哈尔滨工业大学硕士毕业设计论文模板

.WORD完美格式..；冷却速率的降低使扩散作用相应的加强。在快冷时形成的尺寸和形态趋于一致且具有一定方向性的β-Sn晶粒增加了"汇合"的几率,由相邻的晶粒联合长成较大的枝状晶并继续生长出二次枝晶。故慢冷时二次枝晶间距和大小都将增加。和焊膏A相似,焊膏B在快冷曲线下获得的微观组织中,钎料内部共晶网络中的主要金属间化合物Ag3Sn也呈圆形颗粒状。Ag3Sn颗粒平均直径在1.5μm左右,细小而弥散〔如图3-10。颗粒状Ag3Sn由于只在共晶网络中出现,故其分布也呈现网络结构,存在于β-Sn晶粒之间。焊膏B慢冷条件下〔D曲线的Ag3Sn形状介于颗粒和长条状之间,粒度是快冷时的2～3倍。<a>A型曲线×1000〔bD型曲线×1000图3-10焊膏B不同冷速下焊点的金相照片对比在同等条件下形成焊点的焊膏A和焊膏B,粗大的长条状Ag3Sn相在含银量高的焊膏A中出现的几率更高。长条状Ag3Sn在慢冷时往往比β-Sn枝状晶的尺寸还要大,甚至贯穿整个焊点。在微连接过程中尽量避免生成这种粗大的Ag3Sn脆性相,因为其在使用过程中极易导致焊点的破坏,降低产品的使用寿命。对比金属间化合物和基体Sn的强度性质〔表3-1,不难看出无论是η-Cu6Sn5,ε-Cu3Sn还是Ag3Sn相,其强度和硬度都远大于基体Sn。这和复合材料颇为相似。以SiC颗粒增强的Al基复合材料为例,SiC颗粒硬度、强度和熔点都超过Al基体。当增强颗粒均匀而弥散的分布于基体中,且界面结合良好时,材料的总体性能大为提高。复合材料的制造方法包括压铸法等物理方法以及反应法等化学方法。其中,在材料中通过化学反应生成新的中间相并使材料性能显著提高的方法叫原位增强法[JeffSigelko,etal.EffectofCoolingRateonMicrostructureandMechanicalPropertiesofEutecticSn-AgSolderJointswithandwithoutIntentionallyIncorporatedCu6JeffSigelko,etal.EffectofCoolingRateonMicrostructureandMechanicalPropertiesofEutecticSn-AgSolderJointswithandwithoutIntentionallyIncorporatedCu6Sn5Reinforcements[J].JournalofElectronicMaterials,Nov1999,28,1184-1188表3-1钎料及其IMC的强度性质对比[D.R.Frear,S.N.Burchett,H.S.Morgan,andJ.H.Lau.D.R.Frear,S.N.Burchett,H.S.Morgan,andJ.H.Lau.Themechanicsofsolderalloyinterconnects,p.60,VanNostrandReinhold,NewYork,1994性质Cu6Sn5Cu3SnAg3SnSn-3.5AgSn杨氏模量<GPa>85.6108.378.951.346.9剪切模量<GPa>无铅钎料在快冷条件下通过反应获得的金属间化合物实际上起到原位增强的作用。但是如果IMC形态不规则〔如慢冷时的长条状,分布不均匀,则其很难与基体Sn有良好的结合界面,不能起到原位增强作用。同时,不同冷速产生的不同形貌尺寸的IMC也会影响材料的断裂方式。冷速对焊点界面组织的影响钎料与Cu盘界面处的IMC的厚度和形貌随着焊接温度和焊接时间的变化而变化,当焊接温度升高和焊接时间增长时,界面处的IMC厚度增加。当冷却速率降低时,即增加了钎焊的焊接时间,从而使各种元素之间有足够的时间相互扩散和反应,使得界面处的IMC层厚度增加,如图3-11示。