馬立民， 翟廣濤， 郭 福， 王乙舒

(1.北京工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 北京 100124； 2.新型功能材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 100124)

隨著經(jīng)濟(jì)的發(fā)展，電子產(chǎn)品的應(yīng)用越來越廣泛，且電子產(chǎn)品逐漸向小型化和高密度化發(fā)展. 焊點(diǎn)密度提高的同時(shí)，焊點(diǎn)的尺寸也越來越小. 該發(fā)展趨勢(shì)導(dǎo)致單個(gè)焊點(diǎn)在服役過程中承受的熱、電、力作用越來越強(qiáng). 由于電子產(chǎn)品工作條件日趨復(fù)雜，由數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)，目前越來越多的電子產(chǎn)品在服役過程中其主要失效形式并不是來自元器件的失效，反而是內(nèi)部焊點(diǎn)的失效[1-2]. 所以，電子產(chǎn)品內(nèi)部焊點(diǎn)的可靠性嚴(yán)重影響電子產(chǎn)品的壽命，任何焊點(diǎn)的失效都會(huì)縮短電子產(chǎn)品的使用壽命. 目前，影響焊點(diǎn)可靠性的因素主要有電遷移、熱疲勞和蠕變等. 而其中，由于焊點(diǎn)在服役過程中會(huì)經(jīng)歷大量的溫度循環(huán)和功率循環(huán)，因此熱疲勞是焊點(diǎn)的主要失效方式. 由于在服役過程中，焊點(diǎn)釬料基體、PCB板及芯片的熱膨脹系數(shù)不匹配，電子產(chǎn)品服役過程中易產(chǎn)生彈性變形應(yīng)力，在產(chǎn)生熱疲勞損傷的同時(shí)必然會(huì)引起蠕變變形[3-5]. 因此，蠕變被認(rèn)為是影響焊點(diǎn)可靠性的重要因素之一，而蠕變變形主要受到拉伸應(yīng)力的作用，因此，對(duì)焊點(diǎn)拉伸力學(xué)性能的研究具有重要意義.

隨著釬料無鉛化進(jìn)程的加速發(fā)展，無鉛釬料取代傳統(tǒng)Sn-Pb釬料成為大勢(shì)所趨. 目前，在電子工業(yè)中的Sn-Ag系和Sn-Ag-Cu(SAC)系釬料被認(rèn)為是最有潛力替代傳統(tǒng)Sn-Pb釬料的無鉛釬料. Sn-Ag系及SAC系釬料具有較好的力學(xué)、抗疲勞及抗蠕變性能. 但Sn-Ag系及SAC系釬料的熔點(diǎn)普遍較高,較高的熔點(diǎn)意味著在回流焊接過程中需采用較高的回流焊接溫度，而較高的焊接溫度會(huì)對(duì)電子元器件造成熱損傷，從而影響產(chǎn)品使用性能[6-8]. 所以，尋找熔點(diǎn)與Sn-Pb釬料熔點(diǎn)相近的無鉛釬料具有重要意義，而在降低釬料熔點(diǎn)的同時(shí)還應(yīng)提高焊點(diǎn)的力學(xué)性能. 研究者發(fā)現(xiàn)在Sn-Ag系釬料中添加Bi和In元素可顯著降低釬料熔點(diǎn)，同時(shí)，在Sn-Ag系釬料中添加適量Bi或In元素可顯著提高焊點(diǎn)疲勞壽命及電遷移壽命[9-10]. 在Sn3.0Ag0.5Cu(SAC305)釬料中添加Bi元素可以在金屬間化合物(intermetallic compound，IMC)處形成阻礙層，阻礙IMC的生長，降低IMC厚度，從而提高焊點(diǎn)剪切性能[11]. 在釬料中添加In元素后，會(huì)在焊點(diǎn)內(nèi)部形成均勻分布的富In相，從而提高焊點(diǎn)強(qiáng)度[12]. 研究者將Bi和In元素同時(shí)加入到Sn-Ag系釬料中，形成Sn-Ag-Bi-In(SABI)四元合金釬料，SABI系釬料不僅具有較低的熔點(diǎn)，還具有較好的抗疲勞性能、抗蠕變性能及抗電遷移能力等[13-14]. 加入Bi及In元素之后，Sn3.0Ag3.0Bi4.0In釬料的熔點(diǎn)約為200 ℃，接近Sn-Pb釬料熔點(diǎn)[15]. 同時(shí)，彌散分布在Sn基體內(nèi)部的ζ相(Ag4Sn 及 Ag3In 的固溶體)和Cu6(Sn,In)5會(huì)起到彌散強(qiáng)化作用，顯著提高焊點(diǎn)的抗疲勞性能[16]. 研究者發(fā)現(xiàn)在Sn3.0Ag3.0Bi10In焊點(diǎn)的富Sn相內(nèi)部分布有大量的Bi原子聚集，彌散分布的Bi原子團(tuán)聚顆粒起到強(qiáng)化焊點(diǎn)的作用. Tian等[17]研究了在電流應(yīng)力下SAC305單晶焊點(diǎn)及Sn3.0Ag3.0Bi3.0In(SABI333)焊點(diǎn)中IMC生長行為. 研究指出SAC305焊點(diǎn)在電流應(yīng)力作用下，內(nèi)部IMC顆粒表現(xiàn)出明顯的極化效應(yīng)，而SABI333焊點(diǎn)在電流應(yīng)力作用下，內(nèi)部針狀I(lǐng)MC分解為小顆粒IMC，從而增強(qiáng)焊點(diǎn)力學(xué)性能. 因此，在電遷移和熱疲勞條件下SABI焊點(diǎn)相較于SAC305焊點(diǎn)及其他無鉛釬料焊點(diǎn)表現(xiàn)出較高的可靠性.

