SABI333焊點拉伸性能及晶界對焊點拉伸性能影響

馬立民， 翟廣濤， 郭 福， 王乙舒

(1.北京工業(yè)大學材料科學與工程學院， 北京 100124； 2.新型功能材料教育部重點實驗室， 北京 100124)

隨著經(jīng)濟的發(fā)展，電子產(chǎn)品的應用越來越廣泛，且電子產(chǎn)品逐漸向小型化和高密度化發(fā)展. 焊點密度提高的同時，焊點的尺寸也越來越小. 該發(fā)展趨勢導致單個焊點在服役過程中承受的熱、電、力作用越來越強. 由于電子產(chǎn)品工作條件日趨復雜，由數(shù)據(jù)統(tǒng)計，目前越來越多的電子產(chǎn)品在服役過程中其主要失效形式并不是來自元器件的失效，反而是內(nèi)部焊點的失效[1-2]. 所以，電子產(chǎn)品內(nèi)部焊點的可靠性嚴重影響電子產(chǎn)品的壽命，任何焊點的失效都會縮短電子產(chǎn)品的使用壽命. 目前，影響焊點可靠性的因素主要有電遷移、熱疲勞和蠕變等. 而其中，由于焊點在服役過程中會經(jīng)歷大量的溫度循環(huán)和功率循環(huán)，因此熱疲勞是焊點的主要失效方式. 由于在服役過程中，焊點釬料基體、PCB板及芯片的熱膨脹系數(shù)不匹配，電子產(chǎn)品服役過程中易產(chǎn)生彈性變形應力，在產(chǎn)生熱疲勞損傷的同時必然會引起蠕變變形[3-5]. 因此，蠕變被認為是影響焊點可靠性的重要因素之一，而蠕變變形主要受到拉伸應力的作用，因此，對焊點拉伸力學性能的研究具有重要意義.

隨著釬料無鉛化進程的加速發(fā)展，無鉛釬料取代傳統(tǒng)Sn-Pb釬料成為大勢所趨. 目前，在電子工業(yè)中的Sn-Ag系和Sn-Ag-Cu(SAC)系釬料被認為是最有潛力替代傳統(tǒng)Sn-Pb釬料的無鉛釬料. Sn-Ag系及SAC系釬料具有較好的力學、抗疲勞及抗蠕變性能. 但Sn-Ag系及SAC系釬料的熔點普遍較高,較高的熔點意味著在回流焊接過程中需采用較高的回流焊接溫度，而較高的焊接溫度會對電子元器件造成熱損傷，從而影響產(chǎn)品使用性能[6-8]. 所以，尋找熔點與Sn-Pb釬料熔點相近的無鉛釬料具有重要意義，而在降低釬料熔點的同時還應提高焊點的力學性能. 研究者發(fā)現(xiàn)在Sn-Ag系釬料中添加Bi和In元素可顯著降低釬料熔點，同時，在Sn-Ag系釬料中添加適量Bi或In元素可顯著提高焊點疲勞壽命及電遷移壽命[9-10]. 在Sn3.0Ag0.5Cu(SAC305)釬料中添加Bi元素可以在金屬間化合物(intermetallic compound，IMC)處形成阻礙層，阻礙IMC的生長，降低IMC厚度，從而提高焊點剪切性能[11]. 在釬料中添加In元素后，會在焊點內(nèi)部形成均勻分布的富In相，從而提高焊點強度[12]. 研究者將Bi和In元素同時加入到Sn-Ag系釬料中，形成Sn-Ag-Bi-In(SABI)四元合金釬料，SABI系釬料不僅具有較低的熔點，還具有較好的抗疲勞性能、抗蠕變性能及抗電遷移能力等[13-14]. 加入Bi及In元素之后，Sn3.0Ag3.0Bi4.0In釬料的熔點約為200 ℃，接近Sn-Pb釬料熔點[15]. 同時，彌散分布在Sn基體內(nèi)部的ζ相(Ag4Sn 及 Ag3In 的固溶體)和Cu6(Sn,In)5會起到彌散強化作用，顯著提高焊點的抗疲勞性能[16]. 研究者發(fā)現(xiàn)在Sn3.0Ag3.0Bi10In焊點的富Sn相內(nèi)部分布有大量的Bi原子聚集，彌散分布的Bi原子團聚顆粒起到強化焊點的作用. Tian等[17]研究了在電流應力下SAC305單晶焊點及Sn3.0Ag3.0Bi3.0In(SABI333)焊點中IMC生長行為. 研究指出SAC305焊點在電流應力作用下，內(nèi)部IMC顆粒表現(xiàn)出明顯的極化效應，而SABI333焊點在電流應力作用下，內(nèi)部針狀IMC分解為小顆粒IMC，從而增強焊點力學性能. 因此，在電遷移和熱疲勞條件下SABI焊點相較于SAC305焊點及其他無鉛釬料焊點表現(xiàn)出較高的可靠性.

