齊國棟，宋 進，相君倫，曾 亮，何 為，陳苑明*

（1.珠海杰賽科技有限公司，廣東 珠海 519175； 2.電子科技大學 材料與能源學院，四川 成都 610054）

消費電子的迅猛發(fā)展推動著電子制造和封裝產業(yè)不斷朝著高密度集成化和高可靠性方向發(fā)展，表面貼裝技術（Surface Mount Technology， SMT）逐漸成為二級封裝環(huán)節(jié)中的主流技術［1］，占據著PCB產品封裝的主導地位。在電子封裝過程中，PCB作為電子信息產品的載體核心，與元器件的互連大多通過焊接的方式完成，焊接處的焊點成為實現(xiàn)電熱傳遞、機械互連的重要組成部分［2］。穩(wěn)定可靠的互連焊點不僅可以為當下基板上密集集成的元件提供牢固的機械支撐，還將作為板件之間電熱傳遞的連接通道，從而決定著電子信息產品的性能與質量［3，4］。封裝的小型化、高密度化使得大量無引腳或短引腳的SMT器件越來越小、越來越密；此外在綠色環(huán)保的工業(yè)發(fā)展理念下，無鉛化焊接已是全世界范圍內的行業(yè)共識［5］。加之元器件產品服役環(huán)境的多樣化、特種化的需求趨勢，這些都對焊點互連的質量可靠性提出了更高的挑戰(zhàn)［6-8］。

對于焊點互連結構的研究，主要集中在焊料與焊盤間界面反應生成的金屬間化合物（Intermetallic Compounds， IMC）。通常認為IMC層的微觀形貌演變，以及受高溫服役環(huán)境影響造成的組織過度生長，是導致產品互連失效的主要原因［9-13］。為此有必要研究在印制電路產品的封裝工藝中，不同焊接因素引起的IMC合金成分差異、焊點結合強度削弱隱患和內部缺陷等問題。一般地，Sn-X（X為Pb、Ag、Cu、Bi等金屬）系焊料在回流焊接過程中隨著溫度的升高熔融，潤濕并鋪展在待焊焊盤表面。此時焊料與焊盤間的金屬原子在熱力學條件下發(fā)生擴散反應，這種固相界面間的原子遷移最終形成新的化合物相，即為IMC結構［14-16］，最后達到冶金互連的目的。在焊接過程中，作為互連基礎的IMC層，其合金結構和微觀形貌的變化不僅受到焊料金屬成分的影響，還會因焊盤金屬的差異而發(fā)生不同程度的元素擴散［17］。例如Sn基體系的焊料和Cu的界面反應，幾乎都會在Cu側逐漸形成Cu6Sn5和Cu3Sn雙層結構，但焊料中不同合金元素的存在會影響IMC雙層結構的成長規(guī)律。目前發(fā)現(xiàn)有，Ag元素的添加造成IMC合金中Ag3Sn的存在；含Ni成分的焊接則會產生包括（Ni， Cu）3Sn4或（Cu， Ni）6Sn5結構的三元合金層［18］。因此焊料、焊盤中的金屬成分差異成為焊接過程中IMC組織的形成與發(fā)展的關鍵因素，甚至影響著其力學性能的變化［19］。綜上所述，探究經過不同表面修飾的金屬焊盤，對焊接過程形成的IMC結構的影響；以及研究IMC層的金屬界面反應和熱力學生長演變，對焊點互連可靠性與失效機理有著重要意義。

1 實 驗

1.1 實驗材料與測試

本實驗以印制電路板上電感元件的焊接為研究對象，以Sn96.5-Ag3.0-Cu0.5（SAC305）錫膏作為焊料，在分別有Cu、Ni和ENIG三種不同金屬修飾的焊盤表面進行焊接實驗，焊盤尺寸為1 mm×1 mm×0.25 mm。通過真空干燥烘箱完成回流焊接和恒溫熱處理過程。采用掃描電子顯微鏡（ Scanning Electron Microscope， SEM）（JSM-6490LV型，日本JEOL公司）對焊點互連界面的IMC層的微觀結構進行觀察分析，并配合能譜分析儀（Energy Dispersive Spectrometer， EDS）（GENESIS2000XMS型，美國EDAX公司），對界面IMC層元素進行掃描分析。超景深3D數(shù)碼顯微鏡（VHX-950F）用于觀察實驗中焊盤表面的焊點形態(tài)、焊接情況以及金相切片研磨的樣品形貌。

