cè)斷口EDX分析

3.2 In40Pb60焊料的Al電鍍Ni/Ag界面老化組織分析

Al電鍍Ni/Ag與In40Pb60近共晶釬料界面見圖5。從SEM圖片匯總可以明顯看到，老化前和150℃老化1天和4天的Ni/Ag/InPb界面中，能觀察出界線清晰的兩種化合物層，老化9天、16天和25天的焊點(diǎn)Ni/Ag/InPb界面處則只能觀察到一層金屬間化合物；發(fā)現(xiàn)在沒有開始老化時(shí)，界面的Ag層就已經(jīng)消失，界面的Ag和釬料中的In在Ni鍍層和In40Pb60近共晶釬料之間生成Ag-In金屬間化合物層，Ag-In化合物層隨老化逐漸變厚。

結(jié)合EDX測(cè)試結(jié)果及Ag-In二元相圖，對(duì)于沒有進(jìn)行老化的試樣，如圖6所示的Ag-In生成的兩層金屬間化合物，靠近鍍層基板一側(cè)的相原子百分比為68.60at.%In-31.40at.%Ag，靠近In40Pb60近共晶釬料一側(cè)的相原子百分比為31.67at.%In-68.33at.%Ag。兩種金屬間化合物為Ag3In和AgIn2。

圖5 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)Al電鍍Ni/Ag界面隨老化變化情況

圖6 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)老化前（0天）Al/Ni/Ag/InPb界面SEM照片

隨著老化的進(jìn)行，Ag和In相互擴(kuò)散，由釬焊后界面生成的Ag3In相和AgIn2相共同組成的金屬間化合物層逐漸全部轉(zhuǎn)化為AgIn2相金屬間化合物層。AgIn2化合物具有四方晶系的晶格結(jié)構(gòu)，化學(xué)性質(zhì)相對(duì)穩(wěn)定，并且可以起到類似鋁合金表面Al2O3的作用，對(duì)In40Pb60近共晶釬料起到一定的保護(hù)作用。但AgIn2相是脆性相。當(dāng)界面處的AgIn2化合物層較厚時(shí)，In40Pb60近共晶釬料延展性好的優(yōu)點(diǎn)就不能得到充分體現(xiàn)，釋放熱應(yīng)力的能力也受到了限制。同時(shí)，由于化合物AgIn2為脆性相，器件中有熱量釋放時(shí)會(huì)產(chǎn)生熱膨脹，當(dāng)封裝材料等與AgIn2熱膨脹系數(shù)相差較大時(shí)容易產(chǎn)生應(yīng)力，嚴(yán)重時(shí)會(huì)導(dǎo)致封裝體破裂，嚴(yán)重影響器件的穩(wěn)定性。

老化過程中，整個(gè)反應(yīng)過程均在固相內(nèi)完成，所以采用體擴(kuò)散控制模型分析生長過程。界面金屬間化合物在等溫存儲(chǔ)過程中的生長，基于Wagner方程的Dybkov方程組，可用以下經(jīng)驗(yàn)方程來描述，擬合后求出AgIn2的生長速率常數(shù)：

式中X為老化時(shí)間下IMC層厚度 (μm)，X0為老化前IMC層厚度 (μm)，D為IMC生長速率常數(shù)(μm2/h)，t為老化保溫時(shí)間(μm2/h)。

表4 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)Al/Ni/Ag/InPb界面IMC厚度隨老化變化情況