目前關于SABI系釬料的研究主要集中在對焊點內(nèi)部IMC及Sn晶體c軸對焊點電遷移壽命的影響[18-20]. Sn晶體具有顯著的各向異性，晶體取向及晶體結構對于焊點性能具有重要影響. 而晶體取向及晶體結構對焊點拉伸力學性能影響的研究往往被忽略. SABI系釬料由于具有較低的過冷度和充足的形核質點，該系釬料主要形成單晶、孿晶2種晶體結構的焊點[21]. 2種不同的晶體結構對焊點拉伸力學性能具有不同的影響. 本文主要對SABI333焊點及SAC305焊點的拉伸性能進行對比研究，并選取SABI333單晶和孿晶焊點進行拉伸實驗，探究晶界對焊點拉伸性能的影響. 本文為SABI系釬料力學性能研究奠定了基礎并提供了新的研究思路.

1 實驗材料和方法

1.1 樣品結構設計及制備

制作焊點的釬料采用Sn3.0Ag3.0Bi3.0In(SABI333)及Sn3.0Ag0.5Cu(SAC305)釬料，制作釬焊接頭基材選用銅棒，其尺寸為5 mm×1 mm×1 mm. 用砂紙將銅棒一端磨平之后，用丙酮超聲清洗10 min以去掉銅棒表面油污及雜質，而后，用體積分數(shù)為10%的硝酸溶液超聲清洗10 min，去掉銅棒表面氧化物. 清洗結束后，用耐高溫膠將2個銅棒被磨平的一面相對粘在PCB板上，2個銅棒之間距離約為0.5 mm. 將SABI333及SAC305釬料均勻涂抹在2個銅棒間隙處，將釬料壓實后利用回流焊爐進行回流焊接，回流焊接曲線如圖1所示. 回流焊接最高溫度分別為300、280 ℃，焊接時間為4 min，且超過釬料熔點溫度后持續(xù)1 min左右. 最后將PCB板與焊后焊點放到丙酮溶液中，利用超聲波清洗儀清洗去掉耐高溫膠，將焊后樣品與PCB板分離，并用型號為2000#的砂紙磨掉多余釬料. 焊點樣品示意圖如圖2所示，焊點的橫截面積為1 mm×1 mm，厚度約為0.5 mm.

圖1 回流溫度曲線Fig.1 Reflow temperature curve

圖2 焊點示意圖Fig.2 Schematic diagram of the solder joint

由于樣品尺寸較小，故將釬焊接頭用熱熔膠粘在圓形鋁片上進行樣品的磨拋，如圖3所示. 在用型號為2000#的砂紙將釬焊接頭表面磨至劃痕均勻一致后，利用Al2O3懸浮液進行樣品的拋光，拋光至釬焊接頭內(nèi)部無劃痕及應力. 隨后，超聲清洗樣品，將焊點與鋁片分離，并利用基于掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)的電子背散射衍射(electron back scattered diffraction，EBSD)進行晶體取向的表征.

圖3 焊點磨拋示意圖Fig.3 Schematic diagram of polishing solder joints

1.2 釬焊接頭拉伸性能測試

對釬焊接頭進行晶體取向表征后，用萬能試驗機(三思縱橫定制試驗機，型號UTM4502X- WGWX)進行拉伸性能測試，將釬焊接頭兩端加持在拉伸試驗機上后進行拉伸實驗，拉伸速度保持0.1 mm/min，直至樣品斷裂. 拉伸斷裂之后，記錄拉伸過程中受到的最大力，并根據(jù)樣品橫截面積計算最大抗拉強度. 對晶體取向相似的SAC305焊點及SABI333焊點、SABI333單晶焊點及SABI333孿晶焊點分別進行拉伸性能測試.

