全Cu3Sn焊點(diǎn)在高溫時(shí)效下的組織及力學(xué)性能

朱陽(yáng)陽(yáng)，李曉延*，張偉棟，張 虎，何 溪

(1 北京工業(yè)大學(xué) 材料與制造學(xué)部，北京 100124；2 中國(guó)核工業(yè)二三建設(shè)有限公司，北京101300)

目前，太空探索、井下石油、核工業(yè)以及飛機(jī)、汽車等領(lǐng)域?qū)﹄娏?、電子器件的服役溫度要求越?lái)越高。例如，工業(yè)上用于加工和焊接的大功率超聲換能器、核反應(yīng)堆中使用的高溫超聲波定位器都需要較高服役溫度才能滿足良好的溫度轉(zhuǎn)換性[1]；最深的地?zé)峋械谋O(jiān)測(cè)數(shù)據(jù)遠(yuǎn)程采集裝置服役溫度要求達(dá)到600 ℃[2]；車輛中控制電流流動(dòng)的逆變器由帶有功率器件陣列的功率模塊組成，其需要在600 ℃的高溫下運(yùn)行[3]。這些極端環(huán)境對(duì)焊點(diǎn)的高溫服役性能提出了更高要求和挑戰(zhàn)。瞬時(shí)液相(transient liquid phase, TLP)擴(kuò)散焊是一種生產(chǎn)可靠高熔點(diǎn)接頭的方法，被廣泛應(yīng)用于電子、電力領(lǐng)域。其中，Cu-Sn接頭的TLP焊接方法通過(guò)延長(zhǎng)焊接時(shí)間，將中間層潤(rùn)濕的Sn基釬料完全消耗，形成熔點(diǎn)高、強(qiáng)度大的全I(xiàn)MCs(intermetallic compounds)接頭。這種接頭相比于傳統(tǒng)回流焊焊點(diǎn)有著更好的力學(xué)性能和高溫服役性能，因此被廣泛應(yīng)用在接頭的生產(chǎn)中[4]。Cu-Sn界面反應(yīng)大致可分為兩類：一類是鍵合過(guò)程的液相反應(yīng)，其研究主要集中在鍵合過(guò)程形成IMCs的微觀組織演變及晶粒取向分布和對(duì)接頭的可靠性分析方面[5-7]；另一類是接頭在貯存和服役過(guò)程中由時(shí)效老化產(chǎn)生的固態(tài)擴(kuò)散反應(yīng)[8-9]。然而，關(guān)于已形成的全I(xiàn)MCs接頭在老化或服役期間的高溫(超過(guò)500 ℃)可靠性，如微觀組織演變和力學(xué)性能變化的研究較少。Cu3Sn的熔點(diǎn)高達(dá)676 ℃，理論上能夠在高溫下服役。本工作對(duì)全Cu3Sn接頭進(jìn)行老化處理(620 ℃)，觀察從Cu3Sn到Cu20Sn6再到Cu13.7Sn這一系列相變過(guò)程引發(fā)的微觀結(jié)構(gòu)演變，探究焊點(diǎn)中心位置孔洞形成機(jī)理，研究時(shí)效過(guò)程各個(gè)階段接頭的力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 全Cu3Sn焊點(diǎn)制備

制備全Cu3Sn焊點(diǎn)的釬焊方案如圖1所示。采用2 mm×2 mm×1 mm規(guī)格的Cu作為基板，厚度25 μm、純度為99.9%的錫箔作為釬料，待焊的Cu板界面依次經(jīng)1000目、1500目、3000目砂紙打磨，隨后用0.5 μm粒度的金剛石研磨拋光膏拋光。Cu基板和錫箔依次使用乙醇、丙酮進(jìn)行清洗，吹干后在Cu基板待焊面均勻涂抹BS-850型助焊劑，夾具中裝夾，形成Cu/Sn/Cu的“三明治”結(jié)構(gòu)，放置于OTF-1200管式爐中。通氬氣保護(hù)進(jìn)行等溫釬焊，釬焊溫度320 ℃，釬焊時(shí)間20 h，釬焊壓力0.25 MPa，獲得全Cu3Sn焊點(diǎn)。

圖1 全Cu3Sn焊點(diǎn)制備示意圖Fig.1 Schematic illustration for preparation of full Cu3Sn joints

