任 杰,王乙舒,周 煒,王曉露,郭 福

(北京工業(yè)大學(xué) 新型功能材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,北京 100124)

由于智能汽車的高集成化發(fā)展,組裝焊點(diǎn)尺寸越來越小,對(duì)焊點(diǎn)抗電遷移服役可靠性的要求也越來越高,這要求互連能夠承受更高的溫度和更大的電流密度[1-2]。目前,SnAgCu 等無鉛焊料已被廣泛用于替代富鉛焊料[3]。SnAgCu 系焊料合金的凝固性質(zhì)導(dǎo)致焊點(diǎn)中通常有一個(gè)或幾個(gè)Sn 晶粒。由于Sn 具有體心四方晶體結(jié)構(gòu),晶格常數(shù)為a=b=0.583 nm 和c=3.18 nm,在力學(xué)、電氣和擴(kuò)散性能方面表現(xiàn)出高度的各向異性,強(qiáng)烈制約著焊點(diǎn)的服役可靠性[4-5]。Zhang 等[6]研究指出,當(dāng)多種載荷耦合加載在焊點(diǎn)上時(shí),電流在焊點(diǎn)中引起的電遷移(Electro-Migration,EM)現(xiàn)象會(huì)縮短焊點(diǎn)壽命。研究表明,在SnAgCu 的焊料合金中,電遷移會(huì)引起極化效應(yīng)、Sn 晶須生長和相分離等現(xiàn)象[7-8]。此外,金屬原子沿Sn 晶粒c軸的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)高于a、b軸,使得Sn 基焊點(diǎn)的晶體取向強(qiáng)烈影響著焊點(diǎn)的電遷移行為[9]。

添加多種合金元素,與常規(guī)使用的無鉛SnAgCu焊料合金化是一種潛在的解決方案[10-12]。Maeshima等[13]研究了添加Ni 對(duì)Cu 和Sn 原子在界面擴(kuò)散行為的影響,Ni 在Cu6Sn5與基板的界面上會(huì)形成一層Ni3Sn4薄層來阻礙原子的相互擴(kuò)散,有效抑制了Cu 與Sn 相互擴(kuò)散過程中空隙的形成和Cu3Sn 層的生長。Chen 等[14]研究了Sb 元素的添加對(duì)無鉛焊料界面反應(yīng)的影響,當(dāng)其質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到0.5%時(shí),扇貝狀I(lǐng)MC 被細(xì)化,IMC 層的厚度最小。

目前對(duì)于多元合金焊料的研究大多集中在四元或五元系合金,且主要研究熱疲勞或者振動(dòng)對(duì)焊點(diǎn)服役可靠性的影響,關(guān)于在高電流密度載荷下多元合金元素對(duì)焊點(diǎn)服役可靠性影響方面的研究仍然處于空白。本文對(duì)Sn-3.0Ag-0.5Cu(SAC)和Sn-3.8Ag-0.7Cu-3.0Bi-1.5Sb-0.15Ni(SACNSB)焊料進(jìn)行了熔點(diǎn)、潤濕性和電遷移實(shí)驗(yàn),分析了多元合金焊料在傳統(tǒng)三元合金焊料基礎(chǔ)上提高電遷移可靠性的強(qiáng)化機(jī)制。采用掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射儀(EBSD)、能譜儀(EDS)等方法,對(duì)SAC 和SACNSB 在電流應(yīng)力作用下的顯微組織演變進(jìn)行了系統(tǒng)的研究和比較,闡明了添加Ni、Sb、Bi 元素對(duì)多元合金焊料性能的影響,旨在為新型焊料合金的設(shè)計(jì)提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

SACNSB 焊料是本實(shí)驗(yàn)的主要研究對(duì)象,并與SAC 焊料進(jìn)行比較。首先,采用差示掃描量熱儀(耐馳DSC 214 Polyma)測定焊料的熔點(diǎn)和過冷度。稱量約50 mg 錫膏作為測試樣品,樣品以10 ℃/min 的速率加熱至熔融狀態(tài),在高溫熔融狀態(tài)下保持溫度恒定1 min,然后再次以10 ℃/min 的速率冷卻。通過潤濕實(shí)驗(yàn)表征了焊料的潤濕性。實(shí)驗(yàn)材料包括尺寸為40 mm×40 mm 的無氧銅板,稱量約0.3 g 的焊料置于銅板的上表面中心位置,將試件平放到加熱平臺(tái)(JF-956A 恒溫雙數(shù)顯加熱臺(tái))上快速加熱至250 ℃直到完全熔化,取出試件在室溫下冷卻,并根據(jù)焊膏潤濕性評(píng)定標(biāo)準(zhǔn)評(píng)估焊料的潤濕性。

