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IMC对焊点可靠性的影响

发表于:2019-05-23 11:25 作者:新闻小编 来源:新闻小编

一、IMC对焊点强度的影响

焊接是依靠在接合界面上生成IMC而实现连接强度要求的。焊接界面的稳定性依赖于IMC的厚度,由此也可预测IMC对构成焊点钎料的体积的影响。随着安装越来越朝着微细化方向发展,IMC的相对体积也将增加。如图1所示,随着焊接部的微小型化,为了确保可靠性,必须充分考虑焊接界面所可能出现的各种各样的形态,选择最优化的合金设计,这对焊接接头的机械、化学、电气等性能有着关键性的意义。

图1

界面层的形态对焊接接续部分的结构可靠性有很大的影响。特别是厚度,要特别注意避免过厚的IMC层,易导致诸如组织结构变化、微小空洞、尺寸等不必要的缺陷。

二、IMC状态对焊点可靠性的影响

以SnPb钎料为例,当两种被连接的母材金属均为Cu时,要达到持久牢固的机械连接目的,就必须将焊点的温度加热到钎料熔点以上约15℃,时间为2~15s。这时钎料才有可能在焊盘和元器件引脚之间形成一种新的化学物质,而达到持久地将二者牢固地连接起来的目的。Cu与Sn的化学亲和力很强,因此,在焊接界面上Cu和Sn间的金属间化合物生长得很快,在焊接过程中对固相Cu的扩散过程的描述如图2所示。

图2

1.焊接之前通常母材金属(元器件引脚)在焊接之前都涂敷有可焊性涂层,如Sn涂层。它们经过了一段储存期后,由于扩散作用在镀层和母材表面之间的界面上都会不同程度地生成一层η-Cu6Sn5的IMC层,如图2(a)所示。2.接触当两种被连接的母材金属接触在一起时,它们间接触界面中间是一层纯Sn,如图2(b)所示。3.加热接合在Cu基板和共晶或近似共晶钎料SnPb、SnAg、SAC及纯Sn的界面处的初始生成的IMC为η-Cu6Sn5。不大确定的是,在Cu基板和η相之间的界面处另一稳定的ε-Cu3Sn相能否生成,这种不确定性的原因是ε相非常薄,即使存在也需要透射电镜(TEM)才可分辨出来,而普通扫描电镜(SEM)不能识别焊点凝固后的ε相。而在较高温度下ε相却能在更早的反应时间内生成。Cu3Sn比较薄,且Cu和Cu3Sn的界面比较平坦,而Cu6Sn5比较厚,在钎料侧形成许多像半岛状的突起。图3照片中的界面组织虽然是在实验的条件形成的,然而由再流焊接所形成的组织也是相同的。

图3

当连接部受到外力作用时,界面的高强度应力集中最易发生在凸凹的界面处,而不会在平坦的界面上形成。由图4可以清楚地看到,在主要断裂处的后面,还有许多微细的断裂发生在呈半岛状凸出的Cu6Sn5的根部。因此,对接合部的抗拉试验,必然是Cu6Sn5被破坏。

图4

在实际的基板上,由热疲劳等而引发的龟裂,与由钎料圆角、引线、基板上的图形,以及部件的材质和形状等所引发的应力集中的情况是不同的。因此,所有发生在界面上龟裂的原因,多数场合是由于在界面形成了不良的合金层所致。η-Cu6Sn5层有三种形貌,即:

●界面粗糙的胞状层:在俯视图中其形状与圆柱状晶粒相似,但横截面表现为树枝晶,树枝间有大量空隙。故这种IMC层不致密,与焊料接触界面粗糙,如图5所示。

图5

●扇贝状界面的致密层:在俯视图中这种形状类似胞状晶粒的,但IMC层是致密的。与焊料接触的界面类似于扇贝状,如图6所示。

图6

●平直界面的致密层:当Pb含量、温度和反应时间增加时,η层的形貌逐渐从粗糙的胞状层向扇贝状的致密层转变。ε层总是致密的且界面接近平直。快的冷却速率产生平直的Cu6Sn5层,慢的冷却速率出现小瘤状的Cu6Sn5形貌。再流时间对IMC形貌也有影响,时间短产生平直的η相形貌,时间长则更多产生小瘤状的或扇贝状的η相。而ε层与再流时间无关,它总是平直地生长。因此,当将两种接触的母材金属加热使Sn熔融时,由于温度的作用,在两母材金属表面将发生明显的冶金反应而使两母材金属连接起来。此时在两母材表面之间的接缝中将同时存在ε-Cu3Sn和η-Cu6Sn5两种金属间化合物层。贴近Cu表面生成的是ε-Cu3Sn,而原来中间的纯Sn层为生成的η-Cu6Sn5相所取代,此时的界面构造如图2(c)所示。4.加速生长在等温凝固的最初阶段,Cu6Sn5和Cu3Sn相的生长,是以Cu6Sn5的生长为主。当所有可反应的Sn都消耗完后,Cu3Sn相的生长通过消耗掉Cu和Cu6Sn5进行反应,最后,接合层就仅由Cu3Sn构成了。按连接的可靠性来说,图2(c)所示的状态是比较理想的。若此时对接合部继续加热,ε-Cu3Sn快速发育,其结果是整个接缝均被ε-Cu3Sn填充。由于ε-Cu3Sn金属间化合物是一种硬度更高而脆性更大的合金相,如果温度过高,生成的金属间化合物太厚,焊点的机械强度就会降低。