1.3 樣品測試手段

分別采用SEM和EBSD觀察分析樣品的表面形貌及晶體取向，同時利用基于SEM的能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)對SABI333釬焊接頭內(nèi)部Bi元素的分布進行觀察，同時，拉伸實驗后利用SEM對樣品的表面形貌和斷口形貌進行觀察.

2 實驗結果與討論

2.1 SABI333與SAC305焊點拉伸性能對比

選取樣品尺寸相同、晶體取向相似的SAC305焊點與SABI333焊點進行拉伸實驗，拉伸速度均為0.1 mm/min. 圖4為2種不同成分焊點抗拉強度對比柱狀圖，SAC305焊點和SABI333焊點的平均抗拉強度分別為42.05、112.56 MPa. 結果表明，SABI333焊點的抗拉強度要遠大于SAC305焊點的抗拉強度.

圖4 不同成分焊點抗拉強度對比Fig.4 Comparison of tensile strength of solder joints with different components

2種不同成分焊點拉伸過程中應變- 應力曲線如圖5所示. 應變與變形的關系為

(1)

式中：ε為應變；L為焊點初始長度；L′為焊點拉伸后的長度.由圖5及式(1)可知，SAC305焊點在拉伸過程中產(chǎn)生的變形量較大，發(fā)生明顯的塑性變形后斷裂. SAC305焊點在達到其所能承受最大應力載荷后，隨應變增加，拉伸應力緩慢減小，在焊點應變?yōu)?.2時，拉伸應力減小為0 MPa，焊點發(fā)生斷裂. SABI333焊點在拉伸過程中能承受的最大應力載荷較大，但在應變約為0.5時，應力載荷減小為0 MPa，焊點發(fā)生斷裂. 結果表明，SABI333焊點相對于SAC305焊點抗拉強度得到顯著提高，但其塑性下降，在拉伸過程中不易產(chǎn)生塑性變形.

圖5 不同成分焊點拉伸過程中應變- 應力曲線Fig.5 Strain-stress curve of solder joints with different compositions during drawing

圖6(a)(b)分別為SAC305焊點斷裂后表面形貌圖和斷口形貌圖. 由圖6(a)可知，在拉伸過程中SAC305焊點發(fā)生明顯塑性變形，該焊點在拉伸過程中變形量較大，且在焊點中間部位發(fā)生明顯頸縮現(xiàn)象，最終在產(chǎn)生頸縮位置斷裂. 由圖6(b)可知，SAC305焊點斷口形貌為典型韌窩斷口，表明SAC305焊點在拉伸后發(fā)生典型的韌性斷裂. SABI333焊點斷裂后表面形貌和斷口形貌如圖7所示. 由圖7(a)可知，與SAC305焊點相比，SABI333焊點在拉伸過程中僅發(fā)生微量塑性變形，變形量較小，未產(chǎn)生頸縮現(xiàn)象，最終在焊點內(nèi)部斷裂. 由圖7(b)可知，該焊點的斷口形貌與典型的韌窩斷口形貌相差較大，部分斷口位置存在韌窩，但韌窩深度較淺，斷口呈現(xiàn)準解理斷口形貌，因此該焊點在拉伸過程中發(fā)生韌性斷裂與脆性斷裂相結合的斷裂方式. 由此可見，不同釬料成分對焊點的拉伸性能具有不同的影響. 在Sn-Ag合金中加入適量Bi及In元素后，焊點抗拉強度得到顯著提高，但SABI333焊點變脆，韌性降低.

