1.9 焊点的形成过程与金相组织

焊点的形成过程

焊点的形成包括两个过程：焊料的熔化与再结晶；界面反应。界面反应过程又可分为三个阶段：焊料润湿（铺展）、基底金属熔解/扩散和IMC的形成，如图1-38所示。通常所讲的软钎焊原理主要就是这个过程。

焊点的金相组织

常用焊料合金的金相组织：

（1）Sn-37Pb合金金相组织由两种金属相决定：Sn与约2%的Pb；Pb与约20%的Sn固溶体。在共晶合金中，通常两种金属表现为交错叠层的均匀片状结构，如图1-39所示。

（2）Sn-3.5Ag合金金相组织为“Sn+Ag₃Sn”，通常Ag₃Sn能够均匀地分散在母体Sn相中并构成环状结构，如图1-40所示。白色微粒为Ag₃Sn，直径在1μm以下。

（3）SAC合金金相组织为纯Sn加IMC（Cu₆Sn₅、Ag₃Sn），如图1-41所示。其中：A为Sn相——树枝状结晶组织；B为共晶相，包括二元共晶物（Sn+Cu₆Sn₅，Sn+Ag₃Sn）和三元共晶物（Sn+Cu₆Sn₅+Ag₃Sn）；C为晶界处金属间化合物（Cu₆Sn₅+Ag₃Sn），Ag₃Sn呈针状。

（4）用Sn-37Pb焊接SAC305，形成的合金金相组织比SAC多一个富铅（Pb）相，如图1-42所示。

金属间化合物

IMC是界面反应的产物，是形成良好焊点的一个标志。

在各种焊料合金中，大量的Sn是主角，它是参与IMC形成的主要元素。其余各元素仅起配角作用，主要是为了降低焊料的熔点以及压制IMC的生长，少量的Cu和Ni也会参与IMC的结构。

界面IMC的形貌与焊后老化时间有关。常见的界面反应与IMC形貌如下。

1）Sn与Cu界面反应

Sn-Pb、SAC、Sn-Cu焊料与OSP、Im-Ag、Im-Sn及HASL的界面反应一样，其本质都是Sn与Cu的界面反应。

在200～350℃范围内，Sn与Cu界面反应总会形成Cu₆Sn₅、Cu₃Sn的双层结构，如图1-43所示。在240～330℃范围内，Cu₆Sn₅和Cu₃Sn同时生长，Cu₆Sn₅主要在Cu/Sn边界形成，Cu₃Sn一般在Cu₆Sn₅与金属Cu边界形成，且在富Sn相中Cu₆Sn₅要比Cu₃Sn生长快得多。另外，在再流焊接过程中，Cu₆Sn₅以扇贝形态生长，晶粒粗化过程和扩散过程也发生在Cu₆Sn₅中。Cu₃Sn一般非常薄，为0.2～0.5μm，如果放大倍数小于1000，一般看不到。一般认为Cu₃Sn属于不好的组织，它使焊缝变得十分脆。

通常看到的Sn-Pb与Cu表面形成的IMC形貌如图1-44所示。

2）Sn与Ni的界面反应

Sn-Pb焊料与ENIG的界面反应属于Sn与Ni的界面反应。由于Ni比较稳定，界面反应层与Cu相比一般薄得多。根据相图推测的反应结构为Ni₃Sn/Ni₃Sn₂/Ni₃Sn₄，然而在钎焊的界面上一般看不到Ni₃Sn和Ni₃Sn₂，只能观察到Ni₃Sn₄。

Sn与Ni形成的IMC，即Sn-Pb与ENIG表面形成的Ni₃Sn₄，其典型形貌如图1-45所示。

通常看到的Sn-Pb与ENIG表面形成的IMC形貌如图1-46所示。

3）Sn-Cu-Ni的界面反应

SAC、Sn-Cu焊料与ENIG的界面反应一样，本质一样，属于Sn、Cu与Ni的界面反应。

SAC、Sn-Cu焊料与ENIG的界面反应，界面IMC的类型主要由钎料中Cu的含量决定。当钎料中Cu的含量很低时，界面处形成（Ni，Cu）₃Sn₄，如图1-47所示。当钎料中Cu的含量很高时，界面处形成（Ni，Cu）₆Sn₅，而不同的钎焊条件和方法使（Ni，Cu）₃Sn₄向（Ni，Cu）₆Sn₅转变时钎料中Cu的含量临界值不同，一般在0.6～0.7wt%；如果含Cu量在0.2～0.7wt%之间，通常形成（Ni，Cu）₃Sn₄和（Ni，Cu）₆Sn₅双层IMC结构。

形成过程为：Sn与Ni形成Ni₃Sn₄→基材Cu通过Ni晶界扩散到Ni₃Sn₄，形成（Ni，Cu）₃Sn₄→焊料中富集的Cu与Ni₃Sn₄反应形成（Cu，Ni）₆Sn₅，随着再流焊接次数的增加而不断长大，同时（Ni，Cu）₃Sn₄基本维持原有尺度。

在多次或长时间再流焊接条件下，SAC与ENIG表面形成的双层IMC形貌如图1-48所示。

4）不良界面IMC的切片图

（1）块状化IMC。

块状化IMC并不是一个专业术语，笔者用它来描述一种超厚、超宽且有断续的IMC形态（切片图呈现的形貌）——扇贝形IMC组织粗大（W、h≥5μm）、连续层相对非常薄甚至个别地方断开（切片图，放大倍数≥1000），如图1-49所示。

