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摘要

电子组装业有铅钎料禁用期限日益邻近。行业内包括材料、设备、生产等各环节的厂商都在加快无铅制程导入的步伐。无铅化过程中，表面组装的焊接工艺至为重要，而随着熔点较高的新型钎料不断应用，焊接过程的冷却速率也逐渐成为被关注点。

无铅钎料熔点较Sn-Pb共晶提高30-40℃，焊接温度相应提高。炉温的提高对元件和电路板构成挑战，焊接出炉温度也相应提高，钎料液相线上时间相对延长。较快的冷速可以控制出炉温度，从而一定程度的控制焊点内部组织以及界面化合物的厚度，提高焊点质量。本文基于实际的回流焊生产工艺，研究冷却速率对无铅焊点质量的影响。主要研究两种无铅焊膏在不同冷速下焊点微观组织和力学性能的变化。

实测冷速在-4℃/S～-6.5℃/S之间时形成的无铅焊点具有以下特点：微观组织细化，金属间化合物Ag3Sn和Cu6Sn5呈细颗粒状在钎料中弥散分布，使焊点断裂为韧窝断裂模式，可以起到类似复合材料的原位加强作用。在钎料和Cu盘的界面，化合物厚度较小，且呈大波浪形态，简单缓解应力集中的问题，焊点的力学拉脱载荷最大；当冷速小于-1.5℃/S时，组织粗化。内部Ag3Sn粗大而尖锐，界面的Cu6Sn5呈冰凌状，且厚度较大。焊点在推剪时这成为裂纹萌生点，焊点的力学拉脱载荷最小。

关键词回流焊；冷却速率；拉脱载荷；推剪；焊点质量；

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Abstract

ThelegislationtobantheuseofPb-basedsolderswillbecomeeffectiveim-mediately,whichprovideadrivingforceforenterprisestoacceleratePb-freeprocess.It’sfoundthatreflowsoldringplaysanimportantroleinSurfaceMount-ingTechnology,moreover,coolingrateinreflowsolderingprofileisgettingmoreandmoreattentionaftertheuseofhigh-melting-pointsolders.

ThemeltingpointofPb-freesoldersis30℃~40℃higherthanSn-Pbeutecticsolder.TheincreaseoftemperatureinreflowerbecomesachallengeofPrintCircuitBoard(PCB)andcomponents.Asaresult,theTimeAboveLiquid(TAL)ofsolderjointsbecomeslonger,therefore,fastcoolinginreflowsolderingisusedforcontrollingthePCBAtemperature,improvingthemicrostructureofjointsanddecreasingthethicknessofintermetalliccompound,consequently,highqualityproductscanbeobtained.

Howcoolingrateaffectsthequalityofsolderingjointsinlead-freeprocesswasstudiedinthispaper.Theexperimentswerebasedonpracticalindustrialproductionanditfocusedontheeffectofcoolingrateonmicrostructureandmechanicalproperties.

Whencooledat4~6℃/S,themicrostructureofjointswererefined,theIMCofAg3SnandCu6Sn5phasesdisperseineutecticnetworkinjointswhichpresentsphericalparticles.Thefractureofthesejointsaftertensilefailurepresentsdimplemode.Furthermore,thethicknessofIMCwasthinanditpresentgentleinclinemorphology.It

KeywordsRflowSoldring;CoolingRate;Pulll；Push;

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Abstract目录

摘要IAbstractII第1章绪论11.1课题背景11.2研究现状21.2.1电子组装工艺21.2.2无铅回流焊工艺31.2.3无铅回流焊中冷却速率研究现状51.3本文主要研究内容10第2章不同冷速的无铅焊接工艺试验112.1引言112.2试验条件112.2.1试验材料112.2.2试验设备132.3温度曲线调试142.4焊接试验结果182.5本章小结19第3章冷速对无铅焊点微观组织的影响213.1引言213.2无铅焊点微观组织213.3冷速对焊点内部组织的影响243.4冷速对焊点界面组织的影响283.5不同冷速对时效过程界面IMC生长的影响303.6本章小结33第4章冷速对无铅焊点力学行为的影响344.1引言344.2冷速对无铅焊点力学性能的影响344.2.1力学测试仪器344.2.2QFP焊点的力学测试354.3冷速对无铅焊点断裂行为的影响38