通過回流焊制備兩種焊料的一維線性焊點(diǎn),圖1給出了焊點(diǎn)的樣品配置示意圖。采用尺寸為0.6 mm×0.6 mm×20 mm 的銅棒作為焊點(diǎn)的基材,分別將SAC和SACNSB 兩種焊料填充在兩個(gè)銅棒之間,然后將樣品置于回流爐(同志科技TN380C 全熱風(fēng)無鉛回流焊機(jī))中4 min,峰值溫度為240 ℃,高于兩種焊料的熔點(diǎn)。將焊接好的樣品用環(huán)氧樹脂鑲嵌在尺寸為10 mm×10 mm×1.5 mm 的PCB 板上,并用2000#砂紙打磨樣品銅棒至焊點(diǎn)截面尺寸為350 μm×350 μm 左右。

圖1 樣品配置示意圖Fig.1 Schematic diagrams of sample configuration

繼續(xù)用α-氧化鋁拋光液(0.3 μm,Buehler)對(duì)磨至目標(biāo)尺寸的樣品進(jìn)行粗拋,用二氧化硅懸浮液(0.02 μm,Buehler)進(jìn)行細(xì)拋,以去除拋光表面的應(yīng)變層。利用電子背散射衍射儀(FEI Quanta 650)和Oxford Instruments -HKL -channel5 軟件對(duì)焊點(diǎn)的初始晶粒取向進(jìn)行觀察。在EBSD 結(jié)果中,不同顏色的平面反極圖(IPF)顯示了晶粒的取向分布。IPF 中晶界的不同顏色表示不同的角度,綠色為2°～5°,藍(lán)色為5°～15°,紅色為15°～180°。

為了研究元素的遷移,對(duì)焊點(diǎn)進(jìn)行了電遷移實(shí)驗(yàn)。室溫下,電流應(yīng)力的電流密度為1.0×104A/cm2。由于焦耳熱效應(yīng),焊點(diǎn)實(shí)驗(yàn)溫度為(100±5) ℃。此外,采用掃描電子顯微鏡(FEI Quanta 650)表征了電流應(yīng)力前后焊點(diǎn)的微觀結(jié)構(gòu)。

2 結(jié)果與討論

2.1 熔點(diǎn)與潤濕性

用差示掃描量熱法測定了兩種焊料的熔點(diǎn)和過冷度。圖2(a)、(b)分別為SAC 和SACNSB 焊料熔化和凝固過程的DSC 曲線。圖的上半部分為在10 ℃/min升溫速率下測得的焊料熔化曲線,下半部分為在10℃/min 降溫速率下測得的焊料凝固曲線。這兩條曲線的峰值分別對(duì)應(yīng)于凝固過程和放熱過程中的吸熱峰和放熱峰。熔點(diǎn)主要是根據(jù)吸熱過程中的固相溫度確定。通常認(rèn)為吸熱曲線的外推起始溫度為焊料的熔點(diǎn)(Tm),放熱曲線的外推起始溫度為焊料的凝固點(diǎn)(Ts)。測得的焊料熔點(diǎn)利于調(diào)整后續(xù)的回流焊工藝參數(shù)。表1 為實(shí)驗(yàn)測定的兩種焊料的熔點(diǎn)和過冷度,可以看出,SAC 焊料的熔點(diǎn)為216.9 ℃,SACNSB 焊料的熔點(diǎn)為214.2 ℃,這表明SACNSB 可以在與SAC 接近的工藝溫度下焊接,無需額外的溫度成本。

圖2 (a)SAC 和(b)SACNSB 兩種焊料熔化和凝固過程的DSC 曲線Fig.2 DSC curves of (a) SAC and (b) SACNSB during melting and solidification