圖6 SAC305焊點斷裂后形貌Fig.6 Morphology of SAC305 solder joint after fracture

圖7 SABI333焊點斷裂后形貌Fig.7 Morphology of SABI333 solder joint after fracture

SABI333釬料內(nèi)部Bi元素的質量分數(shù)為3%，Bi元素的含量相對較少，因此SABI333焊點內(nèi)部的Bi原子易以單質的形式存在，且Bi原子易在焊點基體內(nèi)部團聚. 利用EDS分析Bi元素在焊點內(nèi)部的分布情況，圖8(a)為Bi元素分布情況. 在測試結果內(nèi)部存在大量的噪點，只有存在元素的聚集方可證明元素的分布情況，聚集現(xiàn)象越明顯，元素含量就越高. 因此，利用MATLAB軟件對團聚的Bi元素進行一定尺寸的篩選，如圖8(b)所示. 該操作的目的便是篩選超過一定尺寸的聚集顆粒，從而判斷元素分布情況. 在篩選過程中，首先將圖片進行灰度處理，將彩色圖片轉換為黑白圖，用ostu方法獲取推薦二值化閾值，根據(jù)實際效果選取閾值為0.2，對圖像進行二值化處理，將圖像上的像素點的灰度值處理為0(純黑色)或255(純白色)，使整個圖像呈現(xiàn)出黑白的效果，運用MATLAB中strel函數(shù)的imopen開操作命令去除二值化圖像噪點，從而獲得Bi元素分布圖. 由圖8可知Bi原子在焊點內(nèi)部呈現(xiàn)小范圍團聚，形成團聚顆粒，且Bi原子團聚顆粒在焊點內(nèi)部呈現(xiàn)彌散分布狀態(tài). 大量彌散分布的Bi原子團聚顆粒起到彌散強化的作用，在拉伸過程中釘扎位錯，防止位錯滑移，阻礙焊點發(fā)生變形. 同時，Bi元素的加入在提高焊點抗拉強度的同時還易增加焊點的脆性，使SABI333焊點更易發(fā)生韌性斷裂與脆性斷裂相結合的斷裂方式. 圖9為SAC305和SABI333焊后焊點的表面形貌. 由圖9(a)(b)對比可知，SAC305焊點內(nèi)部只分布有少量尺寸較大的IMC，即Cu6Sn5，SABI333焊點內(nèi)部黑色彌散分布的IMC為Cu6(Sn,In)5，這是因為In元素的加入，In取代Sn的位置，易在焊點內(nèi)部形成大量細小的IMC，即Cu6(Sn,In)5. 此外，焊點內(nèi)部白色顆粒為富Ag相(Ag4Sn與Ag3In兩相的固溶體). 細小的IMC彌散分布在Sn基體內(nèi)部，在拉伸過程中同樣起到了釘扎位錯、防止位錯滑移的作用. 因此，由于彌散分布的Bi原子團聚物及IMC的彌散強化作用，在拉伸過程中SABI333焊點內(nèi)部位錯滑移難度增加，從而使SABI333焊點不易發(fā)生塑性變形，在顯著提高SABI333焊點抗拉強度的同時也增加了焊點的脆性.

圖8 SABI333焊點中Bi元素的分布Fig.8 Distribution of Bi element in SABI333 solder joint

2.2 不同晶體取向結構的SABI333焊點拉伸性能對比

查閱文獻可知，相對于SAC305焊點，SABI333焊點的過冷度較低，在凝固過程中，Sn晶核的長大速度相對較慢[13]. 同時，由圖8、9可知，SABI333釬料在凝固過程中易形成彌散分布的Bi原子團聚顆粒和細小的IMC，尺寸較小的顆粒都可以提供形核位置. 前期研究發(fā)現(xiàn)，當回流焊峰值溫度越高(回流焊的過程中，冷卻速度越快)時，越易形成孿晶焊點[13]. 在相同的回流焊條件下SABI333釬料在凝固之后除了會形成單晶焊點外，還易形成孿晶焊點.

圖9 不同成分焊點內(nèi)部金屬間化合物分布對比Fig.9 Distribution comparison of intermetallic compounds in solder joints with different compositions