1.2 高溫時(shí)效作用下接頭微觀組織表征

將全Cu3Sn焊點(diǎn)置于管式爐中進(jìn)行620 ℃時(shí)效，根據(jù)預(yù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，確定時(shí)效時(shí)間分別為7，7.5，8，10，12，15，30，60，120 min。高溫時(shí)效后，使用5000目砂紙打磨焊點(diǎn)，再分別用2.5 μm和1 μm的金剛石研磨膏拋光，得到焊點(diǎn)的金相橫截面。由于Cu20Sn6和Cu3Sn在電子顯微鏡(SEM)下襯度接近，導(dǎo)致二者無(wú)法區(qū)分，因此通過(guò)Olympus光學(xué)顯微鏡和SEM結(jié)合的方法觀察界面區(qū)的微觀組織，利用能量散射譜(EDS)來(lái)識(shí)別界面區(qū)的相。

1.3 高溫時(shí)效作用下接頭力學(xué)性能測(cè)試

對(duì)620 ℃時(shí)效過(guò)程中得到的Cu3Sn，Cu20Sn6和Cu13.7Sn三種相進(jìn)行納米壓痕實(shí)驗(yàn)，獲得相應(yīng)的硬度和彈性模量。使用G200型納米壓痕掃描系統(tǒng)，加載速率為0.1 s-1，考慮到IMCs的邊界效應(yīng)[10]，測(cè)試點(diǎn)均位于IMC的中間位置，壓入深度為500 nm。采用連續(xù)剛度測(cè)試法(continuous stiffness measurement, CMS)在每個(gè)相上以固定間距打5個(gè)測(cè)試點(diǎn)，取平均值為最后結(jié)果。硬度H為：

(1)

式中：Pmax為最大壓力；Ac為投影接觸面積。彈性模量E為：

(2)

式中：ν為被測(cè)物體的泊松比；Ei為壓頭的彈性模量；Er為折合彈性模量。

(3)

式中：S為接觸剛度；β為與壓頭有關(guān)的常數(shù)，本實(shí)驗(yàn)中β=1.034。

對(duì)高溫時(shí)效得到的焊點(diǎn)進(jìn)行剪切斷裂實(shí)驗(yàn)。采用單軸拉伸測(cè)試系統(tǒng)進(jìn)行剪切實(shí)驗(yàn)，焊點(diǎn)橫截面尺寸為2 mm×2 mm，通過(guò)加載速率控制焊點(diǎn)應(yīng)變速率，加載速率為6.67×10-2mm/s。每個(gè)時(shí)效時(shí)間下制備4個(gè)完全相同的試樣，取平均值作為焊點(diǎn)在該時(shí)效時(shí)間下的抗剪強(qiáng)度測(cè)量結(jié)果。取剪切實(shí)驗(yàn)的斷口試樣，在SEM下觀察斷口形貌，分析斷裂路徑及斷裂模式。

2 結(jié)果與討論

2.1 高溫時(shí)效下接頭微觀組織演變

圖2為Cu/Cu3Sn/Cu焊點(diǎn)在620 ℃下不同時(shí)效時(shí)間的界面區(qū)SEM圖及EDS分析。從圖2(a)中可以觀察到，當(dāng)時(shí)效時(shí)間為7 min時(shí)，有相在Cu/Cu3Sn界面處析出，通過(guò)消耗Cu3Sn的方式以平面狀生長(zhǎng)，根據(jù)圖2(b)中的EDS結(jié)果，得到該相的Cu，Sn原子比為76.6∶23.4。結(jié)合Cu-Sn二元相圖，確定在Cu/Cu3Sn界面處析出的相為ζ-Cu20Sn6。此外，觀察到在焊縫中間位置出現(xiàn)了孔洞。隨著時(shí)效時(shí)間的持續(xù)，Cu20Sn6保持平面狀的生長(zhǎng)方式持續(xù)析出，直至?xí)r效時(shí)間增加至8 min時(shí)，對(duì)側(cè)Cu20Sn6接觸，Cu3Sn被完全消耗，接頭全部由Cu20Sn6組成，焊縫中間位置孔洞的數(shù)量和尺寸稍有增加。當(dāng)時(shí)效至10 min時(shí)，Cu基板附近的Cu20Sn出現(xiàn)了另一種相，根據(jù)EDS結(jié)果并結(jié)合Cu-Sn二元相圖，確認(rèn)此相為Cu13.7Sn。Cu13.7Sn以網(wǎng)狀的形式均勻分布在Cu20Sn6的內(nèi)部。由圖2(e)可以觀察到，當(dāng)時(shí)效到10 min時(shí)，焊點(diǎn)全部由兩相組織組成，并且在Cu/兩相層界面處開始以波浪狀析出Cu13.7Sn。隨時(shí)效時(shí)間的增加，兩相層不斷被消耗，Cu13.7Sn持續(xù)地以波浪狀在兩相層和Cu基板中間生長(zhǎng)。從圖2(f)中觀察到，Cu13.7Sn與兩相層的界面起伏變得更大。此外，焊縫中間位置的孔洞數(shù)量和尺寸也在逐漸增加。時(shí)效至120 min時(shí)，從圖2(h)可以看到兩相層被完全消耗，Cu13.7Sn占據(jù)整個(gè)接頭，此時(shí)焊縫中間位置的孔洞數(shù)目進(jìn)一步增加，聚合成為微裂紋。