三、IMC厚度对焊点可靠性的影响

有学者针对纯Sn、Sn1.5Ag、Sn2.5Ag三种合金在Cu上组成的BGA焊点进行实验研究表明,IMC层存在一个临界厚度,此时的剪切强度最大。所有三种钎料的临界IMC层厚度约为0.2 μm。但三种钎料出现IMC临界厚度时的再流时间不同,纯Sn为60s,含Cu钎料约为15s。当IMC厚度薄于临界厚度时,剪切疲劳发生在钎料内部。随着再流时间的增加,剪切强度随钎料基体中Cu6Sn5的增多而增高。随着再流时间的进一步增加,界面IMC超过了临界厚度,剪切试验观察到在IMC层中发生脆断。因此,剪切强度随再流时间的增加反而降低。德国ERSA研究所的研究表明,生成的金属间化合物厚度在4 μm以下时,对焊点强度影响不大,如表1所示。正常时,焊接中通常CuSn合金层的厚度在2~4 μm之间。

表1

温度对焊点可靠性的影响是通过金属间化合物的生长状态表现出来的,图2所描述的过程还可通过金相切片分析得到证实,如图7~图10所示。

图7 沿Cu表面横断面上的SME图像

图8 焊接界面上的SME图像(150℃/10s)

图9 焊接界面上的SME图像(245℃/60s)

图10 焊接后界面横切面的SME图像

四、IMC微组织结构对焊点可靠性的影响

IMC形成质量对焊接接合部可靠性的影响主要表现在下述几个方面。1.Pb偏析有学者在研究了界面显微组织在裂纹生长中的影响时指出:沿钎料界面的疲劳裂纹的生长速率与释放的应力与老化时间有关。在长时间的高温老化,如在140℃下老化7~30天,由于在界面附近钎料中的Sn与母材金属Cu进行冶金反应形成Cu-Sn金属间化合物过程中消耗了Sn,因而在紧挨界面IMC形成了一个连续的富Pb相区域而造成Pb偏析(见图11),从而提供了疲劳裂纹易于扩展的途径。

图11 Pb偏析

2.片状Ag3Sn当ASC387-BGA钎料球以较慢的速度(0.02℃/s)凝固时,大片状的Ag3Sn会贯穿整个钎料,如图12所示。在靠近Cu6Sn5的IMC层处可观察到有大的片状Ag3Sn颗粒,有人研究疲劳裂纹伸展的途径时发现,裂纹正是沿着Ag3Sn/IMC相的界面扩展的。显然,大片状的Ag3Sn会对焊点延展性和抗疲劳造成不利影响。

图12 大片状的Ag3Sn

大片状的Ag3Sn的形成取决于:●Ag的浓度:高浓度Ag有利于Ag3Sn的形成,故Ag的含量最好低于3wt%。●冷却速率:Ag3Sn的生长需要液相中的Ag和Sn原子的长程扩散,相对较慢的冷却速率会赋予Ag3Sn生长的时间更长。因此,对BGA焊点的冷却速率应大于1℃/s或2℃/s。在SMT再流炉中,冷却速率一般在50~201℃/min之间。因此,大片状的Ag3Sn在焊点中并不常见。但在大元器件或厚基板中,会出现这种风险。●Cu的含量:焊点中的Cu含量会促进大片状Ag3Sn的生成。在SAC387等钎料中,Ag3Sn的含量百分比随Cu含量的增加而增大。也有报导,在Cu溶解到钎料的地方,出现邻近Cu基板处Ag3Sn的形成,以及大片状Ag3Sn在靠近Cu/钎料界面处的形成。然而,在此情况下IMC层却仍然由Cu6Sn5和Cu3Sn两种金属间化合物构成,如图13所示。

图13 SnAgCu和Cu的IMC层构成

3.柯肯多尔(Kirkendall)空洞有试验表明,随着焊点老化时间的增加,空洞在Cu3Sn相中形成。SnAg和SnPbAg焊点的剪切强度均随老化时间的增加而降低。老化初始时刻是发生在钎料和IMC中混合断裂,而老化达1 000h后就完全在IMC层中断裂。Cu3Sn层中空洞的形成与Cu基板制造工艺有关,有学者研究表明,如SnAg共晶钎料在电镀Cu上于190℃老化3天后可观察到空洞,而对轧制的Cu箔上在相同温度下老化12天,在ε相和η相中均未发现空洞。在Cu3Sn的形成过程中,Sn和Cu不同的扩散速率使其物质迁移不平衡,导致了空位或微小的柯肯多尔空洞的形成,电镀过程中带入的氢会加速这种空位或空洞的形成。在BGA近似共晶的SAC钎料球和Cu焊盘上的焊点界面在100℃、125℃、150℃和175℃下等温老化3天、10天、20天和40天,进行跌落和剪切试验时,在Cu-Cu3Sn间的界面观察到了柯肯多尔空洞。在125℃老化3天后空洞占整个焊接界面的25%。柯肯多尔空洞随老化温度和时间的增加而增加。例如,125℃下老化10天的跌落试验性能比未老化的性能降低了80%。在无电解镀Ni-P合金的情况下,从镀层Ni向钎料侧由扩散过程形成了Ni3Sn4和薄的Ni3SnP。由于在与Sn的反应中消耗了Ni,多余的P就积累在Ni/IMC界面,而导致了富P层(Ni3P+Sn)的出现。在Ni3Sn4和富P的Ni层界面上由于Sn扩散进入IMC层后,在IMC层上的钎料里就容易出现柯肯多尔空洞,如图14所示。

图14 镀Ni和Sn合金界面的模型

根据樊融融编著的现代电子装联工艺可靠性改编

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