目前關(guān)于SABI系釬料的研究主要集中在對(duì)焊點(diǎn)內(nèi)部IMC及Sn晶體c軸對(duì)焊點(diǎn)電遷移壽命的影響[18-20]. Sn晶體具有顯著的各向異性，晶體取向及晶體結(jié)構(gòu)對(duì)于焊點(diǎn)性能具有重要影響. 而晶體取向及晶體結(jié)構(gòu)對(duì)焊點(diǎn)拉伸力學(xué)性能影響的研究往往被忽略. SABI系釬料由于具有較低的過冷度和充足的形核質(zhì)點(diǎn)，該系釬料主要形成單晶、孿晶2種晶體結(jié)構(gòu)的焊點(diǎn)[21]. 2種不同的晶體結(jié)構(gòu)對(duì)焊點(diǎn)拉伸力學(xué)性能具有不同的影響. 本文主要對(duì)SABI333焊點(diǎn)及SAC305焊點(diǎn)的拉伸性能進(jìn)行對(duì)比研究，并選取SABI333單晶和孿晶焊點(diǎn)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，探究晶界對(duì)焊點(diǎn)拉伸性能的影響. 本文為SABI系釬料力學(xué)性能研究奠定了基礎(chǔ)并提供了新的研究思路.

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

1.1 樣品結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)及制備

制作焊點(diǎn)的釬料采用Sn3.0Ag3.0Bi3.0In(SABI333)及Sn3.0Ag0.5Cu(SAC305)釬料，制作釬焊接頭基材選用銅棒，其尺寸為5 mm×1 mm×1 mm. 用砂紙將銅棒一端磨平之后，用丙酮超聲清洗10 min以去掉銅棒表面油污及雜質(zhì)，而后，用體積分?jǐn)?shù)為10%的硝酸溶液超聲清洗10 min，去掉銅棒表面氧化物. 清洗結(jié)束后，用耐高溫膠將2個(gè)銅棒被磨平的一面相對(duì)粘在PCB板上，2個(gè)銅棒之間距離約為0.5 mm. 將SABI333及SAC305釬料均勻涂抹在2個(gè)銅棒間隙處，將釬料壓實(shí)后利用回流焊爐進(jìn)行回流焊接，回流焊接曲線如圖1所示. 回流焊接最高溫度分別為300、280 ℃，焊接時(shí)間為4 min，且超過釬料熔點(diǎn)溫度后持續(xù)1 min左右. 最后將PCB板與焊后焊點(diǎn)放到丙酮溶液中，利用超聲波清洗儀清洗去掉耐高溫膠，將焊后樣品與PCB板分離，并用型號(hào)為2000#的砂紙磨掉多余釬料. 焊點(diǎn)樣品示意圖如圖2所示，焊點(diǎn)的橫截面積為1 mm×1 mm，厚度約為0.5 mm.