圖2 Cu/Cu3Sn/Cu焊點(diǎn)在620 ℃下時(shí)效不同時(shí)間的界面區(qū)SEM圖及EDS分析(a)7 min；(b)7.5 min；(c)8 min；(d)10 min；(e)12 min；(f)15 min；(g)60 min；(h)120 minFig.2 SEM images and EDS analysis of the interfacial region after Cu/Cu3Sn/Cu solder joints experiencing thermal aging at 620 ℃ with different time(a)7 min；(b)7.5 min；(c)8 min；(d)10 min；(e)12 min；(f)15 min；(g)60 min；(h)120 min

由圖2可知，全Cu3Sn焊點(diǎn)在時(shí)效過(guò)程中不僅發(fā)生了相變，而且伴隨著孔洞的產(chǎn)生。實(shí)際上，在相變過(guò)程中伴隨著元素?cái)U(kuò)散，導(dǎo)致了孔洞的形成。

圖3為620 ℃下Cu/Cu3Sn/Cu焊點(diǎn)在時(shí)效過(guò)程中的相變及元素?cái)U(kuò)散示意圖。時(shí)效初始階段，在Cu/Cu3Sn界面、Cu/Cu20Sn6及Cu3Sn/Cu20Sn6界面反應(yīng)生成Cu20Sn6的反應(yīng)式如式(4)，(5)所示。

圖3 620 ℃下Cu/Cu3Sn/Cu焊點(diǎn)時(shí)效過(guò)程中微觀組織演變及元素?cái)U(kuò)散路徑示意圖Fig.3 Schematic diagram of microstructure evolution and element diffusion path during aging of Cu/Cu3Sn/Cu solder joints at 620 ℃

6Cu3Sn+2Cu→Cu20Sn6

(4)

6Sn+20Cu→Cu20Sn6

(5)

圖4為焊點(diǎn)界面元素能譜線分布圖?？芍谌我鈨上嗟慕缑嫣幘嬖贑u原子和Sn原子的濃度陡變。Bhedwar等[11]的研究顯示在200 ℃以上的反應(yīng)中，Sn原子將代替Cu原子成為主要的擴(kuò)散物質(zhì)。Cu20Sn6比Cu基板的Sn原子濃度高，導(dǎo)致在Cu/Cu20Sn6界面處形成Sn原子的濃度差，這種濃度差作為Sn原子遷移的驅(qū)動(dòng)力使Sn原子從Cu20Sn6向Cu基板處遷移，從而在Cu20Sn6處形成Sn原子空位?？瘴坏漠a(chǎn)生又造成遠(yuǎn)離Cu/Cu20Sn6界面的Cu20Sn6與界面處的Cu20Sn6形成Sn原子濃度差，使得Sn原子持續(xù)從遠(yuǎn)離Cu/Cu20Sn6界面的Cu20Sn6向Cu/Cu20Sn6界面方向遷移。同樣的，相比于Cu20Sn6，Cu3Sn處有更高的Sn原子濃度，因此在Cu3Sn/Cu20Sn6界面形成Sn原子的濃度差，Sn原子按照在Cu20Sn6中遷移的方式進(jìn)行擴(kuò)散，最終在Cu3Sn中間的位置形成Sn原子空位。

