回流時間對純銅基板Sn0.3Ag0.7Cu 釬料釬焊焊點(diǎn)組織和力學(xué)性能影響

周暉淳，張寧，儲杰，劉小雯

(1.鹽城工學(xué)院，江蘇 鹽城 224000；2.徐州工程學(xué)院，江蘇 徐州 221018)

0 前言

近年來，3D 封裝技術(shù)因其廣泛的應(yīng)用受到更多學(xué)者和專家的關(guān)注，尤其電子元器件的集成離不開3D 封裝技術(shù)的發(fā)展[1]。錫鉛焊料是電子封裝中使用較為普遍的釬料，但是由于Pb 對人體健康和環(huán)境的危害，各國開始爭相開發(fā)無Pb 釬料[2-3]，其中SnAg，SnCu，SnAgCu 和SnBi 等無鉛釬料因良好的工藝性和使用性能被廣泛研究[4]。上述幾種釬料在現(xiàn)存的工藝下難以制備可以承受較高溫度的焊點(diǎn)，同時集成電路的小型化和多功能化導(dǎo)致電子元器件功率密度急劇增加，這對焊點(diǎn)的耐熱性能提出了更高的要求，電子元器件工作中產(chǎn)生高溫嚴(yán)重影響著焊點(diǎn)的穩(wěn)定性，尤其是在汽車、航天、核電等領(lǐng)域[5-7]。目前，以SiC 為代表的第三代半導(dǎo)體材料制造的器件已經(jīng)能夠承受600 ℃以上的溫度[8]。因此，開發(fā)出能夠形成高熔點(diǎn)互連接頭的芯片合成技術(shù)成為封裝領(lǐng)域重要的研究方向之一[9-11]。

過渡液相擴(kuò)散焊（Transient liquid phase diffusion welding,TLP）可以在較低溫度（T＜350 ℃）下形成高熔點(diǎn)金屬間化合物（Intermetallic compound,IMC），滿足“低溫?zé)Y(jié)，高溫服役”的要求。金鳳陽等學(xué)者[12]將Sn 箔(25 μm)作為中間層，研究發(fā)現(xiàn)270 ℃下回流6 h時，形成局部扇貝狀Cu6Sn5；回流至10 h 時，Cu6Sn5和Cu3Sn 大量增厚，但界面中還殘留Sn 沒有完全參與反應(yīng)。Lee 等學(xué)者[13]發(fā)現(xiàn)壓力可以縮短TLP 鍵合時間，同時使焊點(diǎn)結(jié)構(gòu)更為緊密，Sn 層更薄。

試驗(yàn)通過在焊接時加載5 MPa 壓力控制焊縫厚度制備了全金屬間化合物。研究了不同回流時間對焊點(diǎn)IMC 組織生長及形貌變化的影響，探討了冷熱兩端IMC 層的生長機(jī)理，分析了IMC 層厚度對焊點(diǎn)剪切性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

釬料為商用阿爾法牌SAC0307（Sn0.7Ag0.3Cu），試驗(yàn)前將高純紫銅板（質(zhì)量分?jǐn)?shù)99.99%）切割成5 mm ×5 mm × 1 mm 尺寸大小。所用銅板待焊面使用砂紙打磨至相同粗糙度，之后分別使用丙酮和無水乙醇各超聲清洗5 min。采用過渡液相擴(kuò)散焊的方法在250 ℃下進(jìn)行焊接，選取6 組試樣分別回流0.5 h，1 h，2 h，3 h，4 h 和5 h。焊接結(jié)束后，待試樣冷卻至室溫進(jìn)行鑲嵌、砂紙打磨、拋光和蝕刻處理，使用掃描電子顯微鏡（SEM）和能譜儀（EDS）對焊縫界面組織和斷口形貌進(jìn)行觀察分析，采用Image-J 軟件測量界面兩端IMC 厚度，利用CMT5105 電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試焊接接頭的剪切性能，其中焊接接頭的剪切尺寸為25 mm × 3 mm × 1 mm，試驗(yàn)機(jī)拉伸速率為1 mm/min，不同回流時間剪切試樣測量4 組數(shù)據(jù)取平均值，并觀察剪切斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 焊點(diǎn)界面形貌和成分