1.2 實驗步驟

（1）焊接：將錫膏通過圖形化的鋼網均勻印刷在焊盤位置。將焊盤涂覆錫膏的PCB放置在250 ℃的烘箱中處理90 s，以完成焊接。

（2）恒溫時效處理：將部分焊接好的樣品放置在150 ℃烘箱中加熱，分別放置48 h、96 h、144 h和216 h，時效處理后將樣品取出并進行編號。

（3）樣品制備：分別制作金相切片樣品和IMC表層暴露的表征樣品。將一組焊接后的樣品制作成金相鑲嵌切片，用不同目數(shù)的砂紙，由粗到細地進行磨拋，最后拋光得到露出IMC剖面結構的樣品，以備觀察表征使用；另一方面，為觀察IMC層的頂端形貌情況，將另一組金相樣品腐蝕掉表層焊料基質，使IMC頂層完整暴露出來，作為對比觀察的樣品。恒溫時效處理的樣品按上述相同操作制作成表征樣品。

2 結果與討論

2.1 不同焊盤金屬的IMC界面反應和時效演變行為

2.1.1 SAC305/Cu的界面反應和IMC時效演變行為

如圖1（a）中是SAC305/Cu焊接樣品的切面IMC形貌圖，圖1（b）則展示了對應IMC位置的EDS譜圖結果。另外對相同條件的焊接樣品，腐蝕掉焊料基質后觀察其頂端IMC層形貌，如圖2所示。

圖1 焊點SAC305/Cu界面IMC的SEM圖和EDS圖Fig.1 SEM image and EDS diagram of IMC in the SAC305/Cu solder joint

圖2 不同倍率下SAC305/Cu界面IMC層頂端SEM圖Fig.2 SEM images of the top IMC layer of SAC305/Cu interface at different magnification

由圖1（a）和圖2的SEM界面可見，SAC305/Cu界面的IMC顆粒形貌呈現(xiàn)為大小均勻的扇貝狀或鋸齒狀，圖1（a）中IMC層平均厚度測得為4.26 μm。從圖1（b）中EDS結果分析Cu/Sn原子比接近6∶5，符合η相的Cu6Sn5層成分比例。從圖2中觀察這種扇貝狀顆粒，符合Cu6Sn5相的形貌特征，因此可以確定為Cu6Sn5結構。在實驗得到的EDS數(shù)據中也檢測出了Ag元素，結合相關研究可知SAC305焊料中的Ag沒有參與Cu和Sn的界面反應，單獨和Sn生成了熱穩(wěn)定性更好的Ag3Sn結構［20］。

針對SAC305/Cu的焊接樣品，分別進行48 h、96 h、144 h和216 h的恒溫熱處理后的SEM表征如圖3所示?？梢钥吹诫S著時間的增加，IMC層逐漸增厚。另外，圖3（c）顯示的IMC形貌結構中觀察到一層新的較薄且顏色更深的層間結構。隨著時間的增加，圖3（d）中的IMC層則呈現(xiàn)出顏色分明的雙層結構。上述現(xiàn)象表明，從恒溫熱處理時間96 h到144 h再到216 h的過程中，IMC界面間除了逐漸形成Cu6Sn5相外，在熱力學環(huán)境影響的后期還產生了一層新的化合物結構。這一結果與最新的文獻報道相符合，即較高溫度引起界面間的Cu/Sn原子發(fā)生擴散遷移，此時主要為元素反應（1），逐漸形成Cu6Sn5合金。