从图中可知,界面处的原始IMC形貌明显受冷却速率的影响。A曲线和B曲线下形成的焊点IMC相对较薄,形貌平滑；在C和D曲线下的IMC厚度增加,而且较为尖锐。在C曲线下呈锯齿状,而随着冷速进一步降低,锯齿状更为突出。Cu6SnCu6Sn5<a>A型曲线焊点×1000〔bB型曲线焊点×1000Cu6SnCu6Sn5<c>C型曲线焊点×1000〔dD型曲线焊点×1000图3-11焊膏B慢冷焊点内部的长条状IMC的厚度受到基底Cu的溶解扩散速度和IMC长大方式的影响。在反应的初期阶段,基底Cu溶解到液态无铅钎料中占主导地位,直到液相达到饱和。随后,IMC长大占主导地位。由于回流焊工艺加热参数一定,不同冷速以改变焊接时间、IMC的形核率以及IMC的长大时间来影响界面IMC的形貌和厚度。降低冷速相当于增加了钎料熔点温度以上的时间,从而增加了界面处合金元素Sn和Cu之间的相互扩散。根据钎焊的扩散原理,扩散量与浓度梯度、扩散系数、扩散面积和扩散时间有关,如公式〔3-2[邹僖.钎焊.邹僖.钎焊.第2版,机械工业出版社,1993年:14钎料和母材之间的扩散：〔3-2式中—钎料组分的扩散量；—扩散系数；—扩散面积；—在扩散方向扩散组分的浓度梯度；—扩散时间；由公式可知,在相同温度条件下,焊接时间越长,扩散层厚度越大,在凝固过程中形成η-Cu6Sn5相越厚。图3-12为C型和D型曲线焊点的典型IMC形貌,尤其在D曲线下焊接完成的焊点界面IMC起伏较大。部分η-Cu6Sn5异常长大,使得IMC的厚度只能取平均值计算。<a>C型曲线焊点〔bD型曲线焊点图3-12焊膏B界面扫描照片如表3-2为两种无铅焊膏不同冷速下焊接所得焊点的IMC平均厚度值。当冷速在-4℃/S以上时,厚度较薄,在2μm左右,冷速小于-2℃/S后,IMC厚度增加更快,超过3.5由表3-2可得冷速和IMC厚度的关系曲线〔图3-13。可见,除了在厚度方面的些微差异之外,冷速对IMC生长厚度的影响趋势是基本一致的。表3-2两种焊膏在不同冷速下IMC的平均厚度冷速〔℃/S焊膏A〔μm焊膏B〔μm0.553.33.06.502.01.8图3-13冷速和IMC厚度关系不同冷速对时效过程界面IMC生长的影响不同冷却速率下形成焊点IMC的初始厚度和形貌有差异,这对焊点时效必然产生影响。由IMC的生长经验公式〔3-3、〔3-4<3-3><3-4>式中—IMC初始厚度；—常数；—时效时间；—激活能；—气体常数；—时间指数；这里是某时刻IMC厚度,是时间t〔s的函数。这里的时间指数至关重要,它标志着不同的扩散机制和扩散系数。在不同的温度和不同的IMC初始形貌时,时间指数值不同。可见,影响焊点时效过程IMC生长的因素不只有初始厚度,和初始形貌也大为相关。所以,不同冷速形成的焊点会影响时效过程中界面IMC的生长,从而影响焊点质量。为了观察界面IMC在时效过程的生长,本文试件在150℃下分别时效5天,10天,15天,20天,如图3-14为Sn-3.5Ag在C曲线下焊点时效的界面图片。可见IMC的形貌在时效过程中趋于平缓,厚度逐渐增加。在IMC的生长过程中,逐渐生长出Cu3Sn相。随着时效过程的继续,Cu〔a0天〔b5天〔c10天〔d15天〔e20天图3-14焊膏B的焊点150℃时效的界面IMC形貌和厚度图3-15为Sn-3.5Ag焊点在150℃时效过程中IMC的生长趋势图。在时效的初期,η相生长速率较快。尤其是速率较慢的C和D曲线,由于界面IMC的初始形貌比较尖锐,凹凸不平的IMC表面有利于基板上的Cu向钎料内部扩散。相邻的凸出的η相之间的界面处存在自然的"小沟",焊盘上的Cu可以从这些"小沟"向钎料中扩散,扩散路径相对较短。