250 ℃不同回流時間下Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 焊點(diǎn)界面組織如圖1 所示。根據(jù)圖2 的EDS 分析結(jié)果，譜圖A 中Cu 原子分?jǐn)?shù)為52.93%，Sn 原子分?jǐn)?shù)為47.07%；譜圖B 中Cu 原子分?jǐn)?shù)為84.32%，Sn 原子分?jǐn)?shù)為15.68%；焊縫界面由Sn，Cu6Sn5和Cu3Sn 組成。Cu6Sn5是在液態(tài)過程形核并長大，而Cu3Sn 主要是在固態(tài)中形核長大，Cu 原子擴(kuò)散系數(shù)較高，界面IMC 層中Cu 濃度低于Cu 基板。根據(jù)擴(kuò)散定律，Cu 原子從Cu 基板中擴(kuò)散至界面IMC 層，并在Sn0.3Ag0.7Cu 接頭中分別生成了Cu3Sn 和Cu6Sn5，反應(yīng)公式如下：

圖1 不同回流時間下Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 焊點(diǎn)界面組織

圖2 Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 界面EDS 結(jié)果

回流0.5 h 時（圖1a），Cu 基板中Cu 原子與Sn 原子初步發(fā)生反應(yīng)，焊縫從上至下依次為Cu6Sn5/Sn/Cu6Sn5，其中Cu6Sn5厚度約為3.81 μm，所占焊縫比例為30.80%?；亓? h 時（圖1b），此時焊縫中Cu6Sn5所占比例為35.75%，厚度為4.62 μm，與焊接0.5 h 時相比厚度增大0.81 μm，Sn 原子與Cu 原子快速反應(yīng)Sn層明顯變薄?；亓? h 時（圖1c），IMC 層的生長繼續(xù)消耗中間的Sn 原子，焊縫中Sn 層的厚度進(jìn)一步減小，上下兩端Cu6Sn5趨近于接觸，IMC/Cu 界面開始出現(xiàn)較薄的Cu3Sn，其厚度為1.15 μm，此時測得IMC 總厚度約為6.13 μm。同時，焊點(diǎn)冷熱兩端IMC 層出現(xiàn)不對稱生長現(xiàn)象，冷端IMC 層厚度明顯大于熱端IMC層厚度，其中冷端IMC 層厚度為3.60 μm，熱端為2.53 μm。這是由于受回流焊中反應(yīng)時溫度梯度的影響，部分熱端Cu 原子通過IMC 層迅速擴(kuò)散到冷端Cu6Sn5/Sn 界面，使得冷端Cu6Sn5/Sn 界面附近的Cu原子濃度明顯高于熱端。冷端界面聚集形成大量較大尺寸Cu-Sn 團(tuán)簇，Cu-Sn 團(tuán)簇促進(jìn)了Cu6Sn5在冷端生長，而熱端由于部分Cu 原子遷移至冷端，較少的Cu 原子同時抑制熱端Cu6Sn5的生長[14]?；亓? h 時（圖1d），兩端部分IMC 生長連接到一起，回流過程中液相中的Sn 被分離成湖狀，待冷卻后液相湖凝固成固態(tài)島狀，此時測得Cu6Sn5厚度為9.26 μm，Cu3Sn 厚度為2.82 μm 同時IMC 占焊縫面積比例進(jìn)一步增大，為58.35%?；亓? h 時（圖1e），焊縫中僅剩部分Sn殘留在焊縫中未被完全消耗，Sn 島幾乎完全消失，大量IMC 出現(xiàn)在焊縫中?；亓? h 時（圖1f），焊縫中的Sn 完全消耗與Cu 發(fā)生反應(yīng)生成IMC，生長成完整的Cu/Cu3Sn/Cu6Sn5/Cu3Sn/Cu 多層結(jié)構(gòu)焊點(diǎn)，其中熱端的Cu/IMC 界面呈波浪狀，而冷端Cu/IMC 層相對較為平坦，這是由于冷端較厚的IMC 層和較高的Cu原子濃度抑制了銅基板的溶解，熱端較薄的IMC 層和較低的Cu 原子濃度促進(jìn)了Cu 基板的溶解[15-16]。Cu6Sn5和Cu3Sn 生長厚度隨回流時間變化如圖3 所示。

圖3 不同回流時間下Cu6Sn5 和Cu3Sn 厚度

圖4 為回流5 h 時Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 焊縫EDS面掃描圖。大量Cu 原子受溫度影響擴(kuò)散至焊縫中央與焊縫中的Sn 發(fā)生反應(yīng)生成金屬間化物，同時焊縫中顏色沒有明顯的襯度變化，這表明反應(yīng)生成的Cu6Sn5組織致密，沒有缺陷。而在焊縫上下兩端邊界處原子密度有一定變化，說明隨著反應(yīng)時間的進(jìn)行，焊縫冷熱兩端反應(yīng)生成Cu3Sn。