圖10為SABI333單晶焊點晶體取向及晶界圖、取向差分布圖. 由圖10(a)可知，單晶焊點內(nèi)部晶粒的晶體取向顏色基本一致，且焊點內(nèi)部只分布有藍色晶界(5°～15°). 由圖10(b)可知，焊點內(nèi)部取向差均小于10°，焊點內(nèi)部只存在小角度晶界，因此，該焊點可被看作由一個完整的晶粒構成，為典型的單晶焊點. 圖11為SABI333孿晶焊點晶體取向及晶界圖、取向差分布圖. 一個Sn晶粒具有一種晶體取向，而EBSD測試結果中不同的顏色代表不同的晶體取向，由圖11(a)可知，該焊點由多個Sn晶粒構成，但只包含3種不同的晶體取向. 具有3種不同晶體取向的Sn晶粒在焊點內(nèi)部呈現(xiàn)交錯分布，焊點內(nèi)部除有少量藍色晶界(5°～15°)分布外，還有大量紅色晶界(50°～70°)分布其中，且紅色晶界呈網(wǎng)狀分布. 結合圖11(b)可知，紅色晶界取向差集中于50°～70°，即紅色晶界為孿晶界，且孿晶界數(shù)量遠多于小角度晶界，因此，該焊點為典型的孿晶焊點. 由2種不同晶體取向焊點的晶界圖對比可知，單晶和孿晶焊點內(nèi)部晶界的分布具有顯著差異. 單晶焊點內(nèi)部只有小角度晶界且分布較少，而孿晶焊點內(nèi)部則分布有大量孿晶界且呈網(wǎng)狀交錯分布.

圖10 SABI333單晶焊點Fig.10 SABI333 single crystal solder joint

圖11 SABI333孿晶焊點Fig.11 SABI333 twin crystal solder joint

選取尺寸相同的SABI333單晶焊點和孿晶焊點進行相同拉伸速度的拉伸實驗. 對2種焊點的抗拉強度進行對比，如圖12所示. 由圖12可知，SABI333單晶焊點平均抗拉強度為105.43 MPa，孿晶焊點平均抗拉強度為119.56 MPa，結果表明，孿晶焊點的抗拉強度均高于單晶焊點. 具有不同晶體結構的焊點其拉伸性能也具有明顯差異，如圖13所示. 由圖13及式(1)可知，SABI333單晶焊點在拉伸過程中首先發(fā)生微量塑性變形，在應變?yōu)?.3時，應力載荷達到最大，之后隨應變增加，應力載荷逐漸減小，在應變?yōu)?.5時應力載荷減小為0 MPa，焊點發(fā)生斷裂；而SABI333孿晶焊點在拉伸過程中幾乎未發(fā)生塑性變形，在應變?yōu)?.3時，孿晶焊點所承受的應力載荷達到最大值，此時，應力載荷迅速減小為0 MPa，孿晶焊點發(fā)生脆性斷裂. 結果表明，SABI333孿晶焊點在拉伸過程中能承受的最大應力載荷較大，抗拉強度較高，但相對于單晶焊點，孿晶焊點的塑性較差，在受拉條件下易發(fā)生脆性斷裂.

圖12 SABI333不同晶體取向焊點抗拉強度對比Fig.12 Comparison of tensile strength of SABI333 solder joints with different crystal orientations

圖13 SABI333不同晶體取向焊點在拉伸過程中應變- 應力曲線Fig.13 Strain-stress curve of SABI333 solder joints with different crystal orientations during drawing

圖14為SABI333單晶焊點斷裂后表面形貌和斷口形貌圖. 由圖14(a)可知，單晶焊點在拉應力作用下發(fā)生微量塑性變形后，在焊點內(nèi)部及部分邊界位置發(fā)生斷裂. 如圖14(b)所示，單晶焊點斷口形貌為準解理與韌窩斷口，焊點內(nèi)部存在韌窩，但韌窩深度較淺，表明單晶焊點在拉伸過程中發(fā)生微量塑性變形.

圖14 SABI333單晶焊點斷裂后形貌Fig.14 Morphology of SABI333 single crystal solder joint after fracture

圖15為SABI333孿晶焊點斷裂后表面形貌和斷口形貌圖. 由圖15(a)可知，該孿晶焊點在拉伸過程中幾乎未發(fā)生塑性變形，在釬料基體與銅棒交界的IMC處發(fā)生脆性斷裂. 由圖15(b)可知，該孿晶焊點的斷口形貌為扇貝狀的IMC形狀，表明孿晶焊點在承受拉應力條件下，不易在焊點內(nèi)部斷裂，而易在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處發(fā)生斷裂. 在相同拉伸速度下，具有相同焊點尺寸的SABI333單晶焊點與孿晶焊點呈現(xiàn)出不同的變形及斷裂特征，這是因為單晶與孿晶焊點內(nèi)部不同類型晶界的作用.

