In基釬料低溫釬焊界面組織與性能研究

宋 洋,崔洪波,劉 波

(中國電子科技集團公司第五十五研究所,江蘇 南京 210001)

在航天及軍用電子組件組裝與封裝領(lǐng)域,具有高可靠的內(nèi)部焊點至關(guān)重要。由于軍用微波電子元件具有高度定制的特點,裝配工藝比較復(fù)雜,往往需要多道焊接工序配合完成。而軟釬焊釬料一般需要在液相線以上15～20℃完成焊接,這決定了軍用微波組件需要開發(fā)不同溫度梯度的釬料完成裝配,即需要在目前應(yīng)用最廣泛的錫鉛釬料完成焊接后,在140～160℃范圍內(nèi)應(yīng)用低溫釬料進行后道的元件裝配。

在140～160℃溫度區(qū)間內(nèi),常見釬料有In基釬料和Bi基釬料。由于軍用電子器件服役環(huán)境通常比較惡劣,需要經(jīng)歷多次熱循環(huán)沖擊,因此應(yīng)用于電子封裝和組裝的軟釬焊釬料通常需要受到低周疲勞作用和較高的應(yīng)力作用。Bi基釬料具有較高的抗拉強度,但是幾乎不能發(fā)生塑性變形,脆性大,且抗蠕變性能很差,難以滿足高可靠軍品環(huán)境下的使用要求。與之相比,In基釬料因具有更好的延展性而具有優(yōu)良的抗疲勞能力和蠕變抗力[1],且其熔點在140℃左右,從裝配角度來說可以滿足軍用復(fù)雜組件分步焊接的需求。

而與傳統(tǒng)錫鉛釬料相比,In基釬料也具有特有優(yōu)勢。錫鉛釬料釬焊時Au元素的溶解會使焊接界面生成AuSn4脆性相金屬間化合物,容易導(dǎo)致焊點長期可靠性下降,是業(yè)界普遍公認的難題[2-8]。為此,軍用高可靠微波組件裝聯(lián)工藝要求 “見金必搪錫”,即對于器件焊端、引線端子等鍍金表面必須經(jīng)1～2次搪錫去金才可進行正常釬焊[9-10]。相比之下,In基釬料對金層溶解速度要小得多,從而生成的金屬間化合物厚度也相應(yīng)減小,而且生成化合物的延展性也大大高于Au-Sn體系,有利于避免焊點早期脆性斷裂。因此對Au-In體系的金屬間化合物的特性和規(guī)律研究至關(guān)重要。

一般來說,在低溫140～160℃范圍內(nèi)Au-In體系中可能存在AuIn和AuIn2兩種金屬間化合物[11]。王鐵兵等[11]研究表明,AuIn和AuIn2兩種金屬間化合物性質(zhì)穩(wěn)定,經(jīng)過15年高溫老化實驗無分解跡象。因此,金屬間化合物的特點決定了Au-In體系具備長期穩(wěn)定的高可靠性應(yīng)用基礎(chǔ)。

從工程應(yīng)用角度來講,在業(yè)內(nèi)常見低溫In基釬料中,InAg共晶釬料在LED光模塊等領(lǐng)域已得到一定應(yīng)用,但其在軍用環(huán)境下應(yīng)用的主要瓶頸是強度低[12],幾乎不能滿足相關(guān)國軍標要求[13]。而在軍用混合電路封裝中,低溫In基釬料由于具有釬焊溫度低、抗疲勞性能優(yōu)良等特性,在后道芯片焊接、溫度敏感器件焊接中具有應(yīng)用價值。另外,因其不需要搪錫去金,在導(dǎo)線和鍍金引線端子的焊接中也存在潛在優(yōu)勢。因此,本文對InSnPb Au和InSnPb兩種新型In基釬料顯微組織和力學(xué)性能進行研究,深入分析Au元素對InSnPb系釬料焊接的影響,并根據(jù)環(huán)境實驗研究組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的變化,對于該釬料體系在軍用混合電路組件級封裝中的應(yīng)用形成指導(dǎo)。