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4.3.1QFP焊点拉脱断裂模式384.3.2QFP焊点的断口特征414.3.3片式电阻焊点推剪的断口特征414.4本章小结43第5章无铅回流炉的冷却模块445.1引言445.2回流炉结构445.3本章小节46结论47

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2.表面贴装元件

采用三种型号片式电阻元件：R2023、R1608、R1005以及128个引脚、引脚间距0.4mm的QFP。QFP相关参数如图2-2和表2-1。

图2-2QFP封装试件示意图及封装尺寸

表2-1QFP封装尺寸[29]

封装尺寸D1E1A1A2DEFGLbC12814.0014.000.101.0016.0016.008.858.850.600.180.15QFP

3.焊膏

试验采用两种无铅焊膏，焊膏A是亿铖达Sn-3.5Ag，焊膏B是Sn-3.0Ag-0.5Cu，焊膏C是锡铅共晶Sn-37Pb。主要参数如表2-2。

表2-2试验用焊膏性能参数

焊膏类型成分密度助焊剂量粒度熔点A型Sn-3.5Ag7.510.0±0.5％25-45μm221℃B型Sn-3.0Ag-0.5Cu7.411.5％25-45μm217-219℃C型Sn-37Pb8.410.0±0.5％25-45μm183℃

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2.2.2试验设备

1.焊膏印刷设备

丝印机以高精度的定量和定位把焊膏从模板转移到PCB板上相应的位置，具有高精度和高速度的特点，是SMT自动化生产的主要设备之一。本文试验采用日东SEM-688型号丝印机，树脂刮刀，不锈钢模板。印刷工艺试验参数见表2-3。

表2-3焊膏印刷工艺参数

模板厚度0.12mm印刷速度20mm/s刮刀角度60°刮刀压力30N脱模速度1mm/s

2.元件贴装设备

贴片机为三星CP45FV型，动臂式运动结构，六贴装头。贴装精度

0.08mm。3.回流焊设备

回流炉采用日东电子科技的两款机型，分别是NT-8N-V2和NT-8N-V3。两机型同为8温区加热，不同处在于后者在冷却区具备两个冷却模块，可以在焊接时获得更大的冷却速率。NT-8N-V2外观如图2-3(a),NT-8N-V3的双模块冷却区如2-3(b)。两款机型都基于无铅焊接设计，有如下特点

[30]

：

(1)加热系统加热模块均采用加强型PID控制的强制热风循环系统，具有优良的均温性和热效率。控温精度±2℃。各温区上下加热，独立循环，独立控温。前后循环回风设计和优良的热风喷嘴对流系统，可有效防止温区之间气流影响，保证温控确切。加热效率高，升温速度快。

(2)控制系统模块化智能控制软件，电脑全自动控制各温区的上下加热模块温度，网带进板速度；可以实现各温区独立温控及监视和在线温度曲线(Profile)测试分析功能，SmartPara虚拟仿真功能，节省参数的调整时间。

(3)冷却区采用外置冷水机冷却的高效冷水循环冷却，可以满足各种无铅冷却速率的要求。冷水区温度可以进行实时监控，外置冷水机的冷水温度可调理。

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(a)(b)

图2-3（a）NT-8N-V2回流炉；（b）冷却模块

4.温度测试仪

温度测试仪用于测试监控回流炉炉温曲线，即焊点温度和加热时间的关

系曲线。通过测试，考察设定温度是否符合焊接要求，达到参数最正确设定的目的。课题中涉及的冷却速率数据主要由该仪器测试结果所得。测试过程中以热电偶连接温度测试仪和待测焊点，热电偶把电路板上焊点的温度信号转换为电信号，用相应分析软件分析即得温度曲线[31]。

图2-4温度曲线测试系统

2.3温度曲线调试

衡量回流炉质量优劣最重要的两个指标是加热精度和稳定性。但SMT

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的流水线生产特点决定了回流炉为隧道式多模块加热结构，而各个相邻加热模块之间极简单窜温，影响加热精度和热稳定性。所以，不同的回流炉在不同的PCB组件上有不同的表现力。故了解一台设备的性能再根据焊膏参考曲线和被焊组件的特点调试温度曲线至关重要。如图2-5为本文所用B型焊膏的参考曲线。