圖1 回流溫度曲線Fig.1 Reflow temperature curve

圖2 焊點(diǎn)示意圖Fig.2 Schematic diagram of the solder joint

由于樣品尺寸較小，故將釬焊接頭用熱熔膠粘在圓形鋁片上進(jìn)行樣品的磨拋，如圖3所示. 在用型號(hào)為2000#的砂紙將釬焊接頭表面磨至劃痕均勻一致后，利用Al2O3懸浮液進(jìn)行樣品的拋光，拋光至釬焊接頭內(nèi)部無劃痕及應(yīng)力. 隨后，超聲清洗樣品，將焊點(diǎn)與鋁片分離，并利用基于掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)的電子背散射衍射(electron back scattered diffraction，EBSD)進(jìn)行晶體取向的表征.

圖3 焊點(diǎn)磨拋示意圖Fig.3 Schematic diagram of polishing solder joints

1.2 釬焊接頭拉伸性能測(cè)試

對(duì)釬焊接頭進(jìn)行晶體取向表征后，用萬能試驗(yàn)機(jī)(三思縱橫定制試驗(yàn)機(jī)，型號(hào)UTM4502X- WGWX)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，將釬焊接頭兩端加持在拉伸試驗(yàn)機(jī)上后進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速度保持0.1 mm/min，直至樣品斷裂. 拉伸斷裂之后，記錄拉伸過程中受到的最大力，并根據(jù)樣品橫截面積計(jì)算最大抗拉強(qiáng)度. 對(duì)晶體取向相似的SAC305焊點(diǎn)及SABI333焊點(diǎn)、SABI333單晶焊點(diǎn)及SABI333孿晶焊點(diǎn)分別進(jìn)行拉伸性能測(cè)試.

1.3 樣品測(cè)試手段

分別采用SEM和EBSD觀察分析樣品的表面形貌及晶體取向，同時(shí)利用基于SEM的能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)對(duì)SABI333釬焊接頭內(nèi)部Bi元素的分布進(jìn)行觀察，同時(shí)，拉伸實(shí)驗(yàn)后利用SEM對(duì)樣品的表面形貌和斷口形貌進(jìn)行觀察.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 SABI333與SAC305焊點(diǎn)拉伸性能對(duì)比

選取樣品尺寸相同、晶體取向相似的SAC305焊點(diǎn)與SABI333焊點(diǎn)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速度均為0.1 mm/min. 圖4為2種不同成分焊點(diǎn)抗拉強(qiáng)度對(duì)比柱狀圖，SAC305焊點(diǎn)和SABI333焊點(diǎn)的平均抗拉強(qiáng)度分別為42.05、112.56 MPa. 結(jié)果表明，SABI333焊點(diǎn)的抗拉強(qiáng)度要遠(yuǎn)大于SAC305焊點(diǎn)的抗拉強(qiáng)度.

