哈尔滨工业大学工学硕士学位论文
（c）10天 （d） 15天
（e）20天
图3-14 焊膏B的焊点150℃时效的界面IMC形貌和厚度
图3-15为Sn-3.5Ag焊点在150℃时效过程中IMC的生长趋势图。在时效的初期，η相生长速率较快。尤其是速率较慢的C和D曲线，由于界面IMC的初始形貌比较尖锐，凹凸不平的IMC表面有利于基板上的Cu向钎料内部扩散。相邻的凸出的η相之间的界面处存在自然的―小沟‖，焊盘上的Cu可以从这些―小沟‖向钎料中扩散，扩散路径相对较短。所以在时效开始的初期，由于在―小沟‖处的扩散和反应速率最快，―小沟‖被新生长起来的η相填平，尖锐起伏的IMC界面很快长成大波浪形状。此后IMC的进一步生长过程中Cu元素的扩散必须穿越已经形成的IMC层，所以生长速率下降。
因此，在IMC的生长过程中，实际分为两个阶段。第一阶段IMC异常的薄，基板上Cu元素向钎料扩散快，η相生长速率大。扩散机制主要是颗粒边界扩散；第二阶段，当IMC厚度达一定程度且其形貌较为平缓时，原有的颗粒边界的扩散通道减少，扩散机制是体积扩散，因而IMC生长速率也降低。这对于公式（3-14），主要体现在时间指数n的差异。P.T.Vianco 等人的研究 [37]认为，第一阶段的时间指数n值在0.5左右，而第二阶段则
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可以达到0.3时。
图3-15 焊膏B焊点在不同冷速下的IMC生长曲线
3.6 本章小结
1. 无铅回流焊温度曲线的冷却速率对无铅焊膏Sn-3.5Ag和Sn-3Ag-0.5Cu焊点微观的影响大致相似。在冷速超过-4℃/S时，微观细化，由细小的β-Sn颗粒和共晶网络组成。共晶网络中的金属间化合物Ag3Sn呈细小弥散的颗粒状。这是因为在较快的冷速提供更多的形核。
2. 在冷速小于2℃/S时，微观逐渐粗化。晶粒间距增大，共晶网络宽度
增加。同时， Ag3Sn随冷速减小而逐渐向针状和长条状转化。 3. 冷却速率影响界面IMC的形貌，冷速超过-4℃/S的焊点界面产生薄
而平坦的η-Cu6Sn5相，小于2℃/S则得到较厚的η-Cu6Sn5相，且其形
貌随冷速的减小而逐显尖锐。
4. 不同冷速下形成的焊点在时效过程中表现出不一样的IMC长大行
为。小冷速下的界面IMC厚度在时效的初期迅速增加，形貌也很快
由尖锐的起伏状逐渐向大波浪形貌转变。实验表明，在所有冷速下的界面IMC生长都明显分为两个阶段，在第一阶段生长较快，之后进入一个缓慢生长期。这和各阶段的扩散机制有关。
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第4章 冷速对无铅焊点力学行为的影响
4.1 引言
不同冷却条件下形成焊点在微观组织上的差异必然也导致力学性能的差异。本章研究不同冷速下片式元件和QFP焊点的力学性能，并通过研究拉伸和推剪过程焊点的断裂行为，找出冷速和力学行为之间的联系。
4.2 冷速对无铅焊点力学性能的影响
4.2.1 力学测试仪器
焊点力学性能测试分别选取QFP引脚45°拉脱和片式电阻推剪。QFP引脚拉脱在RHESCA的PTR-1000接合强度检验机进行；电阻推剪在PTR-1100机型上测试。仪器外观如图4-1所示。
图4-1 PTR-1000接合强度检验机及测试示意图
PTR系列力学仪器的传感器负荷为10Kgf，精度为±0.3％，与主机装配后精度为±0.5％；测定速度可以在0.01～1.00mm/s之间。带有数据解析软件，可以用来体现力（F）与位移(X)之间的变化关系。
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4.2.2 QFP焊点的力学测试
