β-Sn 晶粒取向及溫度對Cu/SAC305/Cu 微焊點時效界面反應的影響

喬媛媛，張明輝，孫倫高，馬海濤，趙寧

(大連理工大學,大連,116024)

0 序言

在電子封裝互連技術中，Sn 基無鉛釬料已被廣泛用于替代SnPb 釬料，其中SnAgCu 系釬料合金因具有良好的力學性能和潤濕性，已成為消費類電子產品中最為廣泛使用的無鉛釬料[1-2].但是，隨著電子產品的微型化發(fā)展趨勢，電子元器件的尺寸持續(xù)縮小，導致實現(xiàn)微焊點冶金連接的界面金屬間化合物(intermetallic compound,IMC)占微焊點的比例不斷增加，而微焊點中β-Sn 晶粒個數(shù)卻顯著減少.由于其固有的脆性，較厚的界面IMC 相易發(fā)生斷裂，并且界面反應所造成的釬料/IMC 界面處的體積收縮及IMC 層內積累的縱向相變應力也會導致微焊點力學性能的急劇下降[3-4].此外，隨著時效或服役時間的延長，在Cu3Sn/Cu 界面處會產生大量的柯肯達爾空洞(Kirkendall void)[5]，嚴重影響微焊點的可靠性以及電子產品的使用壽命.因此，微焊點中界面IMC 的生長演變始終是影響微焊點力學性能與可靠性的關鍵因素.

由于β-Sn 是體心四方晶體結構(body-centered tetragonal crystal structure,BCT),其中晶格常數(shù)a=b=0.583 nm,c=0.318 nm，因此含單個或有限個β-Sn 晶粒的微焊點會表現(xiàn)出顯著的各向異性，例如微焊點中Cu 原子主要沿著大角度晶界和β-Sn 晶粒的c軸擴散.隨著微焊點尺寸減小至幾十甚至幾個微米，微焊點中通常會僅含有幾個甚至一個β-Sn 晶粒[6-8].目前，對于含有限個β-Sn 晶粒的微焊點在溫度梯度或電流作用下的界面反應研究已有大量報道.Hsu 等人[9]研究了2200 ℃/cm 溫度梯度下Cu/Sn-3.5Ag/Cu 微焊點中Cu 原子的熱遷移(thermomigration,TM)行為及擴散各向異性對界面反應的影響，結果表明，由溫度梯度引起的Cu 熱遷移通量隨β-Sn 晶粒c軸與溫度梯度夾角的增大而減少，當c軸與溫度梯度方向平行時，Cu 原子從熱端向冷端的熱遷移通量最大，熱端界面出現(xiàn)嚴重的IMC 溶解和Cu 基板的過度溶解，而冷端界面出現(xiàn)IMC 的快速生長，兩端界面IMC 呈現(xiàn)非對稱性生長現(xiàn)象.相反，當c軸與溫度梯度方向垂直時，Cu 原子的熱遷移被嚴重抑制，熱遷移通量較低，熱遷移現(xiàn)象減弱，兩側界面IMC 未發(fā)生溶解且呈現(xiàn)對稱性生長.類似地，Huang 等人[10]在研究微焊點的電遷移(electromigration,EM)行為時發(fā)現(xiàn)，當β-Sn 晶粒c軸與電流方向平行時，會導致陰極Cu 基板的過度溶解，而當β-Sn 晶粒c軸垂直于電流方向時，即使在電流擁擠區(qū)也僅僅出現(xiàn)陰極Cu 基板的少量溶解；此外，IMC 和空洞會在不同取向β-Sn 晶粒的晶界處生成，從而降低了微焊點的可靠性和壽命.Kelly 等人[11-12]對具有兩個主要β-Sn 晶粒取向和兩種主要晶界類型的樣品進行了EM 測試，發(fā)現(xiàn)在EM 過程中IMC 會沿大角度晶界析出生長，這與Cu 原子在不同取向β-Sn 晶粒中的擴散速率不同有關.