圖4 不同成分焊點(diǎn)抗拉強(qiáng)度對(duì)比Fig.4 Comparison of tensile strength of solder joints with different components

2種不同成分焊點(diǎn)拉伸過程中應(yīng)變- 應(yīng)力曲線如圖5所示. 應(yīng)變與變形的關(guān)系為

(1)

式中：ε為應(yīng)變；L為焊點(diǎn)初始長度；L′為焊點(diǎn)拉伸后的長度.由圖5及式(1)可知，SAC305焊點(diǎn)在拉伸過程中產(chǎn)生的變形量較大，發(fā)生明顯的塑性變形后斷裂. SAC305焊點(diǎn)在達(dá)到其所能承受最大應(yīng)力載荷后，隨應(yīng)變?cè)黾樱鞈?yīng)力緩慢減小，在焊點(diǎn)應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)，拉伸應(yīng)力減小為0 MPa，焊點(diǎn)發(fā)生斷裂. SABI333焊點(diǎn)在拉伸過程中能承受的最大應(yīng)力載荷較大，但在應(yīng)變約為0.5時(shí)，應(yīng)力載荷減小為0 MPa，焊點(diǎn)發(fā)生斷裂. 結(jié)果表明，SABI333焊點(diǎn)相對(duì)于SAC305焊點(diǎn)抗拉強(qiáng)度得到顯著提高，但其塑性下降，在拉伸過程中不易產(chǎn)生塑性變形.

圖5 不同成分焊點(diǎn)拉伸過程中應(yīng)變- 應(yīng)力曲線Fig.5 Strain-stress curve of solder joints with different compositions during drawing

圖6(a)(b)分別為SAC305焊點(diǎn)斷裂后表面形貌圖和斷口形貌圖. 由圖6(a)可知，在拉伸過程中SAC305焊點(diǎn)發(fā)生明顯塑性變形，該焊點(diǎn)在拉伸過程中變形量較大，且在焊點(diǎn)中間部位發(fā)生明顯頸縮現(xiàn)象，最終在產(chǎn)生頸縮位置斷裂. 由圖6(b)可知，SAC305焊點(diǎn)斷口形貌為典型韌窩斷口，表明SAC305焊點(diǎn)在拉伸后發(fā)生典型的韌性斷裂. SABI333焊點(diǎn)斷裂后表面形貌和斷口形貌如圖7所示. 由圖7(a)可知，與SAC305焊點(diǎn)相比，SABI333焊點(diǎn)在拉伸過程中僅發(fā)生微量塑性變形，變形量較小，未產(chǎn)生頸縮現(xiàn)象，最終在焊點(diǎn)內(nèi)部斷裂. 由圖7(b)可知，該焊點(diǎn)的斷口形貌與典型的韌窩斷口形貌相差較大，部分?jǐn)嗫谖恢么嬖陧g窩，但韌窩深度較淺，斷口呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷口形貌，因此該焊點(diǎn)在拉伸過程中發(fā)生韌性斷裂與脆性斷裂相結(jié)合的斷裂方式. 由此可見，不同釬料成分對(duì)焊點(diǎn)的拉伸性能具有不同的影響. 在Sn-Ag合金中加入適量Bi及In元素后，焊點(diǎn)抗拉強(qiáng)度得到顯著提高，但SABI333焊點(diǎn)變脆，韌性降低.