過冷度ΔT是冷卻過程中材料的實(shí)際凝固溫度和熔化溫度之間的差值,是焊料焊接性能的重要參數(shù)之一,過冷度的降低有利于焊料的形核與細(xì)化晶粒。在本實(shí)驗(yàn)中利用熔化曲線和冷卻曲線之間的差異來計(jì)算所需的過冷度,結(jié)果見表1。

表1 SAC 和SACNSB 焊料的熔點(diǎn)和過冷度Tab.1 Melting point and subcooling of SAC and SACNSB solders

SAC 焊料的過冷度為27.2 ℃,SACNSB 的過冷度為25.7 ℃。結(jié)果表明,SAC 和SACNSB 的過冷度差別不大,說明SACNSB 焊料和SAC 焊料一樣更趨向于形成單晶粒。在兩種焊料中,Bi 元素的加入對(duì)焊料的熔點(diǎn)和過冷度的降低有顯著效果,但Ni、Sb 等高熔點(diǎn)元素使焊料熔點(diǎn)有所上升,減弱了Bi 元素的作用。

潤濕性實(shí)驗(yàn)是模擬并測量熔融狀態(tài)下焊料在母材上的鋪展程度和焊料與母材的潤濕角,從而評(píng)價(jià)該種焊料的潤濕性能。兩種焊料各選取三組樣品,對(duì)鋪展系數(shù)和潤濕角進(jìn)行測量,鋪展系數(shù)越大、潤濕角越小,證明該種焊料在母材上的潤濕性能越好。表2 為兩種焊料的潤濕性實(shí)驗(yàn)測試結(jié)果,可以看出,SAC 的平均鋪展系數(shù)是0.806,平均潤濕角為22.73°,SACNSB的平均鋪展系數(shù)為0.845,平均潤濕角為21.54°。兩種焊料的潤濕性均較好,相較而言,SACNSB 焊料的鋪展系數(shù)大于SAC 焊料,潤濕角小于SAC 焊料,說明添加的合金元素可以有效改善潤濕性能,Bi 不與焊料中的其他元素反應(yīng)形成化合物。液體中的原子比表面原子的吸引力小,液體原子更有可能克服自身重力并移向液體表面,代表非反應(yīng)性潤濕過程。添加Bi 元素可以降低焊料的表面張力,從而有效降低液態(tài)焊料與母材之間的表面能,使?jié)櫇裥粤己谩?/p>

表2 SAC 和SACNSB 焊料的潤濕性Tab.2 Wettability of SAC and SACNSB solders

在兩種焊料中,低熔點(diǎn)合金元素Bi 的加入可以降低焊料的熔點(diǎn),增加焊料的潤濕性能,并固溶于Sn 晶格中提高焊料的強(qiáng)度。Sb 和Ni 都是高熔點(diǎn)元素,Sb和Ni 元素的添加會(huì)增加焊料的潤濕性能[15],但熔點(diǎn)會(huì)略有增加。

2.2 回流焊后焊點(diǎn)晶體取向分析

焊點(diǎn)中β-Sn 的晶體取向?qū)M 行為表現(xiàn)出高各向異性。本實(shí)驗(yàn)研究了具有Cu 焊盤的SAC 和SACNSB 焊點(diǎn),SAC 和SACNSB 焊點(diǎn)截面的EBSD 取向圖、晶界分布圖、取向差分布圖和極圖分別如圖3 和圖4 所示。

SAC 焊點(diǎn)和SACNSB 焊點(diǎn)中大部分為小角度晶界(＜15°),出現(xiàn)少量的孿晶和多晶結(jié)構(gòu),由圖3(c)和圖4(c)中的取向角組成。圖3(d)和圖4(d)顯示了焊點(diǎn)中Sn 基焊料的(001)和(100)極圖。相對(duì)集中的衍射點(diǎn)結(jié)合EBSD 結(jié)果表明,SAC 焊點(diǎn)和SACNSB 焊點(diǎn)可以被視為單晶焊點(diǎn)。將樣品置于三維TD(橫向)-ND(法向)-RD(軋向)坐標(biāo)系下,橫截面為軋向(RD)-橫向(TD)平面,垂直于樣品橫截面(RD-TD 平面)的向外方向是法線方向(ND)。Sn 的各向異性會(huì)顯著影響焊點(diǎn)中的微觀結(jié)構(gòu)演變,本實(shí)驗(yàn)選取了θ角(Sn晶粒c軸方向與電子流動(dòng)方向的夾角)在45°～90°之間的兩種焊料的焊點(diǎn)。

