徐達，魏少偉，申飛，梁志敏，馬紫成

（1.中國電子科技集團公司第十三研究所，石家莊 050061；2.河北科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，石家莊 050018）

0 引言

微電子器件焊接中常用的無鉛焊料為Sn-Ag-Cu系焊料，其熔點較低（約為217 ℃）。較低的熔點限制了微電子器件承受焊接過程中的高溫以及在高溫下工作的能力。Sn-Sb 系焊料的熔點更高（236～244 ℃）。由于Sb 元素具有固溶強化作用，其能夠增強焊料的晶體結(jié)構(gòu)，同時，在β-Sn 晶界處形成了Sn-Sb 金屬間化合物（IMC），因此Sn-Sb 系焊料具有更優(yōu)異的高溫強度、抗蠕變性能和抗熱疲勞性能，可以提高器件在高溫下的工作能力[1-2]。

化學(xué)鎳金（ENIG）鍍層中的Au 層過薄，導(dǎo)致其在焊接過程中不能形成穩(wěn)定的鍵合，鍍層易出現(xiàn)焊盤黑化問題。化學(xué)鎳鈀浸金（ENEPIG）鍍層能滿足表面貼裝、導(dǎo)電膠黏接和金絲鍵合等工藝的要求。在Ni 層和Au 層之間加入Pd 層，Pd 層的存在阻止了浸金工藝中Au 層對Ni 層的腐蝕，可以有效防止焊盤黑化現(xiàn)象的發(fā)生[3]。ENEPIG 鍍層已被大量應(yīng)用于封裝載板領(lǐng)域，并逐步擴展到高可靠性印制板和陶瓷外殼領(lǐng)域[4]。

研究結(jié)果顯示，Sn-Sb 系焊料與Cu 基材形成的SnSb5/Cu 界面在熱循環(huán)過程中具有較高的剪切強度，該界面具有優(yōu)異的熱疲勞性能[5-6]。ENIG 和ENIPIG 鍍層是微電子封裝中經(jīng)常使用的2 種鍍層，針對2 種鍍層的焊點界面反應(yīng)與強度的研究較少，特別是缺乏針對2 種鍍層焊點的比較研究。本文研究了Sn95Sb5 焊料在ENIG、ENIPIG 鍍層形成的焊點界面的微觀組織形貌在高溫時效測試和溫度循環(huán)過程中的變化以及剪切強度變化，為使用Sn95Sb5 焊料在ENIG、ENEPIG 鍍層上焊接電子元器件提供理論指導(dǎo)。

1 試驗材料和方法

采用Sn95Sb5 焊料將不同尺寸的0805 片式電容通過回流焊工藝焊接至厚度為1.6 mm 的FR4 印制板上。FR4 印制板采用2 種鍍層，ENIG 鍍層（Ni 層厚度為3～6 μm，Au 層厚度為0.05～0.15 μm）和ENEPIG 鍍層（Ni 層厚度為3～6 μm，Pd 層厚度為0.10～0.20 μm，Au 層厚度為0.10～0.20 μm）。0805 片式電容的電極焊盤的尺寸為0.85 mm×1.30 mm，焊膏厚度為0.15 mm，將回流焊的峰值溫度設(shè)定為265 ℃，將焊膏達到液相線以上溫度的保持時間控制在80～90 s。

焊接完成后，將樣件分割成獨立的板塊，隨后對這些板塊分別進行高溫時效試驗和溫度沖擊試驗。將高溫時效試驗的溫度設(shè)置為175 ℃，分別對在高溫環(huán)境下放置了250 h、500 h 和1 000 h 的樣件進行金相切片分析和剪切強度測試。將溫度沖擊試驗的溫度設(shè)置為－55～125 ℃，將保溫時間設(shè)置為0.5 h，高低溫轉(zhuǎn)換時間不超過5 min，分別對經(jīng)歷了200 次、600 次和1 000 次溫度循環(huán)的樣件進行金相切片分析和剪切強度測試。采用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察焊點界面微觀組織形貌，采用能量散射X 射線光譜儀（EDS）分析界面化合物成分。依據(jù)GJB548C—2021《微電子器件試驗方法和程序》的標準，使用剪切力機對焊點剪切強度進行測試，將剪切高度設(shè)置為50 μm，將剪切速度設(shè)置為700 μm/s。由于直接測量界面IMC 層的厚度比較困難，本文采用圖像處理軟件測量IMC 層的整體切面面積，再用切面面積除以IMC 層的長度，從而得到IMC 層的平均厚度。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 IMC 層的初始形貌和結(jié)構(gòu)