1 實驗

1.1 實驗材料

本文選用尺寸為2.5 mm×1.6 mm×0.2 mm的片狀鍍金載體為實驗對象,將其焊接至鍍金襯板,載體和襯板均為Cu,載體與釬料界面一側(cè)鍍層為Ni層1.3～5μm,Au層2～3μm,襯板與釬料界面一側(cè)鍍層為Ni層1.3～5μm,Au層0.3～1.3μm。實驗所用兩種釬料成分如表1所示(本文以下均分別稱為InSnPb和InSnPb Au)。

表1 InSnPb Au和InSnPb釬料成分Tab.1 Solder composition of InSnPb Au and InSnPb

1.2 實驗方法

釬料熱分析測試采用NETZSCH STA449F3A型熱分析儀,測試釬料的DSC曲線,以確定合理焊接溫度。加熱區(qū)間為25～160℃,加熱速度為15℃/min,測定2次,加熱時采用N2氣氛保護,參照材料為氧化鋁粉。

釬焊采用SST5100內(nèi)腔式真空加熱爐進行焊接,焊接條件為:100℃預(yù)熱5 min,升溫速率2～3℃/min,回流溫度150℃,保溫30 s,降溫速率3～5℃/s,氮氣環(huán)境下降溫。

高溫老化實驗條件根據(jù)GJB 360B-2009方法108[14],實驗溫度(100±3)℃,時間240 h。

溫度循環(huán)實驗條件根據(jù)GJB 548B-2005方法1010.1[13],溫度循環(huán)范圍為-55～+100℃,溫度變化速率為10℃/min,極限溫度保持15 min,共進行100次循環(huán)。

觀察金相樣品,采用SEM及EDS對釬焊后和高溫老化實驗后的樣品進行界面金屬間化合物厚度及成分分析;采用剪切拉力測試儀對焊接及高溫老化、溫度循環(huán)后樣品進行剪切力強度測試,并用統(tǒng)計學(xué)原理分析數(shù)據(jù),分析焊點強度變化規(guī)律。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱分析

在室溫到160℃范圍內(nèi)升溫降溫2次分別測定InSnPb和InSnPb Au釬料的DSC曲線,如圖1和圖2所示。DSC曲線表明,在熔點以下該釬料體系不存在任何熱效應(yīng)(吸熱放熱峰),即無其他相變反應(yīng)。InSnPb液相線溫度約為136℃,InSnPbAu液相線溫度約為134℃,Au的存在降低了該體系的熔點。這是由于Au在該釬料體系中基本不具有固溶度,少量Au原子傾向于分布在晶界、亞晶界等位置,以減少表面能,這種成分偏聚效應(yīng)破壞了界面位置一部分分子的分子結(jié)構(gòu),從而使熔點降低。

圖1 InSnPb的DSC曲線Fig.1 DSC curve for InSnPb

圖2 InSnPb Au的DSC曲線Fig.2 DSC curve for InSnPb Au

2.2 界面組織分析

圖3和圖4分別為焊接后襯板(薄金)一側(cè)和載體(厚金)一側(cè)的界面組織形貌,兩種釬料焊接界面組成比較一致,界面層主要由未反應(yīng)的Au層和Au層內(nèi)側(cè)反應(yīng)生成的顆粒狀金屬間化合物AuIn2組成。圖3襯板一側(cè)金層較薄,AuIn2的厚度不足1μm,且呈點狀分布,不夠致密。而圖4中載體一側(cè)均已生成非常均勻致密的IMC層,但InSnPb焊接界面IMC層較InSnPbAu明顯更厚。

關(guān)于該釬料體系金屬間化合物層在焊接過程中的形成機理,可作如下解釋。由于Pb在該焊接溫度通常為穩(wěn)定相,因此IMC的形成主要為Au/In/Sn體系發(fā)生相互擴散結(jié)合的過程。根據(jù)Au-In相圖和Au-Sn相圖,Au在In和Sn中的固溶度很低(小于原子分數(shù)2%),在該焊接溫度下不能生成Au/Sn體系金屬間化合物及相關(guān)固溶體,只有AuIn2金屬間化合物在該焊接溫度下會由Au原子和In原子相互擴散形成,而由EDS成分分析(表2)可知,界面化合物原子分數(shù)為29.38%Au-70.62%In,因此該焊接體系形成的IMC為AuIn2。