圖3 SAC 焊點(diǎn)回流焊后的(a)EBSD 取向圖、(b)晶界分布圖、(c)取向差分布圖和(d)極圖Fig.3 (a) EBSD orientation map,(b) grain boundaries distribution map,(c) misorientation distribution map and(d) pole figures of SAC solder joints after reflow welding

圖4 SACNSB 焊點(diǎn)回流焊后的(a)EBSD 取向圖、(b)晶界分布圖、(c)取向差分布圖和(d)極圖Fig.4 (a) EBSD orientation map,(b) grain boundaries distribution map,(c) misorientation distribution map and(d) pole figures of SACNSB solder joints after reflow welding

2.3 焊點(diǎn)在回流焊后的組織形貌分析

回流焊后焊點(diǎn)的初始微觀結(jié)構(gòu)如圖5 所示。SAC 焊點(diǎn)界面處有典型的粗大扇貝狀I(lǐng)MC 層,Cu 原子的擴(kuò)散使得基體內(nèi)部有粗大Cu6Sn5產(chǎn)生,Ag3Sn 在基體中呈網(wǎng)狀分布。SACNSB 焊點(diǎn)中IMC 呈扇貝狀,分布較為均勻,在Cu6Sn5與基板之間未發(fā)現(xiàn)明顯的Cu3Sn 層。根據(jù)EDS 分析,焊料中Sn 與Sb 分布位置一致,Sb 與Sn 具有相同的晶體結(jié)構(gòu),Sb 固溶于Sn 晶體內(nèi)。有少量Bi 單質(zhì)富集的情況,Bi 是一種脆性相,以單質(zhì)的形式析出越多,對(duì)基體服役可靠性的影響越大。Ni 元素的加入細(xì)化了界面處IMC 層,使得IMC 層成連續(xù)且平滑狀。Ni 作為Cu 元素相鄰的金屬元素,與Cu 具有相同的原子半徑和相似的結(jié)構(gòu)和性質(zhì),替換Cu6Sn5中一部分Cu 原子,形成少量分散的(Cu,Ni)6Sn5相,因此Ni 元素會(huì)抑制Cu 原子的擴(kuò)散,從而抑制IMC 的生長,使SACNSB 焊點(diǎn)中IMC 厚度小于SAC 焊點(diǎn)的IMC 厚度。

圖5 回流焊后(a)SAC 焊點(diǎn)和(b)SACNSB焊點(diǎn)的SEM 圖像Fig.5 SEM images of (a) the SAC solder joints and(b) the SACNSB solder joints after reflow welding

2.4 焊點(diǎn)在電流應(yīng)力下的微觀結(jié)構(gòu)演變

在表征焊點(diǎn)的初始晶粒取向和微觀結(jié)構(gòu)后,對(duì)線性焊點(diǎn)樣品施加電流應(yīng)力,圖6 顯示了分別通電0,144,288,432 h 后SAC 焊點(diǎn)的微觀結(jié)構(gòu)演變。與0 h 相比,在通電144 h 后,焊點(diǎn)內(nèi)部大部分被新生成的IMC 層覆蓋,呈現(xiàn)出層狀I(lǐng)MC 結(jié)構(gòu)。焊點(diǎn)界面處的IMC 形成了兩層,靠近基板側(cè)的一層為Cu3Sn。Cu 原子明顯由負(fù)極移向正極,負(fù)極界面?zhèn)瘸霈F(xiàn)了IMC 溶解和少量空洞。IMC 厚度減少,焊點(diǎn)的橫截面積減小,電阻增大,通過單位面積的電流密度增大,使得焊點(diǎn)附近產(chǎn)生大量的焦耳熱。通過溫度的實(shí)時(shí)監(jiān)測,測得焊點(diǎn)附近的溫度上升至110 ℃,焊點(diǎn)產(chǎn)生時(shí)效反應(yīng),焊點(diǎn)的正負(fù)兩極側(cè)IMC厚度均增加。288 h 之后,負(fù)極有更多的裂紋出現(xiàn),并沿空洞擴(kuò)展,整體IMC 形貌和溶解狀態(tài)沒有明顯變化;正極IMC 進(jìn)一步積累并且呈現(xiàn)明顯的分層結(jié)構(gòu);在通電432 h 后發(fā)現(xiàn)空洞繼續(xù)擴(kuò)大。