圖4 焊點(diǎn)界面元素能譜線分布(a)Cu/Cu20Sn6/Cu3Sn/Cu20Sn6/Cu；(b)Cu/Cu13.7Sn/ Cu20Sn6/ Cu13.7Sn/CuFig.4 Line distribution of elements energy spectra at solder joint interface(a)Cu/Cu20Sn6/Cu3Sn/Cu20Sn6/Cu；(b)Cu/Cu13.7Sn/ Cu20Sn6/ Cu13.7Sn/Cu

Cu3Sn完全消耗后在Cu/Cu20Sn6界面、Cu/Cu13.7Sn界面、Cu13.7Sn/Cu20Sn6界面會(huì)發(fā)生形成Cu13.7Sn的界面反應(yīng)(式(6)，(7))。

Cu20Sn6+62.2Cu→6Cu13.7Sn

(6)

Sn+13.7Cu→Cu13.7Sn

(7)

Cu13.7Sn比Cu的Sn原子濃度高，在Cu/Cu13.7Sn界面處形成Sn原子的濃度差，Sn原子按照在Cu20Sn6和Cu3Sn內(nèi)部的遷移方式進(jìn)行擴(kuò)散。時(shí)效發(fā)生在較高的溫度下，為擴(kuò)散提供了足夠的驅(qū)動(dòng)力，整個(gè)Sn原子的擴(kuò)散過(guò)程也處于一個(gè)動(dòng)態(tài)平衡的過(guò)程，盡管Cu3Sn，Cu20Sn6和Cu13.7Sn對(duì)Sn沒(méi)有較高的固溶度，也能形成較大空位濃度。在整個(gè)時(shí)效過(guò)程中，焊點(diǎn)的相組成是關(guān)于Cu3Sn層對(duì)稱分布的，導(dǎo)致焊點(diǎn)中間位置形成的Sn原子空位無(wú)法得到補(bǔ)充，隨著時(shí)效的進(jìn)行，空位濃度增加，形成孔洞。

綜上可知，孔洞的生長(zhǎng)依賴于元素的擴(kuò)散，理論上抑制元素?cái)U(kuò)散能有效控制孔洞的生長(zhǎng)。等效擴(kuò)散Deff為：

Deff=D+a(2δ/d)Db

(8)

式中：D為體擴(kuò)散系數(shù)；a為形狀常量(a≈1)；δ為晶界的厚度；d為晶粒的平均直徑；Db為晶界擴(kuò)散系數(shù)。多晶銅的晶粒遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于單晶銅，導(dǎo)致多晶銅基板上的晶界擴(kuò)散對(duì)等效擴(kuò)散Deff的影響大于單晶銅。文獻(xiàn)報(bào)道[12]，Cu基板的結(jié)構(gòu)對(duì)孔洞的影響很明顯。Cu層的晶粒越大，晶界總長(zhǎng)度就越短，晶界密度也越小，元素穿越晶界的擴(kuò)散系數(shù)大于元素穿越點(diǎn)陣內(nèi)部的體擴(kuò)散系數(shù)，使得IMC中形成的孔洞越少。

根據(jù)以上的元素?cái)U(kuò)散理論，將本工作中的多晶銅更換為單晶銅或?qū)u基板進(jìn)行低溫老化處理來(lái)增大Cu基板晶粒，理論上能夠有效地抑制孔洞的生長(zhǎng)。

2.2 全Cu3Sn接頭時(shí)效后力學(xué)性能的變化

2.2.1 納米壓痕測(cè)試結(jié)果

納米壓痕法適用于分析微小尺度金屬間化合物層的力學(xué)性能[13]。本工作采用納米壓痕法從微觀尺度范圍深入識(shí)別時(shí)效過(guò)程中組織演變前后各相的力學(xué)性能變化。