圖4 回流5 h 時Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 焊縫面掃描圖

2.2 回流時間對焊點(diǎn)抗剪強(qiáng)度的影響

圖5 為不同回流時間下Sn0.7Ag0.3Cu 釬料焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度。釬料焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度隨著回流時間的增加呈現(xiàn)下降趨勢，接頭抗剪強(qiáng)度下降是因?yàn)槭芙缑鍵MC 層厚度的影響，脆硬相Cu6Sn5和Cu3Sn 隨回流時間延長增厚，而釬料基體較軟，在拉力的作用下IMC 層與釬料基體界面處受到集中應(yīng)力影響，為裂紋提供形核基礎(chǔ)，裂紋沿著界面方向快速成長，從而導(dǎo)致接頭抗剪強(qiáng)度的下降[17-18]。時效初期，抗剪強(qiáng)度下降速度較快（0～3 h）；而在時效后期（3～5 h）抗剪強(qiáng)度下降趨勢較為平緩，這與IMC 層厚度生長速度先快后慢有關(guān)；時效初期界面中Cu 原子直接由基底向界面中擴(kuò)散Cu 原子快速與Sn 原子反應(yīng)生成Cu6Sn5，隨著時效時間增長較厚的Cu6Sn5和較薄的Cu3Sn 阻礙了Cu 原子由Cu 基底向界面擴(kuò)散，IMC 生長較為緩慢。與時效初期對比，回流5 h 時，焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度由32.16 MPa 降低至21.29 MPa,下降幅度為33.8%。

圖5 不同回流時間下焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度

2.3 回流時間對焊點(diǎn)斷口形貌的影響

Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 在不同回流時間下剪切斷口形貌如圖6 所示。回流0.5 h 時，IMC 和釬料組織均較為細(xì)小且分布較為彌散，斷口表面存在較為明顯的較大尺寸韌窩和撕裂棱，其中EDS 顯示韌窩基底為Sn，此時的斷裂模式為塑性斷裂。回流1 h 時，釬料中的Sn 和Cu 反應(yīng)生成少量脆性Cu6Sn5，韌窩急劇減少，釬焊接頭斷口由韌窩和河流狀解理花樣組成，同時出現(xiàn)較小IMC 顆粒，焊接接頭的斷裂模式為塑性斷裂和脆性斷裂混合機(jī)制?；亓?～5 h 時，焊接接頭中的釬料組織、IMC 逐漸粗化，韌窩消失，圖6c中，斷裂附近觀察到較小的IMC 晶粒，斷裂處的IMC較為平整聚集呈現(xiàn)為塊狀。圖6f 中，觀察到IMC 晶粒進(jìn)一步長大，同時塊狀I(lǐng)MC 更為平整，斷口呈現(xiàn)解理花樣，界面處的裂紋在拉力作用下沿界面方向快速長大呈撕裂狀，斷口斷裂模式為脆性斷裂。圖7b為圖6 中焊點(diǎn)（0.5～3 h）的斷裂示意圖，斷裂過程中界面中釬料基體和Cu6Sn5形成的凸起均被裂紋割裂，最后形成圖7b 所示的釬料和金屬間化合物均存在的斷口組織；隨著回流時間的延長，焊縫中Sn 基釬料全部參與反應(yīng)界面形成全金屬間化合物。對經(jīng)過剪切性能測試的斷口在SEM 下進(jìn)行觀察，發(fā)現(xiàn)斷口中露出少量的Cu3Sn 晶粒和大量的Cu6Sn5，同時斷口呈現(xiàn)解理花樣，斷裂過程如圖7c 所示。

圖7 斷裂模式示意圖

3 結(jié)論

（1）焊點(diǎn)界面由Cu/Cu3Sn/Cu6Sn5/Cu3Sn/Cu 多層結(jié)構(gòu)組成，回流5 h 時，釬料中的Sn 全部參與反應(yīng)，焊點(diǎn)界面平整、連續(xù)，IMC 層呈扇貝狀，熱端IMC 層生長速度低于冷端IMC 層。

（2）脆硬相Cu6Sn5和Cu3Sn 在拉力的作用下為裂紋提供形核基礎(chǔ)降低了焊點(diǎn)的抗剪強(qiáng)度，焊點(diǎn)抗剪強(qiáng)度由時效初期0.5 h 時的32.16 MPa 降至5 h 形成全金屬間化合物的21.29 MPa，降低了33.8%，焊接接頭的斷裂模式從塑性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔?，同時，斷口中Cu6Sn5呈現(xiàn)解理花樣，出現(xiàn)較大顆粒的Cu3Sn。