圖3 不同熱處理階段的SAC305/Cu界面IMC形貌圖Fig.3 IMC morphologies of SAC305/Cu interface at different heat treatment stages

隨著時效時間的推進，Cu6Sn5相越來越多，使得IMC層達到一定厚度，這時焊料中的Sn原子較難穿過更厚的Cu6Sn5層，使得反應（1）逐漸減緩。當Cu6Sn5/Cu焊盤界面處的Cu元素濃度越來越高，焊料中的Sn原子又難以繼續(xù)穿過更厚的Cu6Sn5層發(fā)生界面反應，此時就會發(fā)生Cu6Sn5的分解反應（2）。這樣就在Cu6Sn5/Cu焊盤一側產生了新的化合物結構Cu3Sn。因此可以推斷出在熱力學條件下，IMC層的演變除了Cu6Sn5的不斷增厚，還伴隨著Cu3Sn相的出現(xiàn)，并且是以犧牲Cu6Sn5結構為來源實現(xiàn)的。

為此對第二層IMC進行EDS表征，如圖4實驗結果顯示，Cu/Sn的原子比為72.71∶27.29，比例接近3∶1，說明隨著時效處理出現(xiàn)的第二層IMC層確實為ε相的Cu3Sn層。可見恒溫熱處理過程加速了金屬原子的擴散，使得Cu6Sn5相積累越來越多，當厚度增加到一定程度時就會演化出含有新的Cu3Sn相的雙層IMC結構。

圖4 時效216 h后SAC305/Cu界面第二層IMC的EDS圖Fig.4 EDS diagram of the second layer IMC on the SAC305/Cu interface after 216 h aging

除此之外，對時效216 h后SAC305/Cu界面的IMC層頂端進行SEM表征，可以明顯看出圖5相較于圖2中時效處理前的IMC顆粒尺寸顯著增大，相比焊接完成初期的樣品頂端更加光滑平整。微觀形貌由最初貝殼狀、鋸齒狀轉變?yōu)楦悠教沟耐拱鼱睿琁MC顆粒變得更加粗化，沒有多余的空隙存在，排列更加緊密。

圖5 時效216 h后SAC305/Cu界面IMC層的頂端形貌圖Fig.5 Top layer morphologies of IMC at SAC305/Cu interface after 216 h aging

2.1.2 SAC305/Ni的界面反應和IMC時效演變行為

如圖6（a）和圖7分別為SAC305/Ni焊接樣品剖面和頂端形貌的SEM圖。對比圖2中，可以看出SAC305/Ni界面的IMC結構較為細密，表面呈突出粒狀，并由不同取向的顆粒交錯組成。此外，SAC305/Ni焊接的IMC的厚度也更薄，平均厚度約為1.36 μm，說明IMC的生長受到了抑制，形成較薄的IMC層，原因是Ni層元素阻擋了Cu-Sn元素的擴散遷移。

圖6 焊點SAC305/Ni界面IMC的SEM圖和EDS圖Fig.6 SEM image and EDS diagram of IMC in the SAC305/Ni solder joint

圖7 不同倍率下SAC305/Ni界面IMC層頂端SEM圖Fig.7 SEM images of the top IMC layer of SAC305/Ni interface at different magnification

圖6（b）展示了對應IMC的EDS譜圖測試結果，可以看到IMC層中Sn、Cu、Ni和Ag各元素比例為：49.52∶18.79∶29.64∶2.06。扣除掉Ag原子與Sn反應生成Ag3Sn相的成分，得到IMC層的三元合金成分中Cu、Ni含量加和與Sn的原子比為48.43∶49.52，接近1∶1的比例說明IMC層是由（Ni， Cu）3Sn4和（Cu，Ni）6Sn5兩種主要成分組成。

對經過恒溫熱處理后SAC305/Ni界面的IMC層形貌進行SEM表征，如圖8所示?？梢悦黠@看出，SAC305/Ni界面IMC層生長速度較SAC305/Cu更慢，Cu6Sn5相的厚度也沒有過度增加，樣品熱處理直到216 h后也沒有出現(xiàn)第二層合金結構。