圖5是Cu3Sn，Cu20Sn6和Cu13.7Sn的彈性模量和硬度結(jié)果以及納米壓痕測(cè)試的載荷-位移曲線。由圖5(a)觀察到，Cu3Sn的硬度和彈性模量分別為7.15 GPa和134.0 GPa，此結(jié)果與第一性原理的計(jì)算結(jié)果相一致[10]，且Cu3Sn層上各個(gè)測(cè)試點(diǎn)的結(jié)果與平均值相差不大，基本在水平線附近，說(shuō)明Cu3Sn具有較均勻的力學(xué)性能。Cu20Sn6的硬度和彈性模量分別為9.62 GPa和146.5 GPa，高于Cu3Sn的測(cè)量結(jié)果，說(shuō)明焊點(diǎn)在從Cu3Sn向Cu20Sn6轉(zhuǎn)變的過(guò)程中發(fā)生了強(qiáng)化，Cu20Sn6比Cu3Sn具有更強(qiáng)的抵抗變形的能力。劉積厚[14]在400 ℃下時(shí)效得到的Cu41Sn11硬度與彈性模量也均大于Cu3Sn。二者作為高溫時(shí)效下通過(guò)固態(tài)相變產(chǎn)生的高溫相，力學(xué)性能相比于時(shí)效前的Cu3Sn都有所提升。Cu13.7Sn的硬度和彈性模量分別為4.67 GPa和133.2 GPa，明顯低于Cu3Sn和Cu20Sn6的測(cè)量結(jié)果。這是因?yàn)?，Cu13.7Sn中Sn只占據(jù)很小的比例，使得Cu13.7Sn與純Cu的力學(xué)性質(zhì)很相似[15]。Cu13.7Sn的硬度值(4.67 GPa)相比由顯微硬度計(jì)測(cè)量得到的純Cu硬度值(40～50HV)[16]要高。這一方面是由于Cu13.7Sn作為金屬間化合物，本身的硬度值要高于Cu。另一方面是由于納米壓痕實(shí)驗(yàn)壓頭壓下的深度很小，產(chǎn)生的尺寸效應(yīng)導(dǎo)致硬度增加。Zhao等[17]給出了位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制下的壓痕深度與硬度的關(guān)系。

(9)

圖5(b)為Cu3Sn，Cu20Sn6和Cu13.7Sn的載荷-位移曲線?？梢杂^察到，Cu13.7Sn的加載-位移曲線并不光滑，說(shuō)明Cu13.7Sn的加載過(guò)程出現(xiàn)了因不連續(xù)的塑性變形而導(dǎo)致的突變現(xiàn)象，這種鋸齒狀的突變稱為鋸齒流變效應(yīng)[14]。而Cu3Sn和Cu20Sn6的加載曲線是平滑的，說(shuō)明Cu3Sn和Cu20Sn6比Cu13.7Sn具有更強(qiáng)的抵抗變形的能力。

圖5 Cu3Sn，Cu20Sn6和Cu13.7Sn的彈性模量和硬度(a)以及載荷-位移曲線(b)Fig.5 Elastic modulus and hardness(a) and load-displacement curves(b) of Cu3Sn，Cu20Sn6 and Cu13.7Sn

2.2.2 剪切實(shí)驗(yàn)測(cè)試結(jié)果

剪切載荷是焊點(diǎn)經(jīng)常承受的載荷之一，因此，采用剪切測(cè)試實(shí)驗(yàn)是評(píng)價(jià)焊點(diǎn)力學(xué)性能可靠性的常用手段。對(duì)時(shí)效過(guò)程中得到的不同相組成的焊點(diǎn)進(jìn)行剪切行為研究，建立焊點(diǎn)微觀組織與力學(xué)性能的直接聯(lián)系。

圖6為不同時(shí)效(0，7.5，8，60，120 min)時(shí)焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度-位移曲線。不同焊點(diǎn)對(duì)應(yīng)著不同的相組成，分別為全Cu3Sn，Cu3Sn+Cu20Sn6，全Cu20Sn6，Cu20Sn6+Cu13.7Sn和全Cu13.7Sn。從圖6可以觀察到，全Cu3Sn，Cu3Sn+Cu20Sn6，全Cu20Sn6焊點(diǎn)的曲線在斷裂后急劇下降。這是由于脆硬的Cu3Sn/Cu20Sn6不具備良好的塑性變形能力。三種接頭的斷裂模式為脆性斷裂或以脆性斷裂為主，抗剪強(qiáng)度分別為53.1，60.9 MPa和63.8 MPa，焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度隨著Cu3Sn向Cu20Sn6的相變過(guò)程而不斷提高。這是因?yàn)?，從全Cu3Sn焊點(diǎn)到全Cu20Sn6焊點(diǎn)，Cu20Sn6的比例增加，與Cu3Sn相比Cu20Sn6的硬度和彈性模量更大，這與納米壓痕測(cè)試結(jié)果吻合。此外，Cu3Sn+Cu20Sn6焊點(diǎn)和全Cu20Sn6焊點(diǎn)中有尺寸很小的孔洞，這些微小的孔洞非但不會(huì)降低焊點(diǎn)的力學(xué)性能，反而能夠阻止裂紋擴(kuò)展，從而提高焊點(diǎn)的可靠性，這也是導(dǎo)致焊點(diǎn)抗剪強(qiáng)度提高的原因。