目前，β-Sn 晶粒取向對EM 過程中界面反應的研究比較多[12-15]，對于時效或服役過程中β-Sn 晶粒取向及晶界對微焊點界面IMC 生長行為和微觀組織演變的影響還鮮有報道.然而，在電子設備的使用過程中，微焊點界面IMC 生長行為和微觀組織演變必然會對微焊點的力學性能和可靠性產生較大的影響，從而影響設備的使用壽命.因此，深入研究具有不同β-Sn 晶粒取向的微焊點中晶粒取向和晶界特征對界面IMC 的形成和生長的影響是必要的.文中采用不同的時效溫度對不同β-Sn 晶粒取向的Cu/Sn3.0Ag0.5Cu(SAC305)/Cu 微焊點進行時效處理，對比研究時效溫度及晶粒取向對微焊點兩側界面IMC 生長的影響，可以為評估服役過程中時效溫度和β-Sn 取向對微焊點力學性能及可靠性提供依據(jù).

1 試驗方法

試驗采用短時浸焊的方式來制備初始Cu/SAC305/Cu 微焊點，所用Cu 基板(99.95%，質量分數(shù))以及SAC305 釬料(熔點為217 ℃)均為商業(yè)購買.首先將尺寸為10 mm × 10 mm × 10 mm的Cu 塊的每個面進行精細的研磨拋光后，放入酒精中超聲清洗2 min，去除表面雜質.然后在待焊面上均勻涂抹少量助焊劑，并在兩塊Cu 塊之間夾持直徑為40 μm 的不銹鋼絲以固定微焊點高度，用自制夾具夾持后置于270 ℃的SAC305 熔池中浸焊10 s 后取出立即水冷.隨后對浸焊樣品進行線切割、研磨、拋光，制得尺寸約為40 μm (焊點高度) ×300 μm × 600 μm 的初始微焊點.為使微焊點中形成擇優(yōu)取向β-Sn 晶粒，將所有初始微焊點在250 ℃熱臺上等溫回流30 s，然后隨熱臺以6 ℃/min 的冷卻速率冷卻至180 ℃.等溫時效溫度設為100，125，150 ℃，時效時間分別為50，200，400 h，在同一時效溫度下采用準原位觀察(quasi-in observation)手段對同一個微焊點的整個時效過程進行觀測，即時效特定時間后，對微焊點進行精細拋光處理，并觀測橫截面微觀組織，隨后開展下一個時間點的時效、拋光及組織觀測.

試驗采用場發(fā)射電子探針(EPMA,JXA-8530F PLUS)對界面IMC 成分、形貌進行觀測，使用圖像處理軟件測量界面IMC 的厚度，使用氬離子拋光儀(PECS II 685)去除微焊點表面應力后，用雙束聚焦離子束(FIB,Helios G4 UX)配置的電子背散射衍射儀(EBSD)進行晶粒取向分析，并且對個別微焊點用FIB 離子刻蝕后進行局部觀察，并采用場發(fā)射掃描電鏡(SEM,SUPARR 55)進行總體觀察.為了表示β-Sn 晶粒取向與溫度梯度方向之間的位向關系，定義θ角為溫度梯度方向與β-Sn 晶粒c軸的夾角.

2 試驗結果

2.1 100 ℃時效界面IMC 演變

圖1 為1，2，3 號Cu/SAC305/Cu 初始微焊點的微觀組織.根據(jù)EPMA 分析結果，回流后的初始微焊點兩側界面處均形成了均勻連續(xù)的扇貝狀Cu6Sn5IMC 層，且平均厚度均為3.5 μm ± 0.2 μm.此時的界面IMC 中并未出現(xiàn)Cu3Sn 相.從圖1d中EBSD 圖可以看出，1 號微焊點具有強烈的擇優(yōu)取向，可以看做僅含有一個β-Sn 晶粒(含有一些亞晶界)，θ為25.8°，為有利于Cu 原子在Sn 釬料層中擴散的取向結構.2，3 號微焊點均含有多個β-Sn 晶粒及大量晶界，其中圖1e 中2 號微焊點存在多個貫穿兩側界面的縱向晶界，而圖1f 中3 號微焊點則存在貫穿整個釬料層且平行于界面的橫向晶界.對于這3 個微焊點，從整體上看θ的范圍為18.8°～ 60.5°，因此基于這3 個微焊點中的β-Sn 晶粒取向以及晶界分布特征，可以很好地研究β-Sn 晶粒取向以及晶界的存在對等溫時效過程中界面IMC 生長的影響.

