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本文主要研究了Sn-3.0％Ag-0.5%Cu无铅钎料在J-SBB和SBM两种激光软钎焊工艺、老化和热冲击实验条件下，与六种不同厚度Au/Ni镀层的Au/Ni/CuUBMs(underbumpingmetallization)(0.5μm/1.2μm、1.0μm/1.2μm、1.5μm/1.2μm、2.5μm/1.2μm、2.5μm/nil和1.35μm/nilCu焊盘12μm)形成的焊点外观、焊点界面微观组织及其演变、断裂位置和断口成分及其失效原因、剪切和推力强度的变化及其原因。在J-SBB工艺条件下，当激光能量较低时，钎料/焊盘界面处会生成Au-SnIMC(intermetalliccompound)，随着Au层厚度的增加，Au-SnIMC由针状AuSn4、AuSn2转变成很少量针状AuSn4和层状AuSn4、AuSn2、AuSn和少量残余Au层。在SBM工艺条件下，钎料/焊盘界面处同样生成Au-SnIMC，由于其高于J-SBB的激光能量，随着Au层厚度的增加，除了2.5μmAu/1.2μmNi的这一组焊点界面含有针状AuSn2外，Au-SnIMC没有明显差异，基本上都为针状AuSn4和层状AuSn4。激光焊接后，接近飞机仔焊盘边缘和焊点的界面处，有一“下陷”部位，称之为“Sagging”现象，该“下陷”部位在随后的等温老化和热冲击实验条件下会增大，其原因是老化和热冲击过程中焊盘上的元素Au和钎料中的元素Sn的不断互扩散及IMC的演变和元素Sn的消耗。在老化和热冲击后，有Ni层的样品中发现NiAuSnCu四元IMC层，无Ni层的样品中发现(CuxAu1-x)6Sn5三元IMC层，这两种IMC导致大部分焊点脆性断裂。六组焊点的失效模式有脆性和塑性两种。在J-SBB工艺下，1.5μmAu/1.2μmNi的这一组样品初始状态下推力试验断口位置主要在Au-SnIMC和Ni层之间，然而，样品老化和热冲击100、300和500小时后，推力试验断口位置主要在NiAuSnCu四元IMC和Ni层之间；对于1.35μmAu/nilNi的这一组样品初始状态下剪切试验断口位置主要在Au-SnIMC和(CuxAu1-x)6Sn5，老化和热冲击100、300和500小时的样品剪切试验断口位置主要在AuSn4和(CuxAu1-x)6Sn5。