3.3 In40Pb60焊料的Cu電鍍Ni/Au界面老化組織分析

對(duì)Cu電鍍Ni/Au與In40Pb60近共晶釬料界面進(jìn)行觀察，如圖7所示，沒有老化的焊點(diǎn)Cu電鍍Ni/Au基板一側(cè)界面，只生成薄薄的金屬間化合物層，但其內(nèi)部結(jié)構(gòu)可以明顯看出界線分明的3層金屬間化合物。由圖8及表5，能譜發(fā)現(xiàn)界面處生成的3層金屬間化合物均為Au-In化合物。3種相的原子百分比依次為：靠近Cu基板一側(cè)33.55%In-60.66%Au-5.79%Cu，中間一層40.66%In-59.34%Au，釬料一側(cè)59.30% In-40.70%Au。所以界面處的3種相依次為Au2In、AuIn和AuIn2。在老化1天后，就可以看到界面的金屬間化合物層有非常顯著的長大變厚情況，由于靠近Au鍍層一側(cè)Au含量較高，靠近In40Pb60近共晶釬料一側(cè)In的含量也較高，所以Au2In和AuIn2兩種相的生長比較顯著，兩相之間的AuIn相生長并不太顯著。隨著老化的進(jìn)行，Au2In相繼續(xù)生長并使得界面處的Au鍍層完全溶解耗盡，AuIn2相繼續(xù)向釬料內(nèi)部生長，AuIn相也逐漸變厚。

圖7 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)Cu電鍍Ni/Au界面隨老化時(shí)間變化情況

圖8 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)老化4天Cu/Ni/Au/InPb界面SEM照片

表5 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)老化4天Cu/Ni/Au/InPb界面能譜分析

在老化0～9天(0～216 h)的過程中，對(duì)Au-In的界面IMC總厚度進(jìn)行擬合，IMC厚度同樣和t1/2有很好的線性擬合關(guān)系，擬合出界面IMC的生長速率常數(shù)：

表6 In40Pb60近共晶釬料焊點(diǎn)Cu/Ni/Au/InPb界面IMC厚度隨老化變化情況

4 結(jié)論

（1）In40Pb60近共晶釬料釬焊Cu電鍍Ni/Au和Al電鍍Ni/Ag的金屬基板焊點(diǎn)，老化條件下老化1天抗剪切強(qiáng)度達(dá)到最高，隨后隨著老化的進(jìn)行抗剪性能持續(xù)下降。老化0～4天剪切斷裂主要在釬料內(nèi)部及基板兩側(cè)的金屬間化合物處，主要為AuIn2和AuIn及另一側(cè)的AgIn2處，界面金屬間化合物的過分生長造成剪切性能下降。

（2）Cu電鍍Ni/Au的InPb近共晶釬料焊點(diǎn)，界面主要生成In-Au金屬間化合物Au2In、AuIn和AuIn2，在老化過程中逐漸長大，生成的AuIn2化合物向釬料中溶解，使焊點(diǎn)的剪切性能下降。

（3）Al/Ni/Ag的InPb近共晶釬料焊點(diǎn)，界面主要生成In-Ag金屬間化合物Ag3In和AgIn2，隨著老化的進(jìn)行Ag3In向脆性相AgIn2轉(zhuǎn)變，使得InPb近共晶焊點(diǎn)的抗剪性能下降。

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Study of Microstructural Properties of In-based Solder Joints Interface

YANG Dongsheng1,ZHANG Yue2,TIAN Yanhong2,YE Yuhong1

（1.China Electronics Technology Group Corporation No.55Research Institute,Nanjing210016,China；2.Harbin Institute of Technology,Harbin150001,China）

InPb solders joints interface（Cu/Ni/Au/InPb/Ag/Ni/Al）is briefly analyzed in the paper.The solders microstructure and thickness of composition are analyzed.The solder joints are isothermal aged at high temperature.After aging is the shear mechanics performance test,then the microstructures of the solder joints in the solder joints are observed using SEM.Result shows that after aging for a short period of time,the shear strength of the two kinds of solder joints increases due to the generation of AuIn2and AgIn2.When the IMCs are too thick,shear strength decreases along with the aging test.The formation of the interface intermetallic should be controlled to improve the shear strength of the InPb solder joints.

In-based solder;intermetallic compound;shear strength;reliability

TN305.94

A

1681-1070（2017）04-0012-04

楊東升（1985—），男，工學(xué)碩士，主要從事微電子焊接的研究工作。

2016-11-30