图2-5AlphaSn-3.0Ag-0.5Cu参考温度曲线

由参考曲线可知，B型焊膏对回流焊加热基本要求如表2-4。之所以参考曲线并没有给定各项指标的具体值，是由于对于不同组装板，工艺参数存在差异。以升温速率为例，要求焊点从室温到达150℃的速率不超过1.5℃/S。对于繁杂的大板，为了使板上的大元件和小元件温差限制在一定范围内，寻常会在较小的升温速率下加热譬如0.5℃/S。而小板则可以在较大的速率下加热。

表2-4B型焊膏基本加热条件

加热到150℃的升温斜率≤1.5℃/S150-180℃的加热时间90-120S180℃到峰值温度升温斜率≤3℃/S220℃以上加热时间20-40S峰值温度235-245℃

依照参考曲线要求大致设置各温区参数，执行加热并进行温度测试。反复对比测试所得曲线和参考曲线的各项参数，直至符合要求。实际过板观测焊接外观质量，最终确定各温区温度设置和网带运动速度。

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实际设定回流炉各温区温度见表2-5。其中一二温区为升温，电路板组件进入回流炉从室温开始升温。三四五温区为平台区，焊膏中的溶剂等物质挥发。六七温区继续升温，多余物质大部分挥发，活性剂开始作用，去除焊盘表面氧化膜。七八温区为回流焊接，焊膏达到熔点，熔化并在焊盘表面润湿铺展，包围元件焊端和引脚。最终进入冷却区，焊点固化，形成稳定的永久性连接。

表2-5回流炉各温区温度设定

焊膏ABC一区170℃170℃二区180℃180℃三区180℃180℃四区180℃180℃五区190℃190℃六区210℃210℃七区255℃255℃八区250℃250℃160℃165℃170℃170℃185℃220℃230℃180℃

不同的网带运动速度决定电路板组件在回流炉中的加热时间，网带速度和温度设置必需最正确协同才能获得良好的焊接质量。本文所有无铅焊接试验回流炉带速均设定为75cm/min，该速率通过回流炉体总长和焊膏最适加热时间计算所得。确定各温区温度设置后，用温度测试仪器对各型号曲线测试5次。纪录所得曲线的各项参数，计算平均值。

试验用不同冷速的有铅温度曲线见图2-6。试验用两款回流炉的冷却原理是：冷却模块中有冷凝管和冷却风扇。冷凝管外接循环冷水。不同冷却速率主要通过冷却风扇和冷水温度各自的调理来实现。四种典型冷速的曲线参数如表2-6所示，和供应商参考曲线基本要求相符。其中A曲线为V3机型上风机开启，冷水温度最低时获得（水温4℃）；C曲线为V3机型风机开启，循环冷水关闭时获得；B曲线为V2机型上风机开启，冷水温度最低时获得（水温4℃）；D曲线为V2完全炉冷时获得。

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图2-6不同却速的典型有铅温度曲线

图2-7不同却速的典型无铅温度曲线表2-6不同冷却速率无铅曲线的各项参数

无铅曲线参数A型B型C型D型＞180℃平均时间124.5S125.0S125.6S126.2S平均峰值温度243.5℃244.0℃244.1℃245.2℃平均冷却斜率-6.50℃/S-4.15℃/S-2.10℃/S-1.15℃/S＞220℃平均时间34.12S35.95S42.20S51.74S

对于无铅焊膏，220℃以上加热时间是十分重要的参数。本文所选A型和B型焊膏熔点都在该温度附近，故取220℃以上加热时间近似作为焊膏液相线上时间TAL(TimeAboveLiquid)。从表2-6可知：冷却速率对TAL时

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间存在影响。A型和B型曲线相差最少，在2S左右；而A型和D型相差最大达到17.6S。由于在TAL范围内，扩散和反应进行相当猛烈，故从理论而言，控制冷却速率可以一定程度的控制反应进行程度。

下面进行理论估算TAL值。试验用两款型号的回流炉加热模块的长度和数目都一致，每个模块长度为360mm。又带速是74cm/min＝12.33mm/s,所以在PCB组件在每个模块中的加热时间是360/12.33≈29.20S。第八温区为焊接峰值区，PCB组件从该区出来进入冷却区。焊点温度从245℃降到220℃，温度减少25℃。则这一范围内不同冷速下焊点的加热时间为：