圖6 620 ℃下不同時(shí)效時(shí)間時(shí)焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度-位移曲線Fig.6 Shear strength-displacement curves of solder joints experiencing aging at 620 ℃ with different time

從Cu20Sn6+Cu13.7Sn焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度-位移曲線可知，在應(yīng)力達(dá)到最大值后，隨著位移的增加有著一個(gè)緩慢降低的階段，直至最終斷裂。說(shuō)明Cu13.7Sn具有良好的韌性，此斷裂模式屬于韌性斷裂。Cu20Sn6+Cu13.7Sn焊點(diǎn)抗剪強(qiáng)度為44.7 MPa。由于焊點(diǎn)中孔洞的生長(zhǎng)，導(dǎo)致焊點(diǎn)有效連接面積下降；并且焊點(diǎn)組成發(fā)生了相變(由硬度高的Cu20Sn6轉(zhuǎn)向抗變形能力低的Cu13.7Sn)，這兩個(gè)因素導(dǎo)致Cu20Sn6+Cu13.7Sn焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度相比與全Cu20Sn6焊點(diǎn)有所下降。全Cu13.7Sn焊點(diǎn)同樣是在斷裂后應(yīng)力急劇下降。結(jié)合Cu/Cu3Sn/Cu焊點(diǎn)在620 ℃下時(shí)效至120 min的SEM圖(圖2(h))可知，時(shí)效到該階段時(shí)已經(jīng)產(chǎn)生連續(xù)的微裂紋，裂紋的尺寸接近失穩(wěn)擴(kuò)展的臨界尺寸，一旦達(dá)到最大應(yīng)力會(huì)直接斷裂。全Cu13.7Sn焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度為20.1 MPa。由于焊點(diǎn)中的孔洞聚合成裂紋，導(dǎo)致焊接有效連接面積明顯減小，并且焊點(diǎn)全部由硬度較低的Cu13.7Sn組成，造成全Cu13.7Sn焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度大幅降低。

圖7為620 ℃下時(shí)效不同時(shí)間的焊點(diǎn)斷口形貌?？梢钥吹?，不同時(shí)效時(shí)間下焊點(diǎn)斷口形貌及斷裂路徑存在明顯差異。圖7(a)為未經(jīng)時(shí)效的焊點(diǎn)(全Cu3Sn)斷口形貌，表面分布著許多起伏的具有反射能力的平行晶面，斷口中只存在斷裂的Cu3Sn晶粒，說(shuō)明斷裂發(fā)生在Cu3Sn層內(nèi)部。此外，斷口中沒(méi)有明顯的塑性變形，屬于脆性斷裂中的穿晶斷裂模式。對(duì)于圖7(b)時(shí)效7 min的焊點(diǎn)(Cu3Sn+Cu20Sn6)，斷口存在兩個(gè)區(qū)域，可以觀察到斷裂的Cu20Sn6晶粒處存在明顯的“河流花樣”，說(shuō)明在Cu20Sn6內(nèi)部發(fā)生解理斷裂。此外，裸露的Cu3Sn晶粒處沒(méi)有明顯的晶粒斷裂，說(shuō)明該處發(fā)生了沿晶斷裂。結(jié)合剪切前完整接頭的界面形貌圖(圖2(b))可知，焊點(diǎn)的斷裂路徑為Cu20Sn6層內(nèi)部及Cu3Sn/ Cu20Sn6界面處。圖7(c)為時(shí)效8 min的焊點(diǎn)斷口形貌。此焊點(diǎn)為全Cu20Sn6焊點(diǎn)，存在明顯的“河流花樣”，同樣為穿晶斷裂，與未經(jīng)時(shí)效的全Cu3Sn焊點(diǎn)的斷口特征一致，說(shuō)明時(shí)效到全Cu20Sn6階段并沒(méi)有改變接頭的斷裂模式。由圖7(d)可知，時(shí)效10 min的焊點(diǎn)由兩相層組成，斷口除了存在斷裂臺(tái)階外，還有明顯的撕裂棱，這分別是脆性斷裂和韌性斷裂的斷口特征。說(shuō)明時(shí)效到此階段，焊點(diǎn)的斷裂模式為脆-韌混合斷裂。圖7(e)為時(shí)效60 min的斷口形貌。焊點(diǎn)由Cu13.7Sn和Cu20Sn6與Cu13.7Sn的兩相組成，除“河流花樣”外，還存在明顯的韌窩，并且沿剪切方向有撕裂棱和塑性變形，說(shuō)明在斷裂前焊點(diǎn)發(fā)生了塑性變形，這與抗剪強(qiáng)度-位移曲線的判斷一致。圖7(f)為時(shí)效120 min的斷口形貌?？梢钥吹剑更c(diǎn)中存在大量韌窩。韌窩的出現(xiàn)可以認(rèn)為焊點(diǎn)中出現(xiàn)了微孔洞，這些微小的孔洞經(jīng)過(guò)形核和長(zhǎng)大，最終導(dǎo)致裂紋的匯聚和擴(kuò)展，這也是造成焊點(diǎn)抗剪強(qiáng)度下降的主要原因。