所以在时效开始的初期,由于在"小沟"处的扩散和反应速率最快,"小沟"被新生长起来的η相填平,尖锐起伏的IMC界面很快长成大波浪形状。此后IMC的进一步生长过程中Cu元素的扩散必须穿越已经形成的IMC层,所以生长速率下降。因此,在IMC的生长过程中,实际分为两个阶段。第一阶段IMC异常的薄,基板上Cu元素向钎料扩散快,η相生长速率大。扩散机制主要是颗粒边界扩散；第二阶段,当IMC厚度达一定程度且其形貌较为平缓时,原有的颗粒边界的扩散通道减少,扩散机制是体积扩散,因而IMC生长速率也降低。这对于公式〔3-14,主要体现在时间指数n的差异。P.T.Vianco等人的研究[P.T.Vianco,K.L.Erickson,andP.TL.Hopkins.[J]ElectronicalMaterials.23,721<1994>]认为,第一阶段的时间指数n值在0.5P.T.Vianco,K.L.Erickson,andP.TL.Hopkins.[J]ElectronicalMaterials.23,721<1994>图3-15焊膏B焊点在不同冷速下的IMC生长曲线本章小结无铅回流焊温度曲线的冷却速率对无铅焊膏Sn-3.5Ag和Sn-3Ag-0.5Cu焊点微观的影响大致相似。在冷速超过-4℃/S时,微观细化,由细小的β-Sn颗粒和共晶网络组成。共晶网络中的金属间化合物Ag3Sn呈细小弥散的颗粒状。这是因为在较快的冷速提供更多的形核。在冷速小于2℃/S时,微观逐渐粗化。晶粒间距增大,共晶网络宽度增加。同时,Ag3Sn随冷速减小而逐渐向针状和长条状转化。冷却速率影响界面IMC的形貌,冷速超过-4℃/S的焊点界面产生薄而平坦的η-Cu6Sn5相,小于2℃/S则得到较厚的η-Cu6Sn5相,且其形貌随冷速的减小而逐显尖锐。不同冷速下形成的焊点在时效过程中表现出不一样的IMC长大行为。小冷速下的界面IMC厚度在时效的初期迅速增加,形貌也很快由尖锐的起伏状逐渐向大波浪形貌转变。实验表明,在所有冷速下的界面IMC生长都明显分为两个阶段,在第一阶段生长较快,之后进入一个缓慢生长期。这和各阶段的扩散机制有关。冷速对无铅焊点力学行为的影响引言不同冷却条件下形成焊点在微观组织上的差异必然也导致力学性能的差异。本章研究不同冷速下片式元件和QFP焊点的力学性能,并通过研究拉伸和推剪过程焊点的断裂行为,找出冷速和力学行为之间的联系。冷速对无铅焊点力学性能的影响力学测试仪器焊点力学性能测试分别选取QFP引脚45°拉脱和片式电阻推剪。QFP引脚拉脱在RHESCA的PTR-1000接合强度检验机进行；电阻推剪在PTR-1100机型上测试。仪器外观如图4-1所示。图4-1PTR-1000接合强度检验机及测试示意图PTR系列力学仪器的传感器负荷为10Kgf,精度为±0.3％,与主机装配后精度为±0.5％；测定速度可以在0.01～1.00mm/s之间。带有数据解析软件,可以用来体现力〔F与位移<XQFP焊点的力学测试对四种曲线下的焊点进行拉脱试验,测定速度一律为5mm/min。试验结果见表4-1。A曲线和B曲线焊点强度较为接近,强度值相对较大,C曲线和D曲线焊点强度则较低。在相同条件下形成焊点的拉脱载荷值分布在一定的范围内,具有一定的分散性。其中A曲线载荷值在[912.5,1119]范围；B曲线焊点载荷值大约在[903.1,1091]范围；C曲线在[800.2,915.4]范围,D曲线焊点载荷值在[763.2,917.7]范围。可见较快冷速的A曲线和B曲线获得了较大的拉脱载荷值。结合前文不同冷速下焊点微观组织的变化,可以看出快冷提高焊点强度的原因可能有：一是内部组织细化,快冷形成弥散分布的颗粒状IMC起到一定的原位增强作用；二是快冷时界面IMC的厚度小,形貌平缓,慢冷的IMC则厚度大,形貌尖锐,在拉脱过程中易于应力集中,成为裂纹的萌生点。