A型25℃÷6.50℃/S≈3.85STAL=29.20S+3.85S=33.05SB型25℃÷4.15℃/S≈6.05STAL=29.20S+6.05S=35.25S

C型25℃÷2.10℃/S≈11.90STAL=29.20S+11.90S=41.10SD型25℃÷1.15℃/S≈21.75STAL=29.20S+21.75S=50.95S

理论计算值和测试仪所得数据差值在2S之内，数据相像程度在回流焊工艺可以接受。各典型曲线下焊接元件数目如表2-7。

表2-7无铅不同冷速下焊接元件数目

元件类型PCB板数目R2023单板元件数目R1608R1005QFPA型曲线84040501B型曲线84040501C型曲线84040501D型曲线84040501

2.4焊接试验结果

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图2-8焊膏A的片式电阻焊点

（a）焊膏A（b）焊膏A

图2-9焊膏B的QFP焊点

2.5本章小结

1.完成回流炉温度曲线调试。根据各型焊膏参考工艺曲线，设置八个加热区温度以及最正确网带运动速度。通过炉温测试数据说明：各个温区的温度设置较好的控制了加热峰值温度、220℃以上加热时间等重要参数。2.在两型具有不同冷却模块的回流炉上获得了不同冷却速率，其中最大最小冷速分别为-6.50℃/S和-1.15℃/S。通过测温仪所得数据，不同冷速导致的TAL最大差值达到17.6S。

3.焊接完成三种焊膏（两种无铅和一种锡铅共晶）、四种典型冷速下共40块PCB板。其中无铅焊膏每种冷速下焊接4快板，锡铅每种冷速焊2快板。每块板包括片式元件130片，128引脚QFP一块。

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4.各冷速下的焊点都没有发现外观缺陷。没有片式元件最简单出现的竖碑、元件偏移等缺陷。无铅焊膏的助焊剂残留较多，覆盖于焊点表面，呈淡黄色。无铅焊点也没有锡铅共晶焊点光亮。

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第3章冷速对无铅焊点微观组织的影响

3.1引言

根据结晶学的经典理论，冷速影响液态钎料凝固时内部微观组织的形成。且由于相应的不同液相线时间差异而致使反应程度不同，使得钎料和焊盘界面形成化合物形态尺寸也有差异。本章研究冷速对钎料微观组织的影响。

3.2无铅焊点微观组织

本文所选取元件主要是片式电阻和QFP。由图3-1为R2023和QFP的焊点截面。各型焊膏在设定回流曲线下都获得了润湿良好的焊点。钎料在Cu焊盘上充分铺展，爬升高度足够，完全包覆电阻元件的焊端，如图3-1（b）。在焊点内部没有气孔、裂纹等微观缺陷。证明设置参数较符合焊膏的加热要求。

（a）×50R2023（b）×200R2023表3-1片式电阻R1608焊点截面金相照片

参与文字

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（c）×50QFP（d）×200QFP

图3-2主要焊接元件截面金相照片

由图3-3无铅钎料典型微观照片可知,在Cu盘和钎料的界面明显有一层化合物；钎料内部由白色枝状晶以及分布于白色枝状晶之间的网络状晶体组成。为了确定钎料内部的相组成，对焊点进行EDX分析。

(a)金相×1000（b）扫描图3-3Sn-Ag-Cu系无铅钎料的典型微观组织

图3-3（b）中的a点对应的EDX曲线如图3-4。有铅和无铅焊膏在和

Cu焊盘的反应中生成的化合物都是η-Cu6Sn5。没有发现ε-Cu3Sn金属间化合物，根据Alex等人的研究[32]，ε-Cu3Sn寻常会在时效过程中由η相和Cu盘的进一步反应生成。在通用的回流焊工艺中，由于回流时间较短，不会生成ε相。

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图3-4界面IMC的EDX分析

无铅焊膏不管A型还是B型焊膏的网络状晶体中都生成金属间化合物Ag3Sn（图3-5）。值得注意的是，焊膏B所形成焊点内部组织中的IMC除Ag3Sn外，也有发现Cu6Sn5相，而焊膏A中较少。这是由于焊膏B本身含0.5％的Cu元素。共晶网络中的Cu6Sn5有别于界面的η相，它在钎料内部呈颗粒状分布，尺寸较Ag3Sn小1～2个数量级。

图3-5焊点内部IMC的EDX分析

钎料内部的白色枝状晶主要是富锡相β–Sn，含有少量的Ag和Cu元素（图3-6）。由此可见，两种无铅钎料的内部基本结构都由β–Sn和分布于其间的共晶网络组成。其中A型焊膏共晶网络由具有高硬度的金属间化合物