圖15 SABI333孿晶焊點斷裂后形貌Fig.15 Morphology of SABI333 twin crystal solder joint after fracture

實驗結果表明，SABI333孿晶焊點相對于單晶焊點具有更高的抗拉強度，在拉伸過程中，孿晶焊點內(nèi)部幾乎未發(fā)生塑性變形，最后在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處發(fā)生斷裂. 在孿晶焊點中，3種不同晶體取向的Sn晶?；ハ嘟诲e分布，孿晶界互相交錯呈網(wǎng)狀分布. 在拉應力的作用下，焊點內(nèi)部位錯啟動，發(fā)生滑移，但位錯移動到孿晶界后，受到孿晶界的阻礙，在晶界處發(fā)生塞積現(xiàn)象，從而形成位錯強化，提高了孿晶焊點的抗拉強度. 其次，由于孿晶界的特殊作用，孿晶界會切斷位錯原有的滑移系，阻礙位錯的移動. 若位錯繼續(xù)移動需不斷改變滑移系統(tǒng)，大大增加位錯移動的難度[22]. 相對于孿晶焊點，SABI333單晶焊點內(nèi)部則只有少量小角度晶界分布，在拉應力的作用下，單晶焊點內(nèi)部的位錯啟動，發(fā)生滑移，但小角度晶界對位錯的釘扎作用較弱，不易產(chǎn)生位錯強化，且小角度晶界不易切斷連續(xù)的滑移系，位錯在單晶焊點內(nèi)部滑移受到阻礙較小. 由圖14(a)可知，單晶焊點并非只在焊點內(nèi)部斷裂，而是部分斷裂發(fā)生在銅棒與釬料基體交界位置. 這是因為，在釬料基體與銅棒交界處為金屬間化合物Cu6Sn5，Cu6Sn5為硬脆相. 銅棒、IMC及Sn基體的硬度不同，在拉應力的作用下其變形程度不同，易在此處產(chǎn)生變形應力，造成應力集中，從而使得邊界位置脆弱易斷. 綜上，在拉伸過程中單晶焊點內(nèi)部較易產(chǎn)生塑性變形，且抗拉強度低于孿晶焊點. 同時，單晶焊點易在焊點內(nèi)部及銅棒與釬料基體相交位置斷裂.

雖孿晶界屬于大角度晶界，但其兩側為位向不同的同相晶體，孿晶界處的原子吻合良好. 孿晶界分為共格孿晶界與非共格孿晶界2種，共格孿晶界界面能為20 mJ/m2，非共格孿晶界界面能為100～500 mJ/m2，2種不同孿晶界界面處能量都相對較低，因此，孿晶界界面較穩(wěn)定，拉伸過程中，裂紋和孔洞不易在孿晶界處萌生，因此，不易在孿晶界處開裂[23-24]. 在釬料基體與銅棒交界處為金屬間化合物Cu6Sn5，為硬脆相. 在拉應力作用下焊點易在釬料基體與銅棒交界處產(chǎn)生應力集中，孿晶焊點內(nèi)部強度高，而邊界位置脆弱，所以孿晶焊點易在邊界處斷裂.

綜上，相對于SABI333單晶焊點，孿晶焊點在受到拉應力時會表現(xiàn)出更高的抗拉強度，孿晶焊點內(nèi)部強度較高，不易產(chǎn)生塑性變形，也不易在焊點內(nèi)部開裂，但達到孿晶焊點強度極限后，焊點在釬料基體與銅棒交界位置的IMC處斷裂.

3 結論

1) SABI333焊點由于Bi和In元素的加入，在焊點內(nèi)部會彌散分布有Bi原子團聚物和細小的金屬間化合物，起到彌散強化作用，相對于SAC305焊點，SABI333焊點在拉伸過程中抗拉強度顯著提高，且焊點塑性降低.

2) SABI333孿晶焊點內(nèi)部網(wǎng)狀分布的孿晶界對位錯有釘扎作用，形成位錯強化，同時孿晶界切斷位錯原有滑移系，增加位錯移動難度，與SABI333單晶焊點相比，孿晶焊點的抗拉強度得到提高，同時在受拉過程中孿晶焊點內(nèi)部不易產(chǎn)生變形且不易在焊點內(nèi)部斷裂，而易在釬料基體與銅棒相交位置的金屬間化合物處斷裂.