图1-50所示为高温长时间再流焊接形成的焊点切片图，呈典型的块状化IMC结构。其BGA为SAC焊球、OSP焊盘处理工艺，焊接采用的是SnPb焊膏（混装工艺），焊接峰值温度为235℃，217℃以上时间为70s。测试表明，其剪切强度比正常焊点低20%以上。

正常的IMC形貌应为比较厚的连续层，且扇贝形IMC是长在连续层以上的，是焊料（主要是Sn）中Cu扩散的结果，如图1-51所示。

在Ni/SAC界面，如果再流焊接时间比较长也会形成块状化IMC。图1-52所示为电镀镍金工艺处理的BGA在焊接峰值温度243℃、217℃以上焊接时间95s条件下形成的（Cu，Ni）₃Sn₄块状化IMC形貌。此切片图来源于BGA掉落的样品，因此看不到BGA载板焊盘。

图1-52中的IMC组织并不粗大，但符合块状化的特征。此类形貌的IMC不耐机械应力作用，如果PCBA在生产周转、运输过程中不规范，很容易导致BGA类应力敏感元器件焊点的开裂。

块状化IMC的形成机理尚不清楚，可能是IMC高温溶解再结晶的结果，这可以用连续层比较薄、块状化的形貌来解释。

（2）含银镀层QFN形成的富铅焊缝，如图1-53所示。此图片来源于某早期失效单板上QFN切片的分析报告。由于焊缝中富铅组织的存在，降低了焊缝强度，导致早期失效。

（3）焊点中Ag₃Sn颗粒尺寸一般在1μm以下并均匀地分布于Sn母相中，若随着Ag含量的增加，达到3.5%以上，则Ag₃Sn晶粒会出现粗化，以致出现针状（切片图中的表现，焊点中实际为板状，如图1-54所示）。此时如果合金受到外力作用，则容易出现龟裂。

当Ag的含量低于3.0%时，在焊缝中几乎看不到Ag₃Sn；只有当Ag的含量达到3.5%以上并在较长的焊接时间、缓慢冷却条件下，才能形成明显的Ag₃Sn。

5）Cu对IMC的影响

随着Cu含量的增加，界面IMC结构也会发生变化，如图1-55所示。

与界面扩散有关的断裂失效

1.金脆效应

如果金（Au）太厚（针对电镀Ni/Au而言，一般应小于0.08μm），则在使用过程中，弥散在焊料中的Au会扩散回迁到Ni/Sn界面附近，形成带状（Ni_1-xAu_x）Sn₄金属间化合物，如图1-56（a）所示。该IMC在界面上的富集常常导致著名的金脆断裂失效。但一些研究表明，这种Au迂回迁移只发生在有铅钎料中，在无铅钎料中目前还没看到^[1]。

2.界面耦合现象

PCB焊盘界面上的反应不但与本界面有关，也与元器件引脚材料及涂层有关，这取决于两个相对界面间的距离。一般认为，小于0.2mm就会发生界面耦合现象。例如，在焊盘为Ni/Au，而元器件引线为铜合金时，铜常常会扩散到Ni/Sn界面，从而导致界面形成（Cu，Ni）₃Sn₄和（Cu，Ni）₆Sn₅双层结构。

3.Kirkendall空洞

ENIG镀层容易发生著名的Kirkendall空洞，如图1-57所示。

Kirkendall空洞与高温老化时间有关，时间越长，空洞越多。如果在125℃条件下，40天就会形成连续的断裂缝。

IMC的发展

普遍认为，很厚的IMC是一种缺陷。因为IMC比较脆，与基材（封装时的电极、零部件或基板）之间的热膨胀系数差别很大；如果IMC层很厚，就容易产生龟裂。因此，掌握界面反应层的形成和成长机理，对确保焊点的可靠性非常重要。

IMC的形成与发展，与焊料合金、基底金属类型、焊接的温度与时间和焊料的流动状态有关。一般而言，在焊料熔点以下温度，IMC的形成以扩散方式进行，速度很慢，其厚度与时间的平方成正比。在焊料熔点以上温度，IMC的形成以反应方式进行。一般情况下（在焊接工艺条件范围内），温度越高、时间越长，其厚度越大，如图1-58所示。因此，过高的温度、过长的液态时间，将会导致过厚的IMC。

在有铅工艺条件下，由于有铅的抑制作用，铜与SnPb焊料形成的IMC一般不超过2.5μm。但在无铅工艺条件下，由于铜在熔融的SAC305中的溶解度比在Sn63/Pb37中的溶解度高8.6倍，因而在与SAC反应时会形成较厚的IMC层，这点对于无铅焊点的可靠性不利。

IMC的生长是一个复杂的过程，如图1-59、图1-60所示，随焊接时间的延长会出现厚度峰值，并非一直都呈线性的生长。好在焊接工艺条件下（再流焊接时间3min内），一般不会遇到此情况。因此，在有关书籍中也不会讨论此问题。

随着再流焊接时间的延长，不仅厚度会增加，而且更重要的是形态也会发生变化。像Cu与Sn的界面反应，随着焊接时间的变化所形成的Cu₆Sn₅会变得“块状化”，如图1-61所示。

焊接后高温老化也会使IMC形态发生变化，这个变化与再流焊接时间延长不同，呈现贝壳间被填充的特性，也就是表面峰谷更小、更齐平，如图1-62所示。这是固态条件下长时间扩散的结果。