圖6 SAC305焊點(diǎn)斷裂后形貌Fig.6 Morphology of SAC305 solder joint after fracture

圖7 SABI333焊點(diǎn)斷裂后形貌Fig.7 Morphology of SABI333 solder joint after fracture

SABI333釬料內(nèi)部Bi元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%，Bi元素的含量相對(duì)較少，因此SABI333焊點(diǎn)內(nèi)部的Bi原子易以單質(zhì)的形式存在，且Bi原子易在焊點(diǎn)基體內(nèi)部團(tuán)聚. 利用EDS分析Bi元素在焊點(diǎn)內(nèi)部的分布情況，圖8(a)為Bi元素分布情況. 在測(cè)試結(jié)果內(nèi)部存在大量的噪點(diǎn)，只有存在元素的聚集方可證明元素的分布情況，聚集現(xiàn)象越明顯，元素含量就越高. 因此，利用MATLAB軟件對(duì)團(tuán)聚的Bi元素進(jìn)行一定尺寸的篩選，如圖8(b)所示. 該操作的目的便是篩選超過一定尺寸的聚集顆粒，從而判斷元素分布情況. 在篩選過程中，首先將圖片進(jìn)行灰度處理，將彩色圖片轉(zhuǎn)換為黑白圖，用ostu方法獲取推薦二值化閾值，根據(jù)實(shí)際效果選取閾值為0.2，對(duì)圖像進(jìn)行二值化處理，將圖像上的像素點(diǎn)的灰度值處理為0(純黑色)或255(純白色)，使整個(gè)圖像呈現(xiàn)出黑白的效果，運(yùn)用MATLAB中strel函數(shù)的imopen開操作命令去除二值化圖像噪點(diǎn)，從而獲得Bi元素分布圖. 由圖8可知Bi原子在焊點(diǎn)內(nèi)部呈現(xiàn)小范圍團(tuán)聚，形成團(tuán)聚顆粒，且Bi原子團(tuán)聚顆粒在焊點(diǎn)內(nèi)部呈現(xiàn)彌散分布狀態(tài). 大量彌散分布的Bi原子團(tuán)聚顆粒起到彌散強(qiáng)化的作用，在拉伸過程中釘扎位錯(cuò)，防止位錯(cuò)滑移，阻礙焊點(diǎn)發(fā)生變形. 同時(shí)，Bi元素的加入在提高焊點(diǎn)抗拉強(qiáng)度的同時(shí)還易增加焊點(diǎn)的脆性，使SABI333焊點(diǎn)更易發(fā)生韌性斷裂與脆性斷裂相結(jié)合的斷裂方式. 圖9為SAC305和SABI333焊后焊點(diǎn)的表面形貌. 由圖9(a)(b)對(duì)比可知，SAC305焊點(diǎn)內(nèi)部只分布有少量尺寸較大的IMC，即Cu6Sn5，SABI333焊點(diǎn)內(nèi)部黑色彌散分布的IMC為Cu6(Sn,In)5，這是因?yàn)镮n元素的加入，In取代Sn的位置，易在焊點(diǎn)內(nèi)部形成大量細(xì)小的IMC，即Cu6(Sn,In)5. 此外，焊點(diǎn)內(nèi)部白色顆粒為富Ag相(Ag4Sn與Ag3In兩相的固溶體). 細(xì)小的IMC彌散分布在Sn基體內(nèi)部，在拉伸過程中同樣起到了釘扎位錯(cuò)、防止位錯(cuò)滑移的作用. 因此，由于彌散分布的Bi原子團(tuán)聚物及IMC的彌散強(qiáng)化作用，在拉伸過程中SABI333焊點(diǎn)內(nèi)部位錯(cuò)滑移難度增加，從而使SABI333焊點(diǎn)不易發(fā)生塑性變形，在顯著提高SABI333焊點(diǎn)抗拉強(qiáng)度的同時(shí)也增加了焊點(diǎn)的脆性.

圖8 SABI333焊點(diǎn)中Bi元素的分布Fig.8 Distribution of Bi element in SABI333 solder joint

2.2 不同晶體取向結(jié)構(gòu)的SABI333焊點(diǎn)拉伸性能對(duì)比

查閱文獻(xiàn)可知，相對(duì)于SAC305焊點(diǎn)，SABI333焊點(diǎn)的過冷度較低，在凝固過程中，Sn晶核的長大速度相對(duì)較慢[13]. 同時(shí)，由圖8、9可知，SABI333釬料在凝固過程中易形成彌散分布的Bi原子團(tuán)聚顆粒和細(xì)小的IMC，尺寸較小的顆粒都可以提供形核位置. 前期研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)回流焊峰值溫度越高(回流焊的過程中，冷卻速度越快)時(shí)，越易形成孿晶焊點(diǎn)[13]. 在相同的回流焊條件下SABI333釬料在凝固之后除了會(huì)形成單晶焊點(diǎn)外，還易形成孿晶焊點(diǎn).

