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图4 250 ℃重熔100 s Sn23. 8Ag20. 5Cu /Cu接头界面的SEM照片
重熔15 s的扫描电镜照片可看出接头的微观组织从上到下依次为凝固的钎料、反应区及铜层,界面处存在着连续的比较薄的金属间化合物层,厚度约为1. 3μm,根据图3所示的EDX分
图5 250 ℃重熔100 s Sn23. 8Ag20. 5Cu /Cu接头界面EDX分析结果
析结果可确定为Cu6 Sn5 ,而Cu3 Sn 由于其形成激活能要高得多,在重熔时间较短时接头界面上没有发现此相。而重熔100 s较长时间,在Cu6 Sn5 (图5a)与Cu界面上发现了Cu3 Sn相(图5b) 。这与用Thermo -calc预测结果吻合得很好。由此可以认为,用热力学分析可以预测在任何温度下的相及相形成序列和不同体系的无铅钎料与界面反应,此方法对材料的合金设计、工艺设计具有一定的实际指导意义。
2.3 IMC的形成与长大机理分析
2.3.1 重熔时IMC的形成与长大
图6为250 ℃重熔IMC厚度随保温时间的变化曲线。
热力学分析和试验结果证实了有两种IMC生成。由于Sn、Cu在两种IMC中的浓度比例不同,因此在Sn 过量时形成Cu6 Sn5 , Cu 过量时形成Cu3 Sn[ 10 ] 。从图中可看出,重熔开始时直接从液态钎料中形成金属间化合物的速度较快。文献[ 5 ]中研究指出, IMC层的初始形成晶粒尺寸很细,因而,可以认为晶界扩散是使IMC快速增长的优先扩散机制。IMC 一旦形成, Sn、Cu 的扩散就要通过Cu6 Sn5 层,使扩散机制转变为体扩散。Sn、Cu的扩散的动力减小, IMC增加的速度也就逐渐减小。
图6 IMC厚度与保温时间的关系
由Sn、Cu二元相图可知,二者之间的溶解度是随温度而变化的,界面微小的温度波动, IMC相就可通过Cu /Sn - 3. 8Ag - 0. 5Cu界面上过饱和熔体的非均匀沉淀析出而形核,形核后的IMC,根据扩散理论,在界面上存在分解和长大两种反应,当液态钎料中的Cu含量没有完全饱和时, IMC发生溶解反应,溶解到钎料中去;当液态钎料中的Cu含量完全饱和时, IMC析出。重熔开始阶段,因液态钎料直接与Cu接触, Cu在液态钎料中,很容易达到过饱和,从而以IMC快速沉淀析出,此时, IMC增长速度比分解速度快,从而在Cu /Sn - 3. 8Ag - 0. 5Cu界面形成连续的IMC层。IMC层一旦形成,在体系里就存在了两个界面, 即Cu / IMC 和IMC /Sn - 3. 8Ag -0. 5Cu,在生长和分解的综合作用下, IMC的形成与长大主要发生在Cu / IMC界面上,因此时IMC的形成是靠Sn、Cu扩散通过IMC层,扩散到Cu界面的Sn与Cu形成IMC,当Sn能度较高时, Sn: Cu达到5: 6,形成Cu6 Sn5 ;当Sn能度较低时, Sn: Cu达到1:3,形成Cu3 Sn,且使IMC向Cu基底生长。钎料中的Cu经过IMC层扩散到界面,却不会形成IMC,这是因为IMC中的Cu浓度大于液态钎料中的Cu浓度,在浓度梯度的作用下,会向远离界面的钎料中扩散。只要生长反应超过分解反应, IMC层厚度就会增加,由于层厚是通过Sn穿过IMC的扩散引起,所以,IMC层增长速度会随它的增加而减慢。
2.3.2 时效时IMC的生长
焊点中形成的金属间化合物Cu6 Sn5 在时效过程中会随着Cu和Sn之间的进一步反应而继续生长演变。图7为焊点在130 ℃保温时金属间化合物的厚度随时效时间的变化曲线。可以看出随着时间的延长, IMC的厚度与根号t呈线性关系。重熔后Sn - 3. 8Ag - 0. 5Cu /Cu接头界面的IMC厚度大约为1. 3μm,在130 ℃的高温下保温72 h后, IMC长到大约5. 6μm,按金属
图7 IMC厚度与时效时间的关系
学理论,扩散控制的固态Cu6 Sn5 IMC的生长可用一维经验公式表示为X(t)-X0=根号D·t
式中: X ( t)为t时刻IMC层厚度; X0 为焊点条件下金属间化合物层的初始厚度; D 为该温度下扩散系数。
可看出试验数据与此关系式基本相符。由此可知,电子器件在服役过程中,过度的IMC增长,能引起钎料过量地消耗焊盘中的Cu,从实际应用考虑,在Cu焊盘上应采用合理阻挡层来控制IMC的增长。
3 结 论
(1) Sn - 3. 8Ag - 0. 5Cu /Cu界面反应形成了IMC层。用热力学分析计算法预测界面反应生成IMC为Cu6 Sn5、Cu3 Sn,第一析出相为Cu6 Sn5。
(2) 结合试验,采用SEM、EDX技术验证了250℃ IMC预测的吻合性。
(3) 重熔时,界面上IMC在初始阶段快速形成与长大,其后逐渐减慢;时效时,固态扩散促使IMC继续长大,速率小于液态下,增长厚度与时间的平方根成正比。 |
