第3章 焊接界面合金层的形成及其对焊点可靠性的影响

3.1 焊接界面

3.1.1 焊接界面的物理状态

焊接过程中，在钎料和母材之间所形成的接合面就定义为焊接界面。焊接的界面状态对焊点的物理、化学、机械及电气性能起着关键性的作用。界面的物理状态取决于被焊母材的表面洁净度，通常界面的物理状态有下述3种情况。

（1）表面很洁净，焊接过程中冶金反应进行得很充分，界面层为金属组织的连接，如图3.1所示。

（2）表面为氧化（或硫化）物膜所包覆，此时的界面层为非金属性的氧化或硫化膜所构成。

（3）表面为有机物（如油脂、手汗渍等）所污染，此时的界面层为有机物膜所组成。

上述情况（1）是确保焊接连接可靠性所必需的，而情况（2）、（3）是导致焊接连接失败（如虚焊）的根源。因此，焊接前必须彻底予以消除。

3.1.2 界面合金层的形成

1.界面合金层形成的物化过程描述

1）扩散

（1）扩散现象。通常，由于金属原子在晶格点阵中呈热振动状态，故温度升高时，它会从一个晶格点阵自由地移动到其他晶格点阵，该现象即扩散现象。此时的移动速度和扩散量取决于温度和时间。

一般的晶内扩散，即使扩散的原子很少，也会成为固溶体而进入母材金属中。不能形成固溶体时，可认为只扩散到晶界处。因为在常温加工时，靠近晶界处晶格紊乱，从而极易扩散。

固体之间的扩散，通常可认为是在相邻的晶格点阵上交换位置的扩散。一般说来，固体金属（如Cu）溶解在液体金属（如钎料）中变成一种液体，这时在固体金属和熔化金属之间就要产生扩散。

液态钎料和母材金属之间产生的扩散，当钎料凝固后，即呈钎料-合金-母材状态，这时金属间的相互间扩散速度虽然减慢，但扩散还在继续进行，这种扩散叫做固相间扩散。同液相-固相间的扩散相比，其速度慢得多，常温下甚至可忽略不计。

（2）扩散的分类。

① 按扩散类型分。

●自扩散：同种金属间的原子移动。

●相互扩散：异种金属原子间的扩散，如焊接时钎料和母材间的相互扩散。也有人将相互扩散称为化学扩散。

●选择扩散：用两种以上金属元素组成的钎料合金焊接时，其中某一金属元素先扩散，或者只有某一金属元素扩散，其他金属元素根本就不扩散。例如，用SnPb焊接Cu时，只有钎料中的Sn向固体金属Cu中扩散，而Pb不扩散，如图3.2所示。

② 从扩散的样式分。

●表面扩散：熔化钎料的原子沿被焊金属结晶表面的扩散。一般认为，这种扩散过程活化能是比较小的。例如，用SnPb钎料焊接Fe、Cu、Ag、Ni等金属时，Sn在其表面有选择地扩散，由于Pb能使表面张力下降，还会促进扩散，因此，这类扩散也属表面扩散。

●晶界扩散：熔化钎料原子和固体金属的晶界扩散。一般来说，晶界扩散的活化能比晶内扩散要小。但在高温下，活化能不占主导作用，所以晶界扩散和晶内扩散均很容易发生。然而在低温下，活化能的大小成为影响扩散的主要因素，这时晶界扩散将非常显著，而晶内扩散将减少，故看起来只有晶界扩散。

另外，越是晶界多的金属，即金属的晶粒越细，就越易结合，机械强度也就越高。而经过退火的金属，由于出现了再结晶、孪晶、晶粒长大，所以扩散过程很难进行。因此，为了易于焊接，加工后的母材晶粒越小越好。

●晶内扩散：熔化钎料原子扩散到晶粒中去的过程叫晶内扩散或体扩散。钎料原子向母材金属内部的晶粒内扩散，可形成不同成分的合金。在某些情况下，晶格变化会引起晶粒自身分裂。例如，钎料原子的扩散超过母材的允许固溶度，就会产生像Cu和Sn共存时的那种晶格变化，使晶粒分裂，形成新晶粒。这种扩散在铜及黄铜等金属被加热到较高温度时常发生。

表面扩散、晶界扩散及晶内扩散的样式如图3.3所示。

2）菲克（Fick）定律

1855年，菲克在热传导理论研究中导出了关于扩散的两个法则，即菲克定律。因此，扩散常用“菲克定律”来描述。它明确地给出了参与扩散的温度、扩散速度、浓度、时间等参数的相互关系。用它计算所得结果与实验值近似。