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Ag3Sn和共晶相中基体Sn组成；B型焊膏与之类似，不过在共晶网络中除Ag3Sn外还有小尺寸的Cu6Sn5颗粒。

图3-6焊点内部枝状晶EDX分析

3.3冷速对焊点内部组织的影响

图3-7为Sn-3.5Ag焊膏在不同曲线下焊接得到的焊点微观组织：基本结构并不随冷速变化而变化，都是β-Sn颗粒和以及其周边的共晶网络状结构。然而D曲线焊点的微观比A曲线粗大，β-Sn颗粒呈椭圆形状排列。根据金属的非均匀形核理论，液态钎料由于在A曲线下能获得较大过冷度而形核均匀细化。共晶网络在A曲线下较为细密且其截面面积比例较小。由于快冷的液相线上时间较小。D曲线下的冷却使得钎料在液相线上时间比A曲线多17.6秒，则合金中的Sn和Ag可以更充分结晶以形成共晶。

(a)A曲线焊点×1000（b）D曲线焊点×1000

图3-7焊膏A不同冷速下焊点的金相照片

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由公式（3-1）[33]，增加冷却速率，相当于减少了凝固时间，从而减小了枝晶的间距。故枝状晶的间距在慢冷条件下相对较大。枝晶间距的增加同时也表征共晶网络在焊点中百分含量的增加。

S?kts（3-1）

m式中S—枝状晶的间距；

ts—钎料凝固时间；

k—与材料有关的常量。

对于共晶网络中的金属间化合物Ag3Sn，在A曲线时，快冷提供了更多的形核，并且抑制了Ag3Sn的长大，故形成的组织为球形的Ag3Sn颗粒，弥散分布在共晶网络中的Sn基体上，尺寸较小；随着冷速降低，Ag3Sn的微观形貌从球形向长条状转变。长条状Ag3Sn相不仅在焊点内部形成，而且在钎料与Cu盘的界面处也会形成,如图3-8。

（a）A曲线焊点（b）B曲线焊点图3-8焊膏A不同冷速下焊点内部Ag3Sn形貌

对于Sn-3Ag-0.5Cu，由图3-9，在D曲线下所形成焊点微观中的β-Sn具有二次枝晶结构。且晶粒比较粗大，其生长具有明显的方向性；A曲线下的焊点则完全没有二次枝晶结构。β-Sn晶粒生长虽然也有一定的方向性，但是不连续，晶粒尺寸较A曲线下的均匀。

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(a)A型曲线×1000（b）D型曲线×1000图3-9焊膏B不同冷速下焊点的金相照片

F.Ochoa等人认为在快冷条件下之所以没有二次枝状晶的形成，是由于快冷时液态钎料各个部分基本上是同时形核，各部分来不及相互扩散就已经

凝固了，所以晶粒比较细小16；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―会集‖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相像，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，故其分布也浮现网络结构，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（b）D型曲线×1000图3-10焊膏B不同冷速下焊点的金相照片

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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，由于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像。以SiC颗粒加强的Al基复合材料为例，SiC颗粒硬度、强度和熔点都超过Al基体。当加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加强法[34]。

表3-1钎料及其IMC的强度性质对比

性质杨氏模量(GPa)剪切模量(GPa)Cu6Sn585.6Cu3Sn108.3Ag3Sn78.9[35]

Sn46.9Sn-3.5Ag51.3

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加强的作用。但是假使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，不能起到原位加强作用。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。

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3.4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。

Cu6Sn5

(a)A型曲线焊点×1000（b）B型曲线焊点×1000

Cu6Sn5

(c)C型曲线焊点×1000（d）D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

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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）[36]：

钎料和母材之间的扩散：

dm??DSdcdxdt（3-2）

式中dm—钎料组分的扩散量；D—扩散系数；S—扩散面积；

dcdx—在扩散方向扩散组分的浓度梯度；

dt—扩散时间；

由公式可知，在一致温度条件下，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，特别在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（b）D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

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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3.5μm。而在一致条件下，焊膏A的IMC厚度比焊膏B的略厚。这是由于焊膏A中本身不含Cu元素，在反应过程中，基板的Cu向钎料中扩散速率更快，扩散量较多，因而在界面的厚度稍大。