圖8 不同熱處理階段的SAC305/Ni界面IMC形貌圖Fig.8 IMC morphologies of SAC305/Ni interface at different heat treatment stages

圖9給出了時效216 h后的EDS譜圖，分別是IMC的平坦層位置與長條狀位置的元素掃描結果。對比平坦層位置Ni的含量比圖6（b）中的更高，這主要是由于高溫條件使得焊盤中的Ni原子發(fā)生擴散，不斷進入IMC層。進而影響IMC層在某些位置出現(xiàn)異常擴散，造成了長條狀的IMC結構?？梢钥吹綍r效144 h之后，IMC層開始出現(xiàn)局部的長條狀形貌，圖9（b）的EDS成分分析顯示此處的Cu含量較高，而Ni含量較低。這是因為Ni原子的擴散相較于Cu更加困難。Cu原子則更容易擴散進入IMC結構，形成自由能更低的Ni-Cu-Sn三元合金。這也說明IMC層的生長更容易受焊料中Cu元素的引導，也是IMC顆粒發(fā)生明顯的取向生長的原因。

圖9 時效216 h后SAC305/Ni界面IMC層的EDS圖Fig.9 EDS diagram of the IMC layer on the SAC305/Ni interface after 216 h aging

從圖10所示的頂端形貌可以看出，經過恒溫熱處理后的頂層形貌變得更加細密，表面IMC組織突出更加銳利，從短棒狀轉變?yōu)殇忼X狀。對應了圖8（c）和（d）中長條狀取向生長現(xiàn)象。此外，相較于圖7時效處理前的IMC顆粒更加粗化，尺寸變大，顆粒也從開始的雜亂交錯逐漸轉變?yōu)榇篌w朝一個方向生長的狀態(tài)。SAC305/Ni界面IMC的演變結果說明Ni金屬焊盤有效阻擋了焊料原子的過度遷移，從而在焊接完成時形成較薄的IMC結構。而且在熱處理環(huán)境的影響下進一步減緩溶質元素的擴散，使IMC厚度始終保持在正常的范圍。另外Ni元素也在界面反應時引導著金屬原子的取向生長。

圖10 時效216 h后SAC305/Ni界面IMC層頂端形貌圖Fig.10 Top layer morphologies of IMC at SAC305/Ni interface after 216 h aging

2.1.3 SAC305/ENIG的界面反應和IMC時效演變行為

如圖11（a）中是SAC305/ENIG焊接樣品的切面IMC形貌圖，圖11（b）則展示了對應IMC位置的EDS譜圖結果?？梢园l(fā)現(xiàn)SEM圖中的IMC層厚度與圖6（a）的IMC厚度相當，但凸起較為平緩，IMC層呈波浪狀。從圖12的頂端形貌可以觀察出，IMC層的顆粒簇狀分散，相較圖7中的顆粒更大。結合ENIG與Ni表面修飾的差異進行分析，ENIG焊盤除了有著同樣的Ni層外，表面還有著一層稀薄的Au層。因此SAC305與兩種焊盤的界面反應類似，在焊接時都有Ni層阻擋Cu-Sn原子的過度擴散，致使IMC層較薄，遠小于SAC305/Cu界面的Cu6Sn5層，計算后約為1.71 μm。

圖11 焊接后SAC305/ENIG界面IMC的SEM和EDS圖Fig.11 SEM image and EDS diagram of IMC in the SAC305/ENIG solder joint

圖12 不同倍率SAC305/ENIG界面IMC層頂端SEM圖Fig.12 SEM images of the top IMC layer of SAC305/ENIG interface at different magnification