圖9 不同成分焊點(diǎn)內(nèi)部金屬間化合物分布對(duì)比Fig.9 Distribution comparison of intermetallic compounds in solder joints with different compositions

圖10為SABI333單晶焊點(diǎn)晶體取向及晶界圖、取向差分布圖. 由圖10(a)可知，單晶焊點(diǎn)內(nèi)部晶粒的晶體取向顏色基本一致，且焊點(diǎn)內(nèi)部只分布有藍(lán)色晶界(5°～15°). 由圖10(b)可知，焊點(diǎn)內(nèi)部取向差均小于10°，焊點(diǎn)內(nèi)部只存在小角度晶界，因此，該焊點(diǎn)可被看作由一個(gè)完整的晶粒構(gòu)成，為典型的單晶焊點(diǎn). 圖11為SABI333孿晶焊點(diǎn)晶體取向及晶界圖、取向差分布圖. 一個(gè)Sn晶粒具有一種晶體取向，而EBSD測(cè)試結(jié)果中不同的顏色代表不同的晶體取向，由圖11(a)可知，該焊點(diǎn)由多個(gè)Sn晶粒構(gòu)成，但只包含3種不同的晶體取向. 具有3種不同晶體取向的Sn晶粒在焊點(diǎn)內(nèi)部呈現(xiàn)交錯(cuò)分布，焊點(diǎn)內(nèi)部除有少量藍(lán)色晶界(5°～15°)分布外，還有大量紅色晶界(50°～70°)分布其中，且紅色晶界呈網(wǎng)狀分布. 結(jié)合圖11(b)可知，紅色晶界取向差集中于50°～70°，即紅色晶界為孿晶界，且孿晶界數(shù)量遠(yuǎn)多于小角度晶界，因此，該焊點(diǎn)為典型的孿晶焊點(diǎn). 由2種不同晶體取向焊點(diǎn)的晶界圖對(duì)比可知，單晶和孿晶焊點(diǎn)內(nèi)部晶界的分布具有顯著差異. 單晶焊點(diǎn)內(nèi)部只有小角度晶界且分布較少，而孿晶焊點(diǎn)內(nèi)部則分布有大量孿晶界且呈網(wǎng)狀交錯(cuò)分布.

圖10 SABI333單晶焊點(diǎn)Fig.10 SABI333 single crystal solder joint

圖11 SABI333孿晶焊點(diǎn)Fig.11 SABI333 twin crystal solder joint

選取尺寸相同的SABI333單晶焊點(diǎn)和孿晶焊點(diǎn)進(jìn)行相同拉伸速度的拉伸實(shí)驗(yàn). 對(duì)2種焊點(diǎn)的抗拉強(qiáng)度進(jìn)行對(duì)比，如圖12所示. 由圖12可知，SABI333單晶焊點(diǎn)平均抗拉強(qiáng)度為105.43 MPa，孿晶焊點(diǎn)平均抗拉強(qiáng)度為119.56 MPa，結(jié)果表明，孿晶焊點(diǎn)的抗拉強(qiáng)度均高于單晶焊點(diǎn). 具有不同晶體結(jié)構(gòu)的焊點(diǎn)其拉伸性能也具有明顯差異，如圖13所示. 由圖13及式(1)可知，SABI333單晶焊點(diǎn)在拉伸過程中首先發(fā)生微量塑性變形，在應(yīng)變?yōu)?.3時(shí)，應(yīng)力載荷達(dá)到最大，之后隨應(yīng)變?cè)黾樱瑧?yīng)力載荷逐漸減小，在應(yīng)變?yōu)?.5時(shí)應(yīng)力載荷減小為0 MPa，焊點(diǎn)發(fā)生斷裂；而SABI333孿晶焊點(diǎn)在拉伸過程中幾乎未發(fā)生塑性變形，在應(yīng)變?yōu)?.3時(shí)，孿晶焊點(diǎn)所承受的應(yīng)力載荷達(dá)到最大值，此時(shí)，應(yīng)力載荷迅速減小為0 MPa，孿晶焊點(diǎn)發(fā)生脆性斷裂. 結(jié)果表明，SABI333孿晶焊點(diǎn)在拉伸過程中能承受的最大應(yīng)力載荷較大，抗拉強(qiáng)度較高，但相對(duì)于單晶焊點(diǎn)，孿晶焊點(diǎn)的塑性較差，在受拉條件下易發(fā)生脆性斷裂.