圖3 襯板/釬料一側(cè)界面形貌。(a)InSnPb;(b)InSnPbAuFig.3 Interface morphology of cleading/solder.(a)InSnPb;(b)InSnPb Au

表2 釬焊界面成分分析Tab.2 Component analysis of joint interface

觀察圖3界面IMC及金層分布,釬料熔融后In從合金中析出,與母材外側(cè)Au鍍層反應(yīng)形成AuIn2金屬間化合物,理論上由于In元素的化學(xué)特性,應(yīng)伴隨一定氧化,而本文中釬焊界面并未發(fā)生氧化。說明Au層沒有被IMC層生長而完全 “吃掉”時,這對于焊接過程中界面的抗氧化及充分潤濕鋪展是有利的。另外,理論上當焊接溫度提高時也有助于IMC的生長,但有IMC晶粒粗化導(dǎo)致脆化的風(fēng)險,因此不建議提高溫度進行焊接。

圖4 載體/釬料一側(cè)界面形貌。(a)InSnPb;(b)InSnPb AuFig.4 Interface morphology of carrier/solder.(a)InSnPb;(b)InSnPbAu

IMC層厚度的生長速度與擴散原子濃度有關(guān),一般可用Fick定律進行描述,即單位面積下的原子擴散質(zhì)量dm可由式(1)確定。

式中:D是擴散系數(shù),與溫度有關(guān);dc/dx是擴散原子濃度梯度;dt是擴散時間。

兩種釬料界面對比時,載體一側(cè)相對襯板一側(cè)IMC層更加致密,說明Au濃度增大時,會首先更容易沿界面橫向生長使之致密化。由擴散理論,釬料熔解時,會促進擴散作用,此時Au含量較高,由于濃度梯度大可以發(fā)生快速原子擴散從而生成致密IMC層,因此可以迅速致密化。但載體一側(cè)兩種釬料焊接后IMC厚度差距較大,說明IMC繼續(xù)縱向增厚時的生長動力主要由原子濃度勢差控制。與InSnPb相比,InSnPb Au含有的Au降低了濃度梯度勢差,降低了該體系的擴散系數(shù),阻礙了Au原子向焊點內(nèi)部擴散運動,且擴散動力不足以再完成界面向內(nèi)側(cè)的移動生長,因此在時間較短情況完成焊接時其IMC較InSnPb更薄,這一現(xiàn)象在Au元素濃度更高的區(qū)域(載體一側(cè))非常明顯。

經(jīng)過高溫老化實驗后,兩種釬料焊接襯板一側(cè)界面形貌如圖5所示?？梢钥吹?此時反應(yīng)后的剩余Au層變薄,參與反應(yīng)的Au原子數(shù)量增加,IMC層更加致密。金屬間化合物(IMC)層不僅在固態(tài)金屬和熔融金屬之間形成,而且也可以在固體金屬狀態(tài)下繼續(xù)生成。在一定的高溫環(huán)境下,已生成的IMC層會繼續(xù)與未反應(yīng)的基體金屬原子相互擴散,使IMC層繼續(xù)向母材一側(cè)推移,只是由于固態(tài)擴散與液態(tài)擴散下原子擴散速度的顯著差異,該過程速度相對于熔融狀態(tài)下的液態(tài)反應(yīng)過程會緩慢很多。一般來說,致密且厚度適中的IMC對焊點的保護作用最強。而由于AuIn2相對于Au-Sn體系金屬間化合物具有較好的延展性,可以認為與Au-Sn體系中IMC過度生長導(dǎo)致脆性增大不同,本文焊接體系中IMC的繼續(xù)生長對于整個釬焊結(jié)構(gòu)是有利的,最終IMC厚度主要取決于母材Au鍍層厚度。即可認為Au鍍層在一定范圍內(nèi)增加時可以提高原子擴散速度進而提高IMC厚度,從而提高焊接強度。又因為該體系IMC相對Au-Sn體系具有更好的延展性,因此厚金時(2～3μm)應(yīng)不會產(chǎn)生脆化現(xiàn)象。此外,兩者相比,由于擴散速率的差異,InSnPb釬焊界面IMC生長速率依然大于InSnPbAu,剩余Au層厚度也更低。