圖1 Cu/SAC305/Cu 初始微焊點微觀組織及EBSD 取向圖Fig.1 Microstructure and EBSD maps of Cu/SAC305/Cu as-reflowed micro solder joints.(a) EPMA image of No.1 solder joint;(b) EPMA image of No.2 solder joint;(c) EPMA image of No.3 solder joint;(d) EBSD maps of No.1 solder joint;(e) EBSD maps of No.2 solder joint;(f) EBSD maps of No.3 solder joint

圖2 為1，2，3 號微焊點在100 ℃下不同時效時間后的微觀組織演變圖.從圖2 可以看到，3 個樣品在時效50 h 后兩側界面IMC 層厚度均略有增加，Cu6Sn5IMC 晶粒仍然保持扇貝狀，在較大扇貝狀明亮的Cu6Sn5晶粒底部中心部位出現(xiàn)少量較為灰暗的Cu3Sn 相.此外，同一微焊點中兩側界面IMC 厚度相當，呈現(xiàn)對稱性生長特征，且3 個微焊點之間的界面IMC 厚度差異也不明顯.隨著時效時間延長至200 h，微焊點兩側界面IMC 層繼續(xù)增厚，且在Cu6Sn5/Cu 界面上形成了不連續(xù)的Cu3Sn薄層.進一步延長時效時間至400 h，可以看到相鄰Cu6Sn5IMC 晶粒之間的溝槽明顯被填充，Cu3Sn相仍為不連續(xù)的薄層狀，與初始狀態(tài)相比整個界面IMC 層變得更加平整.也就是說，隨著時效時間的延長，界面IMC 層由初始的扇貝狀Cu6Sn5晶粒逐漸向層狀轉變，且晶粒平均尺寸變大.值得注意的是，在整個等溫時效過程中兩側界面IMC 一直呈現(xiàn)對稱性生長.

圖2 Cu/SAC305/Cu 微焊點在100 ℃不同時效時間后的微觀組織形貌Fig.2 EPMA images of Cu/SAC305/Cu micro solder joints during aging at 100 ℃ for different durations.(a) No.1 solder joint after aging for 50 h;(b) No.2 solder joint after aging for 50 h;(c) No.3 solder joint after aging for 50 h;(d) No.1 solder joint after aging for 200 h;(e) No.2 solder joint after aging for 200 h;(f) No.3 solder joint after aging for 200 h;(g) No.1 solder joint after aging for 400 h;(h) No.2 solder joint after aging for 400 h;(i)No.3 solder joint after aging for 400 h

圖3為1，2，3 號Cu/SAC305/Cu 微焊點在100 ℃時效400 h 后的EBSD 圖.對于1 號微焊點，在100 ℃時效400 h 后仍然具有強烈的擇優(yōu)取向結構，此時的θ為12.5°，仍然保持Cu 原子的快速擴散取向.對于2 號微焊點，β-Sn 晶粒的取向依然是比較雜亂的，由兩個主要的取向構成，θ分別為40.6°和40.8°.而變化比較明顯的是3 號微焊點，當時效400 h 并被磨拋后，該微焊點也明顯表現(xiàn)出強烈的擇優(yōu)取向特征，并由兩個較大的亞晶粒構成，θ分別為26.9°和18.8°.由此可見，時效前后3 個微焊點中β-Sn 晶粒取向以及晶界特征均發(fā)生了一定變化，說明每一個微焊點中含有的β-Sn 晶粒組織在垂直觀測表面的深度方向上是存在差異性的.盡管如此，在100 ℃下等溫時效不同時間后，3 個微焊點界面IMC 均表現(xiàn)出對稱性生長，且生長規(guī)律也是一致的.因此，Cu/SAC305/Cu 微焊點中β-Sn 晶粒取向以及晶界特征對該等溫時效過程中界面反應的影響并不明顯.