而ENIG表層由于Au原子較好的擴散速率，很容易在熔融時溶解進入焊料中。這樣可能對Cu、Sn、Ni元素的界面反應產生影響，引起擴散不均。圖11（b）的EDS表征結果也顯示Ni、Cu/Sn元素的原子含量比超過1∶1，表明Au元素影響了Ni-Cu-Sn三元合金的組分構成，圖12的頂端形貌也說明Au元素的加入引起了IMC形貌的變化。這一現(xiàn)象證實了不同金屬焊盤的組成元素會影響焊點IMC合金組織的構成，據此可以改變焊料及焊盤金屬成分來對IMC形貌進行有效調控。

SAC305/ENIG界面的IMC層在時效過程中的IMC層演變如圖13所示。

圖13 不同熱處理階段的SAC305/ENIG界面IMC形貌圖Fig.13 IMC morphologies of SAC305/ENIG interface at different heat treatment stages

可以看出，其焊接的樣品經過48 h、96 h、144 h和216 h的恒溫熱處理后的變化與SAC305/Ni焊盤類似，IMC層生長速度更慢，厚度更薄，遠小于SAC305/Cu。圖14中的IMC頂層顆粒在216 h內的時效過程中形貌變化不大。圖15為時效216 h后的IMC層EDS分析結果，與圖11（b）中熱處理前的IMC層組成相比，其中Cu原子占比增加，Ni原子占比減少。推測這一現(xiàn)象主要是因為焊接初期Au元素的存在，一定程度影響了Cu原子的擴散，使得IMC組織剛形成時Cu含量較低。但隨著時效的進行，本身稀薄較少的Au原子完全融入焊料中，而Cu原子則源源不斷地從焊料中遷移出來，參與三元合金反應，導致IMC層中的Cu含量重新升高。

圖14 時效216 h后SAC305/ENIG界面IMC層頂端形貌Fig.14 Top layer morphologies of IMC at SAC305/ENIG interface after 216 h aging

圖15 時效216 h后SAC305/ENIG界面IMC層的EDS圖Fig.15 EDS diagram of the IMC layer on the SAC305/ENIG interface after 216 h aging

除此之外，隨著時效熱處理的進行，EDS分析結果表明SAC305/ENIG界面的各元素比已經和SAC305/Ni界面保持相當。但對比圖10與圖14的SEM結果，兩者樣品的頂端IMC形貌仍然有較大差異。說明焊接初期焊料IMC的元素組分主導著IMC形貌的生長與演變。

2.2 SAC305焊點IMC層的缺陷

焊接過程中，IMC層的形成本質上依賴于焊料與焊盤間金屬原子的相互擴散，在復雜的熱力學運動過程會伴隨著諸如柯肯達爾空洞或裂紋的開裂源出現(xiàn)，這也是影響焊點互連的IMC熱疲勞失效的直接因素［21-23］。如圖16所示，從SAC305/Ni界面IMC頂端可以觀察到一個明顯的空洞缺陷，并且缺陷邊緣的IMC顆粒異常粗大，呈尖銳塊狀并堆疊成圓。原因是空洞邊緣的Ni元素聚集導致焊料中Cu元素難以直接通過，從而造成參與邊緣的界面反應的元素含量比例發(fā)生變化，進一步說明了IMC不同的元素含量的會影響其微觀形貌。

圖16 SAC305/Ni界面空洞邊緣處IMC層頂端SEM圖Fig.16 SEM images of the top IMC layer void of SAC305/Cu interface

通過對恒溫熱處理后的樣品進一步分析，結果如圖17所示。

可以看出，在SAC305/Cu樣品時效216 h后的IMC層中觀察到局部缺陷，其位置均在Cu6Sn5與Cu間的Cu3Sn層。通常認為，盡管Cu3Sn層在IMC層中比Cu6Sn5層薄得多，但與Cu6Sn5相比，Cu3Sn表現(xiàn)出更糟糕的力學特性和硬脆性。經過長時間的時效熱處理，因元素不均勻擴散導致的缺陷更容易發(fā)生在Cu3Sn結構，因此Cu3Sn也被稱為惡性IMC層?？梢钥吹?，裂紋從Cu焊盤貫穿Cu3Sn層直到Cu6Sn5層，從而成為了引發(fā)斷裂失效的直接隱患。由于Cu/Sn原子不同的擴散速率，當Cu/Cu6Sn5界面Cu3Sn層趨于穩(wěn)定后，此時高Cu含量減緩了焊盤Cu原子的擴散，Cu3Sn相中原子遷移產生的空位得不到及時填補，于是空隙逐漸發(fā)展成為柯肯達爾空洞［20-22］，裂紋則可能是這種遷移留下的不規(guī)則空位演變而來。這些柯肯達爾空洞和裂紋將會成為焊點內部開裂源，從而為焊點互連結構可靠性留下隱患。