2.3 焊點力學(xué)性能分析

InSnPb和InSnPb Au焊接后的剪切力測試結(jié)果如圖6和表3所示。兩種釬料所有實驗樣品焊接后剪切強度均遠高于GJB 548B[13]中方法2019.2所規(guī)定芯片剪切強度標準,即滿足軍用標準。與In Ag共晶釬料[12]相比,其剪切強度高出4倍以上,使用可靠性更高。InSnPb剪切強度整體上略高于InSnPb Au,是因為InSnPb載體一側(cè)的IMC厚度雖然遠大于InSnPb Au,但當焊接整體結(jié)構(gòu)受到切應(yīng)力作用時,失效點取決于界面結(jié)合力最薄弱的位置,在本文釬料體系中,即為襯板一側(cè)IMC層仍不夠致密的位置,因此,InSnPb的剪切強度沒有明顯大于InSnPb Au。

經(jīng)100℃,240 h高溫老化實驗后,InSnPb和InSnPb Au焊點強度均有小幅提升。這主要是因為經(jīng)長時間高溫環(huán)境后,由固相擴散控制的金屬間化合物AuIn2致密化程度進一步增加,切應(yīng)力薄弱位置襯板一側(cè)的IMC層橫向致密,導(dǎo)致剪切強度的提升?？梢灶A(yù)見,在該溫度下繼續(xù)延長高溫老化時間,界面IMC層將繼續(xù)致密化,隨后沿垂直界面方向向內(nèi)生長直至界面處的Au元素完全耗盡,其剪切強度會隨著IMC的致密化和厚度增加繼續(xù)得到一定提升。

圖5 經(jīng)100℃,240 h高溫老化實驗后襯板/釬料一側(cè)界面形貌。(a)InSnPb;(b)InSnPbAuFig.5 Interface morphology of cleading/solder after aging test of 100℃,240 h.(a)InSnPb;(b)InSnPb Au

圖6 InSnPb和InSnPbAu釬焊體系分別在室溫、高溫老化后、溫度循環(huán)后剪切強度對比Fig.6 Shear strength of InSnPb and InSnPb Au at roon temperature,aging and temperature cycling

而經(jīng)-55～+100℃,100次溫度循環(huán)后,InSnPb和InSnPb Au焊點強度均有較大幅度下降,多次溫度循環(huán)使焊接界面經(jīng)歷反復(fù)膨脹收縮的過程,由于IMC層與釬料和母材的熱膨脹系數(shù)(CTE)差別較大,熱循環(huán)引起的循環(huán)應(yīng)變?nèi)菀自诮缑嬷饾u積累而形成應(yīng)力集中,又缺少應(yīng)力釋放途徑,釬焊樣品在多次溫度循環(huán)過程中持續(xù)發(fā)生熱機械疲勞行為,即應(yīng)力-應(yīng)變低周疲勞,最終兩種釬料的剪切強度出現(xiàn)了較大幅度下降,下降幅度約為21%。

表3 InSnPb和InSnPb Au分別在室溫下、高溫老化后、溫度循環(huán)后的剪切強度Tab.3 Shear strength of InSnPb and InSnPb Au at roon temperature,aging and temperature cycling