圖12 SABI333不同晶體取向焊點(diǎn)抗拉強(qiáng)度對(duì)比Fig.12 Comparison of tensile strength of SABI333 solder joints with different crystal orientations

圖13 SABI333不同晶體取向焊點(diǎn)在拉伸過程中應(yīng)變- 應(yīng)力曲線Fig.13 Strain-stress curve of SABI333 solder joints with different crystal orientations during drawing

圖14為SABI333單晶焊點(diǎn)斷裂后表面形貌和斷口形貌圖. 由圖14(a)可知，單晶焊點(diǎn)在拉應(yīng)力作用下發(fā)生微量塑性變形后，在焊點(diǎn)內(nèi)部及部分邊界位置發(fā)生斷裂. 如圖14(b)所示，單晶焊點(diǎn)斷口形貌為準(zhǔn)解理與韌窩斷口，焊點(diǎn)內(nèi)部存在韌窩，但韌窩深度較淺，表明單晶焊點(diǎn)在拉伸過程中發(fā)生微量塑性變形.

圖14 SABI333單晶焊點(diǎn)斷裂后形貌Fig.14 Morphology of SABI333 single crystal solder joint after fracture

圖15為SABI333孿晶焊點(diǎn)斷裂后表面形貌和斷口形貌圖. 由圖15(a)可知，該孿晶焊點(diǎn)在拉伸過程中幾乎未發(fā)生塑性變形，在釬料基體與銅棒交界的IMC處發(fā)生脆性斷裂. 由圖15(b)可知，該孿晶焊點(diǎn)的斷口形貌為扇貝狀的IMC形狀，表明孿晶焊點(diǎn)在承受拉應(yīng)力條件下，不易在焊點(diǎn)內(nèi)部斷裂，而易在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處發(fā)生斷裂. 在相同拉伸速度下，具有相同焊點(diǎn)尺寸的SABI333單晶焊點(diǎn)與孿晶焊點(diǎn)呈現(xiàn)出不同的變形及斷裂特征，這是因?yàn)閱尉c孿晶焊點(diǎn)內(nèi)部不同類型晶界的作用.

圖15 SABI333孿晶焊點(diǎn)斷裂后形貌Fig.15 Morphology of SABI333 twin crystal solder joint after fracture

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，SABI333孿晶焊點(diǎn)相對(duì)于單晶焊點(diǎn)具有更高的抗拉強(qiáng)度，在拉伸過程中，孿晶焊點(diǎn)內(nèi)部幾乎未發(fā)生塑性變形，最后在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處發(fā)生斷裂. 在孿晶焊點(diǎn)中，3種不同晶體取向的Sn晶?；ハ嘟诲e(cuò)分布，孿晶界互相交錯(cuò)呈網(wǎng)狀分布. 在拉應(yīng)力的作用下，焊點(diǎn)內(nèi)部位錯(cuò)啟動(dòng)，發(fā)生滑移，但位錯(cuò)移動(dòng)到孿晶界后，受到孿晶界的阻礙，在晶界處發(fā)生塞積現(xiàn)象，從而形成位錯(cuò)強(qiáng)化，提高了孿晶焊點(diǎn)的抗拉強(qiáng)度. 其次，由于孿晶界的特殊作用，孿晶界會(huì)切斷位錯(cuò)原有的滑移系，阻礙位錯(cuò)的移動(dòng). 若位錯(cuò)繼續(xù)移動(dòng)需不斷改變滑移系統(tǒng)，大大增加位錯(cuò)移動(dòng)的難度[22]. 相對(duì)于孿晶焊點(diǎn)，SABI333單晶焊點(diǎn)內(nèi)部則只有少量小角度晶界分布，在拉應(yīng)力的作用下，單晶焊點(diǎn)內(nèi)部的位錯(cuò)啟動(dòng)，發(fā)生滑移，但小角度晶界對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用較弱，不易產(chǎn)生位錯(cuò)強(qiáng)化，且小角度晶界不易切斷連續(xù)的滑移系，位錯(cuò)在單晶焊點(diǎn)內(nèi)部滑移受到阻礙較小. 由圖14(a)可知，單晶焊點(diǎn)并非只在焊點(diǎn)內(nèi)部斷裂，而是部分?jǐn)嗔寻l(fā)生在銅棒與釬料基體交界位置. 這是因?yàn)椋阝F料基體與銅棒交界處為金屬間化合物Cu6Sn5，Cu6Sn5為硬脆相. 銅棒、IMC及Sn基體的硬度不同，在拉應(yīng)力的作用下其變形程度不同，易在此處產(chǎn)生變形應(yīng)力，造成應(yīng)力集中，從而使得邊界位置脆弱易斷. 綜上，在拉伸過程中單晶焊點(diǎn)內(nèi)部較易產(chǎn)生塑性變形，且抗拉強(qiáng)度低于孿晶焊點(diǎn). 同時(shí)，單晶焊點(diǎn)易在焊點(diǎn)內(nèi)部及銅棒與釬料基體相交位置斷裂.