圖6 SAC 焊點(diǎn)在(a)0 h、(b)144 h、(c)288 h 和(d)432 h 通電時(shí)間后微觀結(jié)構(gòu)演變的SEM 圖像Fig.6 SEM images of microstructure evolution of the SAC solder joints at (a) 0 h,(b) 144 h,(c) 288 h and (d) 432 h

圖7 展示出SACNSB 線性焊點(diǎn)在通電0,144,288,432 h 后的顯微組織形貌SEM 圖。通電144 h 后,正負(fù)極界面處沒有明顯變化,測量發(fā)現(xiàn)負(fù)極IMC 層厚度略有減少,正極IMC 層厚度略有增加,同時(shí)正負(fù)兩極沒有脆性相Cu3Sn 的生長。隨著通電時(shí)間的延長,432 h 后負(fù)極界面沒有明顯的IMC 溶解,正極沒有IMC 堆積的現(xiàn)象。為探究SACNSB 的失效時(shí)間,繼續(xù)對(duì)該樣品進(jìn)行1.0×104A/cm2條件下的通電實(shí)驗(yàn)。圖8為SACNSB 線性焊點(diǎn)在通電576 和720 h 后的顯微組織形貌SEM 圖,在通電至576 h 后,負(fù)極IMC 層的形貌沒有明顯變化,但開始出現(xiàn)Cu3Sn層,界面IMC 層發(fā)生少量溶解;正極出現(xiàn)明顯的層狀I(lǐng)MC 積累和Cu3Sn層的生長。與SAC 焊點(diǎn)在144 h 后出現(xiàn)Cu3Sn層相比,SACNSB 焊點(diǎn)界面處IMC 的生長明顯被抑制。SACNSB 焊料中的Ni 元素對(duì)界面處IMC 和Cu3Sn生長起到阻礙作用。通電至720 h 后,負(fù)極出現(xiàn)明顯溶解,局部出現(xiàn)空洞和裂紋;正極IMC 層進(jìn)一步增厚。負(fù)極處的IMC 在高電流密度載荷的激勵(lì)下分解成Cu 原子,逐漸遷移至正極附近。

圖7 SACNSB 焊點(diǎn)在(a)0 h、(b)144 h、(c)288 h 和(d)432 h 通電時(shí)間后微觀結(jié)構(gòu)演變的SEM 圖像Fig.7 SEM images of microstructure evolution of the SACNSB solder joints at (a) 0 h,(b) 144 h,(c) 288 h and (d) 432 h

圖8 SACNSB 焊點(diǎn)在(a)576 h 和(b)720 h 通電時(shí)間后微觀結(jié)構(gòu)演變的SEM 圖像Fig.8 SEM images of microstructure evolution of the SACNSB solder joints at (a) 576 h and (b) 720 h

與SAC 焊料對(duì)比,SACNSB 焊料展現(xiàn)出了更好的抗電遷移性。1.0×104A/cm2通電條件下,SAC 焊料在144 h 后出現(xiàn)負(fù)極側(cè)溶解,SACNSB 焊料在432 h 后出現(xiàn)負(fù)極側(cè)部分Cu 基板溶解。圖9 為兩種焊點(diǎn)在正極和負(fù)極界面處IMC 層厚度統(tǒng)計(jì)圖,在通電過程中,SACNSB 焊料的正極IMC 層厚度始終遠(yuǎn)小于SAC,表明在長時(shí)間的電遷移過程中,SACNSB 多元合金焊料中添加的Sb、Ni、Bi 元素對(duì)抑制Cu 原子在電遷移過程中的擴(kuò)散有一定作用。其中IMC 層厚度的明顯細(xì)化證明了Ni、Sb 加入焊料中的重要作用:Ni 與Cu、Sn反應(yīng)形成(Cu,Ni)6Sn5和(Ni,Cu)3Sn,在焊點(diǎn)內(nèi)部形成聯(lián)網(wǎng)狀的IMCs 阻擋層,對(duì)抑制原子的定向遷移有一定作用。Sb 原子能夠與焊料基體中的Sn 原子形成SnSb 固溶體,降低了Sn 和Cu、Ag 形成金屬間化合物的幾率,可以有效地抑制界面處和焊點(diǎn)內(nèi)部的Cu6Sn5金屬間化合物的生長,同時(shí)細(xì)化焊點(diǎn)內(nèi)部的金屬間化合物;另外,有研究指出,加入的Bi 元素彌散固溶在Sn 基體中,很大程度降低了Cu、Sn 原子的擴(kuò)散速率,減緩了IMC 的生長[16]。