圖7為InSnPb和InSnPbAu兩種釬料剪切試樣斷口SEM形貌,表4為相應(yīng)EDS成分分析。斷裂位置主要位于釬料內(nèi)部,從圖7中 “B”“D”所示位置可以證實。夾雜少部分生長較厚的IMC,如圖7中 “A”“C”位置所示。從宏觀特征來講,斷裂位置大量發(fā)生于釬料處對于整體焊接結(jié)構(gòu)的服役性能是有利的,由于In基釬料的彈性模量和屈服強度遠低于其金屬間化合物(IMC),而塑性特征遠高于IMC,本文中釬料焊接體系所表現(xiàn)出的宏觀斷裂特征有利于材料發(fā)生塑性變形,可以降低高可靠軍工產(chǎn)品在-55～+100℃(GJB 360B-2009)環(huán)境下溫度循環(huán)發(fā)生低溫冷脆或熱應(yīng)力集中引起失效的風(fēng)險。兩種釬料相比,從微觀特征來講,如圖7(a)和(b)所示,InSnPb釬料處(“B”所示位置)斷裂形貌無明顯解理斷裂特征,呈近等軸狀,而且分布有局部滑移帶等韌性斷裂特征,由表4的成分分析表明除少量Au外,斷裂位置的In、Sn、Pb成分與釬料非常接近。與之相比,InSnPbAu釬料處(“D”所示位置)出現(xiàn)部分河流花樣特征,釬料中添加Au元素后,由于Au元素在In、Sn、Pb中的固溶度僅為0.2%(原子分數(shù))左右,室溫下Au在釬料中只能以游離態(tài)分布于原始晶粒晶界處,成為一種熱力學(xué)的不穩(wěn)定狀態(tài),在剪切作用下容易成為初始裂紋萌生位置而產(chǎn)生某些脆性斷裂的特征。

EDS分析表明,IMC處(“A”“C”所示位置)主要為AuIn2相,少量Ni的分布則表明在焊點局部位置Au層已完全被耗盡而使底層Ni與釬料接觸,該位置IMC層應(yīng)會相對較厚。而InSnPbAu焊接剪切斷口成分Ni含量明顯低于InSnPb,InSnPb Au焊接體系中Au擴散速度低于InSnPb焊接體系,Au層有過量,則最終在剪切斷口中基本沒有出現(xiàn)Ni。這與界面形貌是吻合的。

圖7 剪切斷口SEM形貌照片。(a)InSnPb;(b)InSnPb AuFig.7 SEM morphology of shear fracture.(a)InSnPb;(b)InSnPbAu

表4 InSnPb和InSnPb Au斷口EDS成分分析Tab.4 EDS composition analysis of InSnPb and InSnPbAu

3 結(jié)論

(1)InSnPb和InSnPb Au釬焊焊點中均生成AuIn2金屬間化合物(IMC),載體(厚金)一側(cè)IMC數(shù)量明顯多于襯板(薄金),IMC也更加致密;襯板一側(cè)InSnPb和InSnPb Au釬焊組織接近,載體一側(cè)InSnPb釬料生成的IMC層明顯厚于InSnPb Au釬料,主要是由于釬料中Au的添加在焊接時對Au原子與In原子的相互擴散產(chǎn)生抑制作用,而且在厚金時該效應(yīng)才比較明顯。

(2)InSnPb在室溫、高溫老化和溫度循環(huán)實驗后的剪切強度均略高于InSnPbAu,與界面層形成的IMC數(shù)量有關(guān);剪切斷口形貌表明,InSnPb和InSnPbAu釬焊斷口均主要位于釬料處,對于承載變形是有利的。InSnPb Au相比較InSnPb表現(xiàn)出局部的脆性斷裂特征,表明InSnPb在塑性方面可能也具有一定優(yōu)勢。

(3)InSnPb和InSnPb Au在經(jīng)過環(huán)境實驗后焊點性能依然均滿足軍用要求。經(jīng)過100℃,240 h高溫老化后剪切強度高于室溫狀態(tài),這主要是由于原子固態(tài)擴散使IMC繼續(xù)生長;而持續(xù)低周疲勞狀態(tài)下的界面應(yīng)力累積則導(dǎo)致經(jīng)過-55～+100℃,100次溫度循環(huán)后剪切強度顯著下降。

(4)本文釬料體系A(chǔ)u層與釬料不能發(fā)生足夠速率的溶解,因此厚金(2～3μm)時相對于薄金(0.3～1.3 μm)有利于提高焊接強度而且不會產(chǎn)生高含量脆性IMC,有利于避免傳統(tǒng) “金脆”問題。對比本文兩種釬料,InSnPb在厚金界面IMC數(shù)量更多的情況下,強度高于InSnPb Au,且沒有表現(xiàn)出更強的脆性特征,因此,InSnPb是更佳的低溫釬料選擇。