2.3 焊點互連界面的推力測試及失效分析

為了對比三種不同金屬修飾焊盤的焊接互連效果，實驗采用推力測試對焊接樣品進行破壞性開裂分析。圖18分別展示了不同焊盤的元器件脫落情況，結合圖19中的附著力均值來看，結合強度對比結果為ENIG＞Cu＞Ni，表明不同焊盤表面修飾的互連結構存在差異，從而帶來的結合強度的不同。

圖19 三種焊盤金屬上元件焊接強度的對比情況Fig.19 Comparison of soldering strength of components on Cu/Ni/ENIG pad metal

另一方面，針對在工作中元件的發(fā)熱來模擬高溫條件下的服役過程。實驗對150 ℃等溫熱處理的樣品進行推力測試，發(fā)現(xiàn)48 h、96 h、144 h和216 h四個階段的樣品很容易斷裂脫落，其推力值均小于初始焊接后的樣品推力數(shù)值。這一現(xiàn)象可以解釋為熱力學條件下IMC層的老化生長會進一步加深，而過厚的IMC會削弱焊點的互連強度?；亓骱附拥臉悠繁旧鞩MC已達到一定厚度，等溫時效的推進會很快越過IMC強度的峰值，從而明顯降低焊點結合強度。

從剝離情況來看：一方面在一定外力作用范圍內，無論是焊接后PCB上的裸Cu、鍍Ni，還是ENIG處理的焊盤均未發(fā)生開裂的情況，說明回流焊接得到的焊點IMC在初期有著一定的互連強度，過度生長之前均能保證樣品的可靠連接。當經歷多個階段的熱處理后由于IMC層的進一步增厚，這種脆性結構反而會削弱焊點的結合強度。另一方面，從推力失效的產品上看，基板焊盤一側殘留有部分IMC合金，表明開裂失效是發(fā)生在靠近焊盤金屬的Cu3Sn結構當中。當推力沖擊發(fā)生時，Cu3Sn內部潛在的缺陷便會在應力作用下延伸，進而引發(fā)整個焊點的斷裂。

3 結 論

本文對比了Cu、Ni、ENIG焊盤金屬元素與SAC305焊料間的界面反應差異，及其形成的IMC結構；通過恒溫熱處理分析服役過程中的IMC層演變規(guī)律，推力測試對比出不同焊盤基底的焊點結合強度，并確定IMC缺陷結構的失效源。結果發(fā)現(xiàn)SAC305/Cu界面的IMC生長最快， IMC厚度明顯增加。隨著時效熱處理的進行，第二層Cu3Sn相出現(xiàn)在Cu6Sn5結構當中，進一步削弱IMC的結合強度。而鍍Ni和ENIG處理的焊盤則能有效阻止IMC組織過度生長，延長焊點的服役壽命。比較三種焊盤金屬元素形成的IMC形貌發(fā)現(xiàn)，在焊料金屬一致時，不同金屬焊盤的組成元素會影響焊點IMC合金組織的構成，據此可以改變焊料及焊盤金屬成分來對IMC形貌進行有效調控。此外，在SAC305/Cu焊點結構的Cu3Sn相中還發(fā)現(xiàn)了柯肯達爾空洞和裂紋缺陷，推力測試顯示焊點開裂更容易發(fā)生在這些地方。對分析服役狀態(tài)下焊點互連結構的失效機制，優(yōu)化焊接工藝和提升產品質量有著重要的指導意義。