（1）菲克第一定律。假定有B（如熔化的钎料）、A（如母材铜）相接触，在某一温度下加热t时间，B金属原子通过截面积S有质量m的原子扩散到A金属中去，如图3.4所示。

由于扩散是沿x轴的负向进行的，若设距离为-x处的B的浓度为c，则B原子在母材金属A中的扩散浓度梯度为dc/dx。则单位时间通过面积S的扩散量m可由下式确定：

式中 D——扩散常数（表示扩散原子的移动）；

S——接触面积；

dc/dx——扩散物质的浓度梯度；dt——扩散时间。

（2）菲克第二定律。当扩散服从于菲克第一定律时，处在扩散方向上x点的扩散物质的浓度c和时间t的关系，可由菲克第二定律确定。

（3）扩散的活化能。由式（3.1）可知扩散量m同截面积S和浓度梯度dc/dx成正比。而扩散常数可由阿尔海纽斯（Arrhenius）公式求得：

式中 A——频度常数（cm2/s）；k——玻尔兹曼常数；

T——绝对温度；

E——活化能（kcal/mol）。

由式（3.3）可知，扩散常数D与绝对温度T成正比的指数函数关系，随温度成正比地发生明显的变化。

由于扩散的发生必须经过活化状态，即物质的扩散必须要某种活化能，我们把它定义为扩散活化能。因此，活化能是衡量扩散难易的尺度。由式（3.3）可知，D与E成反比指数函数关系，活化能小的扩散就容易发生。

表3.1列出与焊接相关的主要金属的扩散数据。

2.合金层的形成

焊接过程与水在玻璃上的润湿情况是不同的，由于焊接是熔融的钎料和母材金属间直接接触，二者之间发生了金属学的相互反应。作为该现象的代表性产物，是伴随着合金化反应而导致了合金层（金属间化合物）的形成。该合金的存在必须用显微镜才能识别。其存在不但对焊接接头的机械性质或化学性质有很大的影响，而且对接头的电气性能如电阻也有影响。

正常焊接情况下，钎料成分中的原子向母材金属组织内扩散，而母材金属原子也向钎料中扩散、溶解而生成合金。这些位于焊接界面上的合金层可以区分为：

① 生成均一的扩散层（固溶体型合金）；

② 生成化合物层（金属间化合物）；

③ 生成扩散层和化合物混合层。

焊接时，这些扩散层作为被焊母材上的润湿层，是由钎料成分中元素原子向母材内部扩散而形成的。其扩散模式随母材和钎料等的合金学特性、母材金属的结晶形状、焊接条件（温度、时间）等的不同而异，如图3.5所示。

这层介于钎料和母材金属之间的扩散层的形成类型，是随母材和钎料的不同组合而异的。通常，多数情况下是形成金属间化合物。表3.2介绍了在电子工业中常用的主要金属和钎料成分间所可能形成的合金层（金属间化合物）的种类。

图3.5示出了焊接界面上原子扩散的三种模式，即：

（1）固溶体（置换型）：钎料中的原子进入母材内部并置换了母材中的原子。

（2）固溶体（侵入型）：钎料中的原子进入母材结晶格子的中间，在其界面附近与母材的结晶格子呈不规则的混合状态。

（3）金层间化合物：扩散的钎料原子和母材原子按原子量的比例以化学键结合的状态存在。例如，用SnAgCu钎料合金焊接Cu基体时，此时在SnAgCu钎料合金中出现了Cu6Sn5和Ag3Sn两种金属间化合物，如图3.6所示。

3.1.3 影响合金层生长的因素

1.温度的影响

Cu母材和Sn系钎料之间，焊接时在其界面必定会形成合金层（以下均简称IMC）。熔融Sn和固体Cu在不同温度下反应所形成的IMC的种类和厚度的关系如图3.7所示。所形成的IMC包括η相（Cu6Sn5）、ε相（Cu3Sn）、δ相（Cu4Sn）、γ相（Cu31Sn8），由于反应温度的不同而形成的金属间化合物也是不同的。

在不同温度下，Cu母材和Sn形成的IMC的金相组织分布如图3.8所示。

图3.9所示是SnPb共晶钎料和Cu之间，在正常的再流状态下1min以内的短时间所形成的界面组织。在现实中它几乎是电子器件焊接中典型的界面构造。此时，焊盘金属表面的形态变化小，几乎是平坦的。而高温长时间的焊接场合下，钎料合金对Cu的溶蚀将变得激烈起来，焊盘Cu层将显著地被侵蚀。