因而拉伸强度低于快冷件。表4-1焊膏B在各冷却曲线下形成的QFP焊点的拉脱载荷值〔gf试件A曲线B曲线C曲线D曲线测定值959.4903.1863.1875.9983.5907.2885.6882.211161000913.5763.211191034915.4917.7968.8977.2880.9780.9912.5933.3910.0917.7948.01091880.2780.9929.2977.2895.3820.3990.7917.7875.1845.6979.3953.3800.2830.5平均值990.1969.4889.9841.5由焊点载荷分布〔表4-2可以看出,虽然拉脱值具有一定的分散性,但是仍然存在分布相对密集的区间。如Sn-37Pb钎料〔焊膏C和焊膏A形成的焊点拉脱载荷值主要集中在700-950gf之间,焊膏B形成焊点的拉脱载荷值则主要集中在950-1100gf之间。表4-2相同条件下QFP焊点的拉脱载荷值分布情况试样载荷值范围<>载荷值分布率＜700700—950950－1100＞1100Sn-37Pb560-9505%90%5%—Sn-3.5Ag520-109213%64%23%—763-1119—36%58%6%综上,无铅焊点的拉脱载荷值相当于或稍高于Sn-37Pb焊点的拉脱载荷值。试验条件下Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料形成的焊点拉脱载荷值要比Sn-3.5Ag焊点载荷值高。这可能有以下几点原因：一是两种钎料本身抗拉强度的差异。常温下,Sn-3.5Ag体钎料的抗拉强度为4.7kgf/mm2,低于Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料的5.5kgf/mm2[F.Hua,Z.Mei,A.Lavagnino.EutecticSn-BiasanAlternativePb-freeSolder.ProceedingsofanInternationalSummitonLead-freeElectronicsassemblies.IPCWorks’99.1999]；二是Sn-3.5Ag和Cu盘的反应更快,生成的界面IMC稍厚于；三是Sn-3.0Ag-0.5Cu合金中的Cu元素在钎料内部反应生成的Cu6Sn5F.Hua,Z.Mei,A.Lavagnino.EutecticSn-BiasanAlternativePb-freeSolder.ProceedingsofanInternationalSummitonLead-freeElectronicsassemblies.IPCWorks’99.1999计算三种焊膏在不同冷速下焊点拉脱载荷的平均值,结果如表4-3。相应的关系曲线见图4-2。由图表可知,冷速增加提高无铅焊点力学性能。焊膏B最快冷速下焊点平均拉脱载荷值比最慢曲线下的值多148.6gf,焊膏A次之,差值为126gf。而有铅焊点在一定冷速范围内,拉脱载荷有较小范围的提高,冷速继续增加时,拉脱值反而减小。根据H.Conrad等人的研究,在较小冷速下Sn-Pb系合金的焊点微观为薄片状共晶体。在冷速增加时,共晶的Pb成球状,富Pb相枝状晶开始形成[H.Conrad,Z.Guo,Y.FahmyandD.Yang,JournalofElectronicMaterial.28[9],120<2000>]。虽然冷速增加使各相都开始细化,但存在重要差异：Pb的硬度比富锡基体弱,且其含量远大于无铅钎料中Ag的含量,所以快冷形成的组织更有利于在变形过程中产生晶界滑移,所以冷速增加到一定范围后,焊点强度反而减小。