圖7 620 ℃下時(shí)效不同時(shí)間的焊點(diǎn)斷口形貌(a)0 min；(b)7 min；(c)8 min；(d)10 min；(e)60 min；(f)120 minFig.7 Fracture morphologies of solder joints experiencing aging at 620 ℃ with different time(a)0 min；(b)7 min；(c)8 min；(d)10 min；(e)60 min；(f)120 min

綜上所述，在時(shí)效過(guò)程中，焊點(diǎn)界面存在從Cu3Sn到Cu20Sn6再到Cu13.7Sn的相變過(guò)程。通過(guò)對(duì)不同相組成的焊接進(jìn)行剪切行為研究，發(fā)現(xiàn)斷口中存在Cu3Sn，Cu20Sn6，Cu13.7Sn內(nèi)部以及兩相界面間的斷裂。隨著Cu3Sn向Cu20Sn6發(fā)生相變，由于Cu20Sn6的硬度高于Cu3Sn，且少量的微孔洞起到阻礙裂紋擴(kuò)展的效果，導(dǎo)致焊點(diǎn)抗剪強(qiáng)度上升。Cu3Sn完全消耗后，Cu20Sn6相變?yōu)镃u13.7Sn。由于Cu13.7Sn的承載能力較低，且孔洞的尺寸和數(shù)量開始增加，導(dǎo)致焊點(diǎn)強(qiáng)度顯著降低。

3 結(jié)論

(1)全Cu3Sn接頭在620 ℃下時(shí)效過(guò)程中，焊點(diǎn)界面的微觀組成發(fā)生從Cu3Sn到Cu20Sn6再到Cu13.7Sn的以網(wǎng)狀形式分布在其中的兩相組織，最終形成全Cu13.7Sn焊點(diǎn)的變化。

(2)在時(shí)效過(guò)程中，Sn元素作為擴(kuò)散的主導(dǎo)元素，任意相界面處存在的Sn原子濃度差使Sn原子發(fā)生擴(kuò)散，導(dǎo)致焊點(diǎn)中間位置產(chǎn)生空位，并隨著空位濃度增加形成孔洞。

(3)Cu3Sn，Cu20Sn6和Cu13.7Sn之間的力學(xué)性能存在較大差異，時(shí)效過(guò)程由于焊點(diǎn)各相的比例不同，強(qiáng)度呈現(xiàn)先增加后降低的變化規(guī)律。抗剪強(qiáng)度隨著界面Cu20Sn6比例的增加而升高，時(shí)效至8 min的全Cu20Sn6焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度達(dá)到最大。隨著焊點(diǎn)中Cu20Sn6的比例下降，Cu13.7Sn的比例增加，且孔洞的數(shù)量和尺寸增多，導(dǎo)致焊點(diǎn)抗剪強(qiáng)度降低至?xí)r效120 min的20.1 MPa。

(4)焊點(diǎn)時(shí)效過(guò)程中，通過(guò)改變相組成從而改變斷裂路徑，斷裂模式也從由Cu3Sn或Cu20Sn6主導(dǎo)的脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)橛蒀u13.7Sn主導(dǎo)的韌性斷裂。