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）0.551.152.104.156.50焊膏A（μm）3.73.32.82.32.0焊膏B（μm）3.53.02.52.11.8

图3-13冷速和IMC厚度关系

3.5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）

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x?x0?Atnexp(??H/RT)(3-3)

ln(x?x0)?ln(A)?nln(t)??H/RT(3-4)

式中x0—IMC初始厚度；

A—常数；—激活能；

t—时效时间；?HR—气体常数；

n—时间指数；

这里x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n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。

为了观测界面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，Cu3Sn在界面IMC中的比例增加，在时效20天后，达到20％左右。

（a）0天（b）5天

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（c）10天（d）15天

（e）20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。特别是速率较慢的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元素的扩散必需穿越已经形成的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；其次阶段，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），主要表达在时间指数n的差异。P.T.Vianco等人的研究[37]认为，第一阶段的时间指数n值在0.5左右，而其次阶段则

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可以达到0.3时。

图3-15焊膏B焊点在不同冷速下的IMC生长曲线

3.6本章小结

1.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像。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。这是由于在较快的冷速提供更多的形核。

2.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。3.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。

4.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。试验说明，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。

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第4章冷速对无铅焊点力学行为的影响

4.1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。

4.2冷速对无铅焊点力学性能的影响

4.2.1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，可以用来表达力（F）与位移(X)之间的变化关系。

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4.2.2QFP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。在一致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[912.5gf,1119gf]范围；B曲线焊点载荷值大约在[903.1gf,1091gf]范围；C曲线在[800.2gf,915.4gf]范围，D曲线焊点载荷值在[763.2gf,917.7gf]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起到一定的原位加强作用；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959.4983.511161119测定值968.8912.5948.0929.2990.7979.3平均值990.1B曲线903.1907.210001034977.2933.31091977.2917.7953.3969.4C曲线863.1885.6913.5915.4880.9910.0880.2895.3875.1800.2889.9D曲线875.9882.2763.2917.7780.9917.7780.9820.3845.6830.5841.5

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，

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但是依旧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4-2一致条件下QFP焊点的拉脱载荷值分布状况

试样Sn-37PbSn-3.5AgSn-3.0Ag-0.5Cu载荷值范围(gf)560-950520-1092763-1119载荷值分布率＜700gf5%13%—700—950gf90%64%36%950－1100gf5%23%58%＞1100gf——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[38]；二是Sn-3.5Ag和Cu盘的反应更快，生成的界面IMC稍厚于Sn-3.0Ag-0.5Cu；三是Sn-3.0Ag-0.5Cu合金中的Cu元素在钎料内部反应生成的Cu6Sn5化合物，起到弥散加强的作用。

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[39]。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，Ag3Sn和Cu6Sn5颗粒硬度都高于周边的富锡基体，可以起到弥散加强的作用。这也是冷速在无铅导

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入后更受关注的原因之一。

表4-3各冷速下焊点拉脱载荷平均值

焊膏ABCA曲线948.2990.1837.8B曲线909.8969.4845.4

C曲线866.1899.5820.0D曲线822.8841.5806.2

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，还选取一致条件下的片式电阻R2023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焊点拉脱的影响有一致趋势。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。

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表4-5各冷速下焊点拉推剪荷平均值

焊膏AA曲线61396537测试值（gf）577370455335平均值6532B曲线590652526441673259146048

表4-6各冷速下焊点拉推剪荷平均值

焊膏ABCA曲线653258165529B曲线604857335614C曲线567555175233D曲线530051215110C曲线557060435340499657725675D曲线532756024934543451975300

4.3冷速对无铅焊点断裂行为的影响

4.3.1QFP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。

在拉脱试验和推剪试验中，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

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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。

（a）A曲线（b）D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像。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。更多的状况是发生混合断裂，裂纹走向单纯的沿界面化合物的状况发生的很少。

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（a）A曲线（b）D曲线图4-4焊膏B的QFP焊点拉断后断面图（×200）

（a）A曲线（b）D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在变形过程中简单应力集中，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

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此外，假使钎料中存在某些缺陷的话，裂纹的扩展也很简单沿着缺陷方向扩展。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由于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。

4.3.2QFP焊点的断口特征

断裂机制是从微观角度透露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

4.3.3片式电阻焊点推剪的断口特征

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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）中观测到明了的断裂分界限，该分界限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