回流焊后焊點界面初始形貌如圖1 所示。ENIG鍍層的Au 層厚度約為0.1 μm。在回流焊開始時，Au層會在幾秒鐘內(nèi)迅速溶解到焊料中，Ni 層就會暴露出來并直接與熔融焊料發(fā)生反應(yīng)，Ni 層表面形成了胞狀層結(jié)構(gòu)，Sn95Sb5/ENIG 焊點界面形貌如圖1（a）所示。采用EDS 對化合物進行分析，Sn95Sb5/ENIG 焊點界面EDS 結(jié)果如圖1（b）所示，Sn、Ni 的摩爾分數(shù)分別為56.11%、43.89%，由此可以推斷此化合物為Ni3Sn4。相較于Au 元素，Pd 元素在錫基焊料中的溶解速度明顯較慢，由于ENEPIG 鍍層中的Pd 層厚度較?。?.1～0.2 μm），在標準的回流焊過程中（焊料熔化時間為60～90 s），Pd 層會全部溶解于焊料中，熔融焊料與Ni 層直接接觸并發(fā)生反應(yīng)，在界面處形成了Ni3Sn4相，如圖1（c）（d）所示。在界面附近還可以觀察到條塊狀顆粒結(jié)構(gòu)，由圖1（e）可知，顆粒由Sn、Ni、Pd 和Au元素組成，各元素的摩爾分數(shù)分別為80.15%、8.98%、6.22%和4.65%，由此推斷此化合物屬于（Ni，Pd，Au）Sn4相。在微電子制造中，使用Sn-Ag 系、Sn-Pb 系焊料進行回流焊時，初始階段在焊接界面會形成IMC，其中常見的是（Pd，Ni）Sn4相。隨著熔融時間的延長，（Pd，Ni）Sn4相逐漸從焊接界面分離并在焊料基體中溶解，（Pd，Ni）Sn4相的溶解度與焊料基體中的Ni 含量密切相關(guān)。根據(jù)Sn-Ni-Pd 三元體系相圖分析，將微量的Ni溶入到熔融的錫基焊料中會顯著降低Pd 的溶解度，Pd 溶解度的降低會抑制（Pd，Ni）Sn4相在熔融焊料中的溶解，未溶解的（Pd，Ni）Sn4相會在IMC 界面附近殘留。Sn-Sb 系焊料在與ENEPIG 鍍層結(jié)合的過程中，焊接界面微觀組織的演化過程與上述過程類似，在某些特定條件下可能會形成結(jié)構(gòu)更為復(fù)雜的（Ni，Pd，Au）Sn4相。這時（Pd，Ni）Sn4相中的部分Pd 原子會被Au 原子取代，原因可能是焊料在熔融狀態(tài)時，其局部區(qū)域的Au 含量偏高。

圖1 回流焊后焊點界面初始形貌

2.2 高溫時效對焊點界面的影響

175 ℃的高溫時效條件相當(dāng)嚴苛，但Sn95Sb5 焊料在ENIG 和ENEPIG 鍍層界面均展現(xiàn)出了較好的穩(wěn)定性。高溫時效測試中焊點剪切強度的變化如圖2 所示，經(jīng)過1 000 h 的高溫時效測試后，Sn95Sb5/ENIG 和Sn95Sb5/ENEPIG 焊點的剪切強度分別下降了13.9%和19.2%。Sn95Sb5/ENEPIG 焊點的剪切強度略低于Sn95Sb5/ENIG 焊點。

圖2 高溫時效測試中焊點剪切強度的變化

在高溫時效測試的不同階段，Sn95Sb5/ENIG、Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面的微觀組織形貌如圖3 所示?？傮w來說，Sn95Sb5/ENIG、Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面的IMC 層均保持了連續(xù)且完整的狀態(tài)，焊點界面沒有出現(xiàn)明顯的空洞和裂紋。Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面附近的（Ni，Pd，Au）Sn4相的形態(tài)和尺寸也未見明顯變化，（Ni，Pd，Au）Sn4相的穩(wěn)定性是在高溫時效測試中焊點界面強度保持較高水平的重要原因。高溫時效測試中焊點界面IMC 層平均厚度的變化如圖4 所示。由圖4 可知，IMC 層平均厚度與時間開平方呈現(xiàn)良好線性關(guān)系，這說明其生長過程受到擴散機制主導(dǎo)。Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面的IMC 層平均厚度約為Sn95Sb5/ENIG 焊點界面的2 倍，這可能是由于（Ni，Pd，Au）Sn4相的生成增加了焊點界面焊料側(cè)Ni元素的消耗。與Sn95Sb5/ENIG 焊點界面相比，Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面的IMC 層具有更高的化學(xué)勢，促進了Ni 在IMC 層的擴散，進而促進了新的IMC生成。