而无铅焊点共晶带中的中间相则不然,AgH.Conrad,Z.Guo,Y.FahmyandD.Yang,JournalofElectronicMaterial.28[9],120<2000>表4-3各冷速下焊点拉脱载荷平均值焊膏A曲线B曲线C曲线D曲线A948.2909.8866.1822.8B990.1969.4899.5841.5C837.8845.4820.0806.2图4-2冷速与焊点拉脱载荷的关系力学测试除了QFP焊点的拉脱以外,还选取相同条件下的片式电阻R2012做推剪测试。结果如表4-5和4-6,冷速对焊点推剪力的影响和对QFP焊点拉脱的影响有相同趋势。推剪值分散性更明显。以焊膏A为例,最大最小冷速焊点推剪值之间的差值达到1232gf,这对于具有接触面积远大于QFP焊点的片式电阻而言,是较为正常的。表4-5各冷速下焊点拉推剪荷平均值焊膏AA曲线B曲线C曲线D曲线测试值〔gf61395906557053276537525260435602577364415340493470456732499654345335591457725197平均值6532604856755300表4-6各冷速下焊点拉推剪荷平均值焊膏A曲线B曲线C曲线D曲线A6532604856755300B5816573355175121C5529561452335110冷速对无铅焊点断裂行为的影响QFP焊点拉脱断裂模式断裂在宏观上表现为瞬间发生。而实际却包括裂纹产生、长大和失稳扩展等系列过程。且在材料的局部发生塑性变形,故材料中局部薄弱区域就成了断裂发生和发展的通道。在拉脱实验和推剪实验中,产生的应变量超过材料本身塑性变形能力时,焊点就发生开裂。因此裂纹一般从高应力应变位置产生。焊点的内园角部位在加载过程中处于高应力应变状态,属于应力集中区,裂纹是从内园角位置产生的。通过对焊点拉脱后的断口微观分析,发现断裂的模式主要有3种方式：〔1钎缝内部断裂；〔2沿钎料/界面化合物层断裂；〔3既有钎缝内部断裂又含有钎料/界面化合物层断裂的混合断裂。对于Sn-Pb焊点,在冷速较快时在钎料内部断裂较多,此时界面化合物厚度适中,形貌平缓。而钎料组织细化均匀,易于产生晶界滑移；只有在冷速很小,界面IMC厚度较大时会发生混合断裂,即从焊点的内园角起裂,裂纹扩展过程中尖锐粗大的界面Cu6Sn5断裂。〔aA曲线〔bD曲线图4-3焊膏C的QFP焊点拉断后断面图〔×100从图4-4、4-5知,冷速对两种无铅焊膏焊点断裂模式的影响相似。在A和B曲线下,焊点的界面IMC较薄,断裂发生在钎料内部的几率较高。由图4-4<a>和图4-5<a>,焊点从起裂到完全断裂,裂纹扩展都没有经过引线和焊盘两侧的界面化合物层。在快冷的条件下,还有少数焊点焊盘开裂,这证明焊点的强度大于焊盘和PCB板的结合强度。在C、D曲线下,冷速较小,界面粗大尖锐的IMC对裂纹扩展路径开始产生影响。在冷速最慢的D曲线下,断裂偶尔会出现沿着上部引脚IMC层/钎料界面处进行的现象。更多的情况是发生混合断裂,裂纹走向单纯的沿界面化合物的情况发生的很少。〔aA曲线〔bD曲线图4-4焊膏B的QFP焊点拉断后断面图〔×200〔aA曲线〔bD曲线图4-5焊膏A的QFP焊点的拉断后断面图〔×200在C和D曲线下焊点界面异常突出的IMC在变形过程中容易应力集中,因此裂纹在扩展过程中有时会贯穿IMC层,造成界面IMC断裂〔如图4-6。<a>〔×100<b>a点局部放大〔×1000图4-6焊膏A的QFP焊点断面此外,如果钎料中存在某些缺陷的话,裂纹的扩展也很容易沿着缺陷方向扩展。扩展路径转向钎料内部的缺陷区并形成一些分支,甚至可以因此改变裂纹原来的传播方向因为裂纹向该方向扩展只需要较少的能量,更有利于应力的释放。