雖孿晶界屬于大角度晶界，但其兩側(cè)為位向不同的同相晶體，孿晶界處的原子吻合良好. 孿晶界分為共格孿晶界與非共格孿晶界2種，共格孿晶界界面能為20 mJ/m2，非共格孿晶界界面能為100～500 mJ/m2，2種不同孿晶界界面處能量都相對(duì)較低，因此，孿晶界界面較穩(wěn)定，拉伸過程中，裂紋和孔洞不易在孿晶界處萌生，因此，不易在孿晶界處開裂[23-24]. 在釬料基體與銅棒交界處為金屬間化合物Cu6Sn5，為硬脆相. 在拉應(yīng)力作用下焊點(diǎn)易在釬料基體與銅棒交界處產(chǎn)生應(yīng)力集中，孿晶焊點(diǎn)內(nèi)部強(qiáng)度高，而邊界位置脆弱，所以孿晶焊點(diǎn)易在邊界處斷裂.

綜上，相對(duì)于SABI333單晶焊點(diǎn)，孿晶焊點(diǎn)在受到拉應(yīng)力時(shí)會(huì)表現(xiàn)出更高的抗拉強(qiáng)度，孿晶焊點(diǎn)內(nèi)部強(qiáng)度較高，不易產(chǎn)生塑性變形，也不易在焊點(diǎn)內(nèi)部開裂，但達(dá)到孿晶焊點(diǎn)強(qiáng)度極限后，焊點(diǎn)在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處斷裂.

3 結(jié)論

1) SABI333焊點(diǎn)由于Bi和In元素的加入，在焊點(diǎn)內(nèi)部會(huì)彌散分布有Bi原子團(tuán)聚物和細(xì)小的金屬間化合物，起到彌散強(qiáng)化作用，相對(duì)于SAC305焊點(diǎn)，SABI333焊點(diǎn)在拉伸過程中抗拉強(qiáng)度顯著提高，且焊點(diǎn)塑性降低.

2) SABI333孿晶焊點(diǎn)內(nèi)部網(wǎng)狀分布的孿晶界對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用，形成位錯(cuò)強(qiáng)化，同時(shí)孿晶界切斷位錯(cuò)原有滑移系，增加位錯(cuò)移動(dòng)難度，與SABI333單晶焊點(diǎn)相比，孿晶焊點(diǎn)的抗拉強(qiáng)度得到提高，同時(shí)在受拉過程中孿晶焊點(diǎn)內(nèi)部不易產(chǎn)生變形且不易在焊點(diǎn)內(nèi)部斷裂，而易在釬料基體與銅棒相交位置的金屬間化合物處斷裂.