圖9 兩種焊點(diǎn)的(a)正極和(b)負(fù)極界面IMC 層厚度Fig.9 Thickness of IMCs at (a) anode and (b) cathode interfaces of the two solder joints

對(duì)SACNSB 焊料負(fù)極側(cè)進(jìn)行EDS 掃描,圖10 為SACNSB 焊點(diǎn)負(fù)極界面在通電0,144,288,432 h 后Bi、Sb 和Sn 元素的分布圖,通電144 h 后Bi 的富集情況消失,轉(zhuǎn)而彌散分布在焊點(diǎn)內(nèi)部。Bi 單質(zhì)在高電流密度載荷的條件下在正極側(cè)產(chǎn)生偏析,并從觀察面脫落,且脫落后會(huì)在之前Bi 單質(zhì)富集的地方產(chǎn)生空洞,從而對(duì)焊點(diǎn)的電遷移可靠性產(chǎn)生影響。其余少量的Bi 元素以彌散分布的方式存在于焊點(diǎn)內(nèi)部,使得IMC 的生長速率降低。此外,EDS 掃描發(fā)現(xiàn)Sb 與Sn分布位置一致,在電流應(yīng)力作用下,Sn 和Sb 沒有進(jìn)一步反應(yīng)。在高電流密度下,金屬原子隨著電子風(fēng)力量擴(kuò)散,在撞擊到Sn-Sb 顆粒后,其運(yùn)動(dòng)會(huì)被阻斷,從而減小擴(kuò)散速率。

圖10 SACNSB 焊點(diǎn)負(fù)極界面Bi 元素在(a)0 h、(b)144 h、(c)288 h、(d)432 h,Sb 元素在(e)0 h、(f)144 h、(g)288 h、(h)432 h,Sn 元素在(i)0 h、(j)144 h、(k)288 h、(l)432 h 通電時(shí)間下的EDS 圖Fig.10 EDS images of on the anode interface of SACNSB solder joints.Bi elements at (a) 0 h,(b) 144 h,(c) 288 h and (d) 432 h;Sb elements at (e) 0 h,(f) 144 h,(g) 288 h and (h) 432 h;Sn elements at (i) 0 h,(j) 144 h,(k) 288 h and (l) 432 h

3 結(jié)論

本文以SACNSB 和SAC 兩種焊料為實(shí)驗(yàn)對(duì)象,分析對(duì)比了熔點(diǎn)、過冷度、潤濕性等焊接性能以及在電流應(yīng)力下的微觀組織演變。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,Ni、Bi、Sb 合金元素的加入降低了焊料的熔點(diǎn)和過冷度,改善了焊料的潤濕性能?；亓骱负骃ACNSB 焊料的IMC 顯微形貌為針狀或球狀;晶體結(jié)構(gòu)多為單晶結(jié)構(gòu),具有單一的晶體取向。SACNSB 焊料中的Bi 元素使顯微組織更加細(xì)化;Sb 與Sn 形成固溶體,降低了Sn 和Cu/Ag 形成金屬間化合物的幾率,從而細(xì)化組織。Ni 在焊點(diǎn)內(nèi)部形成聯(lián)網(wǎng)狀的IMCs 阻擋層,對(duì)抑制電遷移導(dǎo)致的金屬原子的定向遷移有一定作用。Ni、Bi、Sb合金元素的加入抑制了電遷移過程中IMC 的生長行為,SACNSB 線性焊點(diǎn)的電遷移可靠性整體強(qiáng)于SAC焊點(diǎn)。因此,在汽車電子產(chǎn)品中可應(yīng)用多元合金焊料以滿足嚴(yán)苛的服役環(huán)境要求,提高產(chǎn)品的服役壽命。