圖3 Cu/SAC305/Cu 微焊點在100 ℃時效400 h 后EBSD 圖Fig.3 EBSD maps of Cu/SAC305/Cu micro solder joints after aging at 100 oC for 400 h.(a) No.1 solder joint;(b) No.2 solder joint;(c) No.3 solder joint

圖4 為1，2，3 號Cu/SAC305/Cu微焊點在100 ℃時效后界面IMC 厚度(Cu6Sn5+Cu3Sn)與時效時間的關系曲線.圖4a 中上側曲線為3 個微焊點兩側界面IMC 厚度的變化關系，下側藍色曲線為同一微焊點兩側界面IMC 的絕對厚度差變化趨勢，即|htop?hbottom|.從圖4a 中9 條交錯的曲線可以明顯看出，不管是同一微焊點的兩側界面IMC 之間，還是不同微焊點的任一界面IMC 之間，均不存在明顯的厚度差別.并且從圖4b 中兩側界面IMC 總厚度也可以看出，界面IMC 的生長與β-Sn 晶粒的取向以及晶界特征并無明顯關聯(lián).總而言之，圖4 所示的界面IMC 生長曲線表明，微焊點兩側界面IMC 在100 ℃時效過程中呈現(xiàn)對稱性生長，并未展示出與β-Sn 晶粒取向之間具有特殊關系的生長特性.

圖4 Cu/SAC305/Cu 微焊點在100 ℃時效后界面IMC 厚度與時效時間的關系Fig.4 Interfacial IMC thickness in Cu/SAC305/Cu micro solder joints vs aging duration at 100 ℃.(a) IMC thickness at each interface and absolute IMC thickness difference between top and bottom interfaces in each joint;(b) total IMC thickness from both interfaces in each joint

為了更加直觀地觀察時效后界面Cu6Sn5晶粒形貌，進一步將時效400 h 后的3 號微焊點進行腐蝕以去除剩余的釬料，以便對IMC 晶粒形貌觀測.圖5 為3 號Cu/SAC305/Cu 微焊點腐蝕后的IMC晶粒形貌.由圖5a、圖5b 中兩側界面IMC 晶粒形貌可知，扇貝狀Cu6Sn5晶粒在整個界面上大小均勻一致，晶粒尺寸約為5.0 μm ± 0.2 μm，且兩側界面之間的晶粒大小也無明顯差別.圖5c 為上側界面IMC 的整體形貌，如圖所示對A，B，C，D 處用FIB 進行離子刻蝕，圖5d，5e，5f，5g 所示分別為相對應的A，B，C，D 4 個位置刻蝕后的截面形貌.從這4 個位置上的IMC 晶粒形貌以及平均厚度可以看出，整個界面上的IMC 呈現(xiàn)出均勻的厚度分布，進一步證實了扇貝狀Cu6Sn5晶粒尺寸在微焊點不同區(qū)域內差別較小，這與圖2f 及圖4 中的觀測結果一致.上述結果進一步說明β-Sn 晶粒取向及晶界特征在時效過程中對界面反應的影響不大.

圖5 3 號Cu/SAC305/Cu 微焊點時效400 h 后界面IMC 晶粒形貌圖Fig.5 Morphology of the interfacial IMC of the No.3 Cu/SAC305/Cu micro solder joint after aging for 400 h.(a) top interface;(b) bottom interface;(c) overall view of the top interface;(d) enlarged image of A zone in Fig.5c;(e)enlarged image of B zone in Fig.5c;(f) enlarged image of C zone in Fig.5c;(g) enlarged image of D zone in Fig.5c