对四种曲线下的焊点进行拉脱试验，测定速度一律为5mm/min。试验结果见表4-1。A曲线和B曲线焊点强度较为接近，强度值相对较大，C曲线和D曲线焊点强度则较低。在相同条件下形成焊点的拉脱载荷值分布在一定的范围内，具有一定的分散性。其中A曲线载荷值在[912.5gf,1119gf]范围；B曲线焊点载荷值大约在[903.1gf,1091gf]范围；C曲线在[800.2gf,915.4gf]范围，D曲线焊点载荷值在[763.2gf,917.7gf]范围。可见较快冷速的A曲线和B曲线获得了较大的拉脱载荷值。结合前文不同冷速下焊点微观组织的变化，可以看出快冷提高焊点强度的原因可能有：一是内部组织细化，快冷形成弥散分布的颗粒状IMC起到一定的原位增强作用；二是快冷时界面IMC的厚度小，形貌平缓，慢冷的IMC则厚度大，形貌尖锐，在拉脱过程中易于应力集中，成为裂纹的萌生点。因而拉伸强度低于快冷件。
表4-1 焊膏B在各冷却曲线下形成的QFP焊点的拉脱载荷值
（gf）
试件 A曲线 959.4 983.5 1116 1119 测定值 968.8 912.5 948.0 929.2 990.7 979.3 平均值 990.1 B曲线 903.1 907.2 1000 1034 977.2 933.3 1091 977.2 917.7 953.3 969.4 C曲线 863.1 885.6 913.5 915.4 880.9 910.0 880.2 895.3 875.1 800.2 889.9 D曲线 875.9 882.2 763.2 917.7 780.9 917.7 780.9 820.3 845.6 830.5 841.5
由焊点载荷分布（表4-2）可以看出，虽然拉脱值具有一定的分散性，
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但是仍然存在分布相对密集的区间。如Sn-37Pb钎料（焊膏C）和焊膏A形成的焊点拉脱载荷值主要集中在700-950gf之间,焊膏B形成焊点的拉脱载荷值则主要集中在950-1100gf之间。
表4-2 相同条件下QFP焊点的拉脱载荷值分布情况
试样 Sn-37Pb Sn-3.5Ag Sn-3.0Ag-0.5Cu 载荷值 范围(gf) 560-950 520-1092 763-1119 载荷值分布率 ＜700gf 5% 13% — 700—950gf 90% 64% 36% 950－1100gf 5% 23% 58% ＞1100gf — — 6%
综上，无铅焊点的拉脱载荷值相当于或稍高于Sn-37Pb焊点的拉脱载荷值。试验条件下Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料形成的焊点拉脱载荷值要比Sn-3.5Ag焊点载荷值高。这可能有以下几点原因：一是两种钎料本身抗拉强度的差异。常温下，Sn-3.5Ag体钎料的抗拉强度为4.7kgf/mm2，低于Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料的5.5kgf/mm2[38]；二是Sn-3.5Ag和Cu盘的反应更快，生成的界面IMC稍厚于Sn-3.0Ag-0.5Cu；三是Sn-3.0Ag-0.5Cu合金中的Cu元素在钎料内部反应生成的Cu6Sn5化合物，起到弥散强化的作用。
计算三种焊膏在不同冷速下焊点拉脱载荷的平均值，结果如表4-3。相应的关系曲线见图4-2。由图表可知，冷速增加提高无铅焊点力学性能。焊膏B最快冷速下焊点平均拉脱载荷值比最慢曲线下的值多148.6gf，焊膏A次之，差值为126gf。而有铅焊点在一定冷速范围内，拉脱载荷有较小范围的提高，冷速继续增加时，拉脱值反而减小。
根据H.Conrad等人的研究，在较小冷速下Sn-Pb系合金的焊点微观为薄片状共晶体。在冷速增加时，共晶的Pb成球状，富Pb相枝状晶开始形成[39]。虽然冷速增加使各相都开始细化，但存在重要差异：Pb的硬度比富锡基体弱，且其含量远大于无铅钎料中Ag的含量，所以快冷形成的组织更有利于在变形过程中产生晶界滑移，所以冷速增加到一定范围后，焊点强度反而减小。而无铅焊点共晶带中的中间相则不然，Ag3Sn和Cu6Sn5颗粒硬度都高于周围的富锡基体，可以起到弥散强化的作用。这也是冷速在无铅导
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