圖3 高溫時效測試不同階段焊點界面的微觀組織形貌

圖4 高溫時效測試中焊點界面IMC 層平均厚度的變化

2.3 溫度循環(huán)對焊點界面的影響

Sn95Sb5/ENIG、Sn95Sb5/ENEPIG 焊點剪切強度與溫度循環(huán)次數(shù)的關(guān)系如圖5 所示。隨著溫度循環(huán)次數(shù)的增加，焊點的剪切強度逐漸降低。當(dāng)溫度循環(huán)次數(shù)達到1 200 次時，Sn95Sb5/ENIG 焊點的剪切強度下降了約11%，Sn95Sb5/ENEPIG 焊點的剪切強度下降了約11%，Sn95Sb5/ENIG 焊點的剪切強度一直略大于Sn95Sb5/ENEPIG 焊點。

圖5 焊點剪切強度與溫度循環(huán)次數(shù)的關(guān)系

不同溫度循環(huán)次數(shù)下，Sn95Sb5/ENIG、Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面的形貌如圖6 所示。2 種焊點界面的IMC 層基本保持了完整性，沒有出現(xiàn)明顯的空洞和裂紋現(xiàn)象。

圖6 不同溫度循環(huán)次數(shù)下焊點界面形貌

不同溫度循環(huán)次數(shù)下焊點界面IMC 層平均厚度的變化如圖7 所示。在溫度循環(huán)過程中，界面IMC 的生長過程與其在高溫時效測試中的表現(xiàn)不同，其生長過程可分為2 個階段。在溫度循環(huán)初期，界面IMC 的增長速度較快，當(dāng)循環(huán)次數(shù)達到400 次后IMC 的增長速度開始變緩，當(dāng)循環(huán)次數(shù)達到1 000 次后IMC 的增長速度趨于穩(wěn)定。這種現(xiàn)象產(chǎn)生的原因可能是溫度循環(huán)初期的IMC 層較薄，Ni 原子從基板側(cè)擴散到焊料中以及Sn 原子從焊料擴散到基板側(cè)的速度都相對較快，IMC 層厚度增長較為明顯；當(dāng)IMC 層厚度增加到一定程度后，Ni、Sn 原子的擴散路徑變長，擴散速度變慢，IMC 層厚度的增長速度放緩。溫度循環(huán)過程中高溫段的溫度為125 ℃，遠低于高溫時效試驗的175 ℃，而IMC 層厚度仍然有較為明顯的增長。在175 ℃下經(jīng)歷了1 000 h 的高溫時效試驗后，Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面的IMC 層平均厚度達到7 μm，而在－55～125 ℃下經(jīng)歷了1 000 次溫度循環(huán)后（效果約等于在125 ℃下經(jīng)過500 h 熱處理），Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面的IMC 層平均厚度已達到8 μm，其增長趨勢相較于經(jīng)歷高溫時效時更為明顯。僅用高溫作用解釋溫度循環(huán)過程中IMC 層厚度的生長機制顯然是不全面的。周期性溫度變化導(dǎo)致的熱應(yīng)力是促進IMC 層生長的重要因素。熱應(yīng)力導(dǎo)致IMC 層內(nèi)積累了形變能，形變能的存在促使IMC 晶界向著曲率減小的方向移動，進而導(dǎo)致IMC 層的增厚和變大。IMC 層的增厚和粗化導(dǎo)致焊點界面熱失配現(xiàn)象更為嚴重，進而導(dǎo)致應(yīng)力集中和增大，焊點在受到應(yīng)力時的協(xié)調(diào)變形能力變差，最終表現(xiàn)為焊點強度下降。

圖7 不同溫度循環(huán)次數(shù)下焊點界面IMC 層平均厚度的變化

3 結(jié)論

本文研究了Sn95Sb5/ENIG、Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面微觀組織在高溫時效測試和溫度循環(huán)過程中的變化情況以及2 種焊點剪切強度的變化情況。Sn95Sb5/ENIG 焊點在高溫時效測試和溫度循環(huán)過程中焊接界面連續(xù)且完整，其表現(xiàn)出較高的剪切強度，剪切強度的下降最大不超過13.9%。Sn95Sb5/ENEPIG焊點的界面反應(yīng)更為復(fù)雜，在焊接界面附近可觀察到呈條塊狀顆粒的化合物（Ni，Pd，Au）Sn4，在回流焊后初始階段、高溫時效測試以及溫度循環(huán)過程中Sn95Sb5/ENEPIG 焊點界面IMC 層的平均厚度約為Sn95Sb5/ENIG 焊點界面IMC 層的2 倍，剪切強度下降最大不超過19.2%。