2.2 125 和150 ℃時效界面IMC 演變

圖6 為4，5，6，7 號Cu/SAC305/Cu 初始微焊點的微觀組織.從圖6a～ 圖6d 橫截面EPMA 圖可以看出，初始回流后的兩側界面IMC 厚度均一，且呈現(xiàn)扇貝狀，IMC 相為Cu6Sn5，未發(fā)現(xiàn)Cu3Sn 相.由EBSD 圖可知，這4 個微焊點均含有多個β-Sn 晶粒，其θ涵蓋范圍為25.5°～ 89.4°，4 號和7 號微焊點中具有較多且雜亂的晶界結構，而5 號和6 號微焊點β-Sn 晶粒個數(shù)及晶界結構較少，采用這4 個微焊點同樣可以較好地驗證晶粒取向及晶界特征對等溫時效過程中界面反應的影響.

圖6 Cu/SAC305/Cu 初始微焊點微觀組織及EBSD 取向圖Fig.6 Microstructure and EBSD maps of Cu/SAC305/Cu as-reflowed micro solder joints.(a) EPMA image of No.4 solder joint;(b) EPMA image of No.5 solder joint;(c) EPMA image of No.6 solder joint;(d) EPMA image of No.7 solder joint;(e) EBSD maps of No.4 solder joint;(f) EBSD maps of No.5 solder joint;(g) EBSD maps of No.6 solder joint;(h) EBSD maps of No.7 solder joint

為了研究時效溫度的影響，結合β-Sn 晶粒取向以及晶界分布，進一步提高時效溫度到125 ℃對微焊點進行等溫時效處理.圖7 為4，5，6，7 號Cu/SAC305/Cu 微焊點在125 ℃下不同時效時間后的微觀組織演變圖.時效50 h 后界面IMC 層厚度增加依然不明顯，Cu6Sn5晶粒仍然保持扇貝狀，但在Cu6Sn5/Cu 界面處已形成連續(xù)的層狀Cu3Sn 相，不同界面上的IMC 厚度差異仍不明顯.當時效時間延長至200 h，兩側界面IMC 層顯著增厚，且連續(xù)的Cu3Sn 層更加明顯.在時效400 h 后，相鄰Cu6Sn5IMC 晶粒之間的溝槽明顯被填充，與初始狀態(tài)相比變得更加平整，Cu6Sn5層和Cu3Sn 層均進一步增厚.此外，與100 ℃時效結果一致的是，在整個時效過程中兩側界面IMC 一直呈現(xiàn)對稱性生長.

圖7 Cu/SAC305/Cu 微焊點在125 ℃不同時效時間后的微觀組織演變圖Fig.7 Microstructural evolution of Cu/SAC305/Cu micro solder joints during aging at 125 oC for different durations.(a)No.4 solder joint after aging for 50 h;(b) No.5 solder joint after aging for 50 h;(c) No.6 solder joint after aging for 50 h;(d) No.7 solder joint after aging for 50 h;(e) No.4 solder joint after aging for 200 h;(f) No.5 solder joint after aging for 200 h;(g) No.6 solder joint after aging for 200 h;(h) No.7 solder joint after aging for 200 h;(i) No.4 solder joint after aging for 400 h;(j) No.5 solder joint after aging for 400 h;(k) No.6 solder joint after aging for 400 h (l) No.7 solder joint after aging for 400 h

圖8 為4，5，6，7 號Cu/SAC305/Cu 微焊點在125 ℃時效后界面IMC 厚度(Cu6Sn5+Cu3Sn)與時效時間的關系曲線.與100 ℃時效結果類似，從圖8a 中上側各曲線的走勢以及下側近乎水平的|htop?hbottom|曲線的變化趨勢可以看出，微焊點兩側界面IMC 厚度相差不大.結合圖8b 中4 個微焊點兩側IMC 厚度之和曲線也可以看出，微焊點兩側界面IMC 厚度變化與β-Sn 晶粒取向以及晶界分布沒有明顯的聯(lián)系，并且同一焊點中兩側界面IMC一直呈現(xiàn)對稱性生長現(xiàn)象.