在250℃温度范围附近所进行的焊接，Sn系合金和各种母材金属界面间所可能形成的代表性的金属间化合物如表3.2所示。在Sn系合金和母材Cu之间，形成ε-Cu3Sn和η-Cu6Sn5两层金层间化合物。在正常再流情况下ε-Cu3Sn的厚度非常薄（＜1μm），因而很难将其分辨出来，在图中所能见到的反应层几乎都是η-Cu6Sn5。Cu6Sn5金属间化合物与Cu在所有钎料中均有很好的黏附性。

界面层的形态对连接的可靠性影响很大，但由于金属间化合物的脆性和母材的热膨胀等物性上的较大差异，因此，很容易产生龟裂。

IMC的生长和发育受扩散现象所支配，由式（3.3）可知，扩散常数D与绝对温度T成正比的指数函数关系，扩散随温度的增减将发生明显的变化。因此，为了抑制IMC的过分生长，控制好焊接温度不能过高是非常重要的。

2.反应时间的影响

IMC厚度的生长速度一般服从扩散定律，即一方面和加热时间的平方根成比例，另一方面也随加热温度的上升而随扩散系数的平方根成比例地增加。合金层的厚度W可按下式近似地求得。

式中 D——扩散系数；

t——反应时间。

熔融Sn和固体Cu反应形成的IMC的厚度和加热时间的关系如图3.10所示。

由图3.10可以看出它们之间成直线关系。而且，厚度除η相太小（Cu6Sn5）以外，其他的各相直线斜率大体为0.5，即大致和加热时间的平方根成比例增加。

IMC不仅在固体金属和熔融金属之间形成，而且也能在固体金属之间反应形成。即在焊接时即使是生成的IMC厚度合适的良好焊点，如果将其放置在高温环境场合，还会生成新的合金层。以SnPb系钎料合金焊接的接合部为例，其IMC的成长和环境温度的关系如图3.11所示。

由以上分析可知，即使是很完善的焊接接头，如果是使用在高温环境中，由于其IMC过于发育，导致界面发生破坏和断裂的事故也时有发生。特别是对微小焊接点来说，IMC的增厚会使IMC在焊点中的比例增大，这对焊点的连接可靠性是非常不利的。

3.钎料中Sn浓度的影响

IMC的生长通常随钎料中Sn的浓度增大而变厚，如图3.12所示。

4.钎料成分的影响

图3.13表示了钎料为固态的温度下，Sn和Sn3.5Ag 对Cu之间的界面反应层的生长情况。反应层的构成是相同的，但生长的情况是不同的。这与Sn的浓度上的差异及合金元素Ag的影响有关。

5.母材涂层种类的影响

PCB铜焊盘目前最常用的涂层是：ENIG Ni/Au、Im-Ag、Im-Sn、OSP。然而从焊接时发生冶金反应的属性来看，最终与液态钎料中的Sn起冶金反应的底层金属元素可区分为下述两种情况：

（1）底层金属Ni与钎料中的Sn发生冶金反应：此种情况只发生在底层金属镀Ni的ENIG Ni/Au镀层工艺。因为在焊接过程中，Au元素很快熔入钎料中去了，仅有暴露的底层金属Ni元素与钎料的Sn发生冶金反应形成IMC。

（2）母材金属Cu与钎料中的Sn发生冶金反应：此种情况出现在Im-Ag、OSP、Im-Sn等涂层工艺情况下。在焊接过程中发生的Im-Ag涂层工艺的Ag将很快熔入焊料中去；而OSP涂层在助焊剂和焊接热的作用下，也将很快分解完。上述两种情况下，最终直接暴露的是母材金属Cu与Sn发生冶金反应。而Im-Sn镀层中的Sn熔化也直接与母材金属Cu发生冶金反应生成CuSn铜锡金属间化合物（IMC）。

图3.14描述了上述两种冶金反应所形成的IMC在厚度上存在的明显差异，这是由于Sn对Ni的扩散活化能（65.5kcal/mol）比Sn对Cu的扩散活化能（45.0kcal/mol）要大的缘故。所以Sn对Cu的扩散要比Sn对Ni的扩散容易，故形成了IMC厚度上的差异。

显然，在相同的老化温度和时间（10h）的情况下，Sn3.5Ag和SAC405两种钎料合金和OSP、ENIG两种不同的涂敷工艺所形成的IMC厚度上的差异很大，例如：

●对Sn3.5Ag钎料，在OSP、ENIG两种不同的涂敷工艺下所形成的IMC厚度上差异比值为

IMC（OSP）/IMC（ENIG）=2.75倍

●对SAC405钎料，在OSP、ENIG两种不同的涂敷工艺下所形成的IMC厚度上差异比值为

IMC（OSP）/IMC（ENIG）=2.33倍

至于两种不同的钎料成分（Sn3.5Ag和SAC405）所形成的IMC厚度上的差异，则是由于两种钎料中Sn的浓度不同所导致的结果。