QFP焊点的断口特征断裂机制是从微观角度揭示断裂过程的物理本质,这对于认识和控制断裂过程的各种因素,从而寻求提高断裂抗力的途径是十分重要的。两种无铅焊点在快速冷却下,都呈韧性断裂。此时界面IMC厚度适中,强度较高。断裂发生在钎料内部的几率较高。由于共晶网络中的Ag3Sn相在A曲线下呈小球状,均匀的分布在Sn基体中,所以拉脱断面有明显的韧窝〔图4-7。<a>A曲线<b>B曲线图4-7Sn-3.5Ag/QFP焊点的断口形貌片式电阻焊点推剪的断口特征图4-8Sn-3.5Ag/QFP焊点的断口形貌图4-9,4-10分别为焊膏B在A曲线下和D曲线下焊点推剪断口的体式显微照片。由〔a到〔b到〔c依次局部放大。在A曲线下推剪断裂路径主要在钎料内部。在图4-9〔a中观察到清晰的断裂分界线,该分界线是由于爬升到元件焊端侧面的钎料在推剪过程中未受影响而形成。元件焊端底部和焊盘上之间是断裂的主要发生面。在快冷条件下,主要发生韧性断裂。〔a〔b〔c图4-9A曲线下焊膏B电阻焊点对于慢冷下的无铅焊点,如图4-9〔c,主要断裂路径在钎料和焊盘的界面。部分粗大尖锐的Cu6Sn5相在推剪过程中折断,进一步证明慢冷焊点界面粗大的IMC易于应力集中,在推剪过程中成为断裂通道。〔a〔b〔c图4-10D曲线下焊膏B电阻焊点推剪的断口形貌本章小结对于两种无铅焊点,冷却速率提高焊点的力学性能。而有铅焊点在冷速超过一定范围后,力学性能反而下降。在QFP焊点拉脱过程中,焊点从内圆角起裂。对于有铅焊点,裂纹扩展路径在钎料内部较多。冷速小,界面IMC异常粗大时从界面断裂的趋势增大；对于无铅焊点,在冷速较小时裂纹沿着IMC和钎料的界面扩展,且可能拉断异常长大的界面IMC。此时的力学值较小。快冷曲线下的拉脱和推剪断口都明显存在韧窝,表明时韧性断裂。断裂路径在钎料内部的几率较高；而慢冷时断裂沿界面IMC发生的几率更高。冷速越小,IMC折断越多,宏观上的力学测试值也较小。无铅回流炉的冷却模块引言各设备商生产的回流炉在设计理念和结构安排上有差异,也就必然出现了各型炉子之间不一样的加热和冷却能力。设备商们正试图改进已有的冷却结构和冷却方式,提升设备的冷却能力以适应无铅制程。回流炉结构表面组装技术本身的特点决定了回流炉的隧道式结构,这种结构使各个相邻模块之间极容易窜温。这在回流区和冷却区之间尤其明显。在无铅焊接中,回流区模块温度通常设定在260℃左右,而紧邻的冷却区却要求温度尽量低。模块之间相互的传热容易导致回流区温度偏低而冷却区偏高。所以设备工程师以增加两模块之间的距离来降低窜温的风险。如图5-1,加热区和冷却区之间的距离D通常在20-200mm左右。D值的大小直接影响冷却的效果。因为PCB组件在这一段的运动使焊点温度在未进入冷却区以前已经接近其凝固点。则PCB组件进入冷却区后冷速对焊点组织的影响必然较小,进而不会对力学性能产生太大的影响。要提升设备的冷却能力,达到实际所需的冷却效果,设备商需要在这个问题上作出努力：以尽可能小的距离D达到最大的温度精度。图5-1回流炉基本结构示意图从近年各类型展会看来,目前世界一些主流回流炉的流炉冷却能力大致在同一个水平。如BTU、HELLER、REHM等冷却能力都在-4℃/S～-8℃/S以内。国产回流炉如日东等冷速也在该范围内。实际上一台回流炉的冷速究竟能达到多少,所测最大冷速是否作用在了焊点最需要冷却的区间,在衡量这些指标时必须通过实际组装板上的焊点来进行测量。尤其应该注意炉子在焊接尺寸大、组装密度高、大元件多的PCB板的表现能力。当前主流炉子冷却模块总趋势是强制冷却+冷速可控。冷却手段多为循环水冷+风冷,如图5-2冷却模块示意图。图5-2一种冷却模块示意图如图5-3,为了进一步提