圖8 Cu/SAC305/Cu 微焊點在125 ℃時效后界面IMC厚度與時效時間的關系Fig.8 Interfacial IMC thickness in Cu/SAC305/Cu micro solder joints vs aging duration at 125 o C.(a) IMC thickness at each interface and absolute IMC thickness difference between top and bottom interfaces in each joint;(b) total IMC thickness from both interfaces in each joint

通過100 和125 ℃等溫時效研究，發(fā)現(xiàn)在時效過程中β-Sn 晶粒取向以及晶界特征對界面反應并無影響.為了進一步研究時效溫度的影響，挑選了一個單β-Sn 晶粒的微焊點在150 ℃下進行等溫時效.圖9 為8 號微焊點初始狀態(tài)及時效處理后的微觀組織.從圖9a 所示的初始微焊點EPMA 圖可以看出，回流后兩側界面生成了對稱的扇貝狀Cu6Sn5IMC 晶粒.從圖9e，9f，9g 的初始微焊點EBSD 圖可知，8 號微焊點是由一個β-Sn 晶粒構成，θ為85.3°.在150 ℃時效50 h 后，如圖9b 所示，界面上明顯生成了連續(xù)的薄層狀Cu3Sn 相；時效200 h后，Cu3Sn 相生長已占據(jù)界面IMC 生長的主導地位，而Cu6Sn5相的生長變得緩慢，如圖9c 所示；時效至400 h 后，Cu3Sn 相厚度達到了整個IMC 層厚度的一半，主導整個界面IMC 層的生長，如圖9d所示.總體而言，與低溫時效(100 和125 ℃)相比，在150 ℃時效的界面反應更加劇烈，整個過程中IMC 均由Cu3Sn+Cu6Sn5雙層結構構成，Cu3Sn 相生長占主導地位，整個釬料/IMC 界面更加平直.

圖9 8 號Cu/SAC305/Cu 微焊點微觀組織及取向圖Fig.9 Microstructure and orientation maps of No.8 Cu/SAC305/Cu micro solder joint.(a) initial EPMA image of solder joint;(b) EPMA image of solder joint after aging at 150 ℃ for 50 h;(c) EPMA image of solder joint after aging at 150 ℃ for 200 h;(d) EPMA image of solder joint after aging at 150 ℃ for 400 h;(e) initial rolling direction EBSD map of solder joint;(f) initial transverse direction EBSD map of solder joint;(g) initial normal direction EBSD map of solder joint

2.3 等溫時效過程中界面IMC 生長機制

通過以上研究結果發(fā)現(xiàn)，在等溫時效過程中兩側界面IMC 一直呈現(xiàn)對稱性生長，與β-Sn 晶粒取向(θ)以及晶界的存在無直接聯(lián)系.圖10 為等溫時效過程中Cu 原子擴散通量示意圖.對于等溫時效之前的初始微焊點，整個釬料層中的Cu 濃度應該處于飽和或接近飽和狀態(tài)[16]，因此兩側界面應具有相同的Cu 化學勢梯度.在等溫時效過程中，界面上由Cu 基板溶解進入釬料層中的Cu 原子通量Jin應全部來源于由濃度梯度引起的化學勢通量Jchem，且對于兩側界面而言，均存在Jin=Jchem.此外，由于并沒有外加其它驅動力來誘發(fā)Cu 原子遷移，時效初始階段在距兩側界面相同距離處的Cu 濃度是相同的，且在時效一定時間后釬料層中各處的Cu 濃度將重新達到或接近該溫度下的飽和濃度.由此可見，在等溫時效過程中很難有Cu 原子會擴散穿越釬料層至對側界面并參與IMC 生長，此時IMC 生長僅與兩側界面處相同的化學勢梯度有關，而與β-Sn 晶粒取向及晶界特征無關，使得兩側界面IMC 呈現(xiàn)出對稱性生長.

