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含铅焊料与铅合金涂覆长期以来作为电子产品互连的基础材料被广泛应用,但从环保的观点来看,铅和铅化合物产生的毒性,将给环境与人类带来危害。20世纪末,世界电子制造领域开始进行无铅焊料的研究与开发,随着欧盟WEEE指令、ROHS指令的颁布实施,电子制造业已转向“无铅化组装“的绿色制造体系。然而无铅制造实用化涉及到各方面:无铅焊料、无铅应用工艺、无铅元器件、组装设备、组装可靠性等诸多方面。本论文针对无铅焊接界面的特殊性和SnBi焊点的时效脆性等特点,设计了一些列实验以揭示无铅焊接过程中焊料成分、基体取向对焊点界面化合物形成的影响并探索基体类型对SnBi焊点可靠性的影响。
无铅焊料与铜基焊接界面的金属间化合物的晶粒粗化与无铅焊料中的铜焊料有关。过饱和焊料Sn3wt％Cu与Cu界面的金属间化合物的晶粒平均半径与回流时间的立方根成正比关系,相应的晶粒分布规律符合FDR(flux driven ripening)模型而非LSW(Lifshitz,Slyozov and Wagner)；而对于纯Sn、共晶SnAgCu焊料与铜界面的金属间化合物的平均晶粒半径与回流时间的平方根成正比关系,相应的晶粒分布规律符合修正后的FDR模型和MR(Marqusee and Ross)模型。同样固态时效过程中,共晶SnPb与Cu界面金属间化合物的平均晶粒半径与时效时间的立方根成正比关系,晶粒分布符合FDR模型。因此FDR模型可很好地阐述焊接界面金属间化合物的晶粒粗化机制和晶粒分布规律。
然而铜多晶基体转变为单晶后,界面Cu6Sn5的形貌取决于铜单晶的晶体取向。在(001)和(111)单晶铜基体与纯Sn界面上形成的金属间化合物为一些规则排列的棱柱状Cu6Sn5而并非典型的扇贝状。(001)单晶铜上的棱柱状化合物Cu6Sn5主要沿着相互垂直的两个方向生长；而(111)单晶铜上的棱柱状化合物Cu6Sn5却沿着三个互为60°的方向生长。EBSD(electron backscatter diffraction)分析结果显示规则排列的棱柱状Cu6Sn5的[201]方向与单晶铜部分取向存在极小的错配度,导致优先形核使得彼此间存在大量的特定取向关系。而在(011)和(123)单晶铜上仍形成典型扇贝状Cu6Sn5。实验结果证实棱柱状Cu6Sn5晶粒的粗化主要由界面间铜流量决定,而扇贝状Cu6Sn5晶粒的粗化源于两个流量:界面间铜流量和熟化铜流量,这也就导致了棱柱状Cu6Sn5晶粒的粗化机制与扇贝状不同。
进一步应用EBSD研究界面结果发现(011)铜与扇贝状Cu6Sn5界面也存在大量特定的取向关系,且Cu6Sn5层呈现出非常强的织构,并且不受时效时间和新相形成的影响。而单晶银与Sn的界面化合物研究结果表明:银晶体取向能够改变界面金属间化合物的形貌并不是铜单晶所独有的,银单晶取向的改变也能改变界面金属间化合物的形貌。同时EBSD研究结果显示当银单晶取向为(001)、(011)和(111)时,界面金属间化合物Ag3Sn和银单晶基体间同样存在大量的取向关系而且呈现出一定的织构,其原因仍是由于金属间化合物Ag3Sn与银单晶基体间存在最小错配度方向。
对焊点的力学性能研究发现SnBi焊料与铜焊点经120℃时效8天后,焊点沿着Cu3Sn/Cu界面发生明显的脆性断裂,这严重恶化了SnBi/Cu焊点的力学性能。微观组织研究结果证实经长时间固态时效或液态时效后的SnBi/Cu焊点的Cu3Sn/Cu界面可发生Bi颗粒偏聚并形成孔洞。然而向铜基体中加入少量的Ag、Al、Sn或Zn等元素后,发现SnBi/Cu-X合金连接偶经长时间固态时效后焊点不再发生脆性断裂,且断裂沿着Cu6Sns/Cu界面发生。即使对于长时间固态时效和液态时效后的SnBi/Cu-X合金连接偶界面的微观组织仍没有发生界面Bi偏聚及界面脆性断裂现象。在铜合金基体上未发生Bi偏聚应归因于两个原因:其一是扩散进入SnBi/Cu-X(X=Ag)界面的Bi能进一步扩散进入铜合金基体；其二是铜合金界面组织为SnBi/Cu6Sns/Cu—X(X=Al、Zn)而不是SnBi/Cu6Sn5/Cu3Sn/Cu-X,界面组织变化极有可能使Bi在Cu6Sn5/Cu-X界面的化学势升高导致Bi并不能扩散至界面。