圖10 等溫時效Cu/SAC305/Cu 內Cu 原子擴散通量示意圖Fig.10 Schematic of the Cu atomic fluxes in a Cu/SAC305/Cu micro solder joint during aging

經過100，125，150 ℃ 3 個不同時效溫度，不難發(fā)現(xiàn)Cu3Sn 生長與時效溫度具有強烈關系，提高時效溫度會顯著加速Cu，Sn 原子的擴散，造成熱力學更為穩(wěn)定的Cu3Sn 相的快速生長.在100 ℃時效400 h 后Cu3Sn 呈不連續(xù)的薄層結構，在125 ℃下時效400 h 后Cu3Sn 變?yōu)檫B續(xù)的薄層狀，而在150 ℃時效時，Cu3Sn 層迅速變厚，在兩側界面形成Cu3Sn +Cu6Sn5雙層結構，并且隨著時效時間的延長，Cu3Sn層逐漸主導界面IMC 生長，在時效400 h 后Cu3Sn層厚度與Cu6Sn5層相當.此外，Cu6Sn5晶粒在150℃下時效很快便由扇貝狀轉變?yōu)閷訝罱Y構，顯示出時效溫度對IMC 形貌演變的關鍵作用.

時效過程中Cu3Sn 相的生長主要得益于Cu 基板溶解帶來的Cu 原子通量Jchem，此時可把Jchem分為兩部分，一部分JCu3Sn分別與界面Cu6Sn5和由釬料中擴散而來的Sn 發(fā)生反應生成Cu3Sn，即Cu6Sn5+9Cu → 5Cu3Sn 和3Cu+Sn → Cu3Sn[17-19]，另一部分Jout通過體擴散(JB)和晶界擴散(JGB)繼續(xù)擴散至釬料內，與Sn 發(fā)生反應生成Cu6Sn5，即6Cu+5Sn → Cu6Sn5[19].因此，Jin=Jchem=JCu3Sn+Jout，基于此，在低溫時效過程中，由于溫度較低，原子擴散速率慢，造成IMC 生長緩慢，整個IMC 層的厚度增加并不明顯.而在150 ℃時效過程中，較高的溫度促進了Cu，Sn 原子擴散，界面IMC 層生長變快，尤其是Cu3Sn 層[19].由于Cu，Sn 原子在Cu3Sn 中擴散速度的不同，導致了柯肯達爾空洞的生成.另外，在Cu6Sn5/(Cu3Sn)Cu 界面處Cu6Sn5因轉變?yōu)镃u3Sn 被消耗，與釬料/Cu6Sn5界面處新的Cu6Sn5生成同步進行，因此Cu6Sn5層厚度增加變緩并有維持恒定的趨勢[20].

綜上所述，在整個時效過程中從Cu 基板上溶解的Cu 原子通量僅作用于同側界面IMC 生長，β-Sn 晶粒取向及晶界對界面反應并沒有影響.而升高時效溫度則會提高Cu，Sn 原子的擴散速率，進而加速界面IMC 生長.

3 結論

(1) 不同溫度下的等溫時效研究證明，β-Sn 晶粒取向以及晶界特征對界面IMC 生長行為影響不大，不同β-Sn 晶粒取向的微焊點兩側界面IMC 均呈現(xiàn)對稱性生長，且界面IMC 相均由Cu3Sn +Cu6Sn5兩相組成.

(2) 100 ℃時效后，Cu6Sn5仍為扇貝狀，Cu3Sn呈現(xiàn)非連續(xù)層狀；125 ℃時效后，Cu6Sn5仍然是扇貝狀晶粒，而Cu3Sn 層變得連續(xù)；150 ℃時效后，界面IMC 層由Cu3Sn+Cu6Sn5雙層結構組成，Cu3Sn生長逐漸占據(jù)界面IMC 生長的主導地位，變?yōu)檫B續(xù)且較厚的層狀結構，Cu6Sn5也由扇貝狀轉變成層狀結構.

(3) 時效溫度是影響微焊點界面Cu 通量的唯一因素，溫度越高，Cu，Sn 原子擴散越快，Cu3Sn 生長越快，Cu6Sn5越容易轉變?yōu)閷訝罱Y構.