回流时间对纯铜基板Sn0.3Ag0.7Cu 钎料钎焊焊点组织和力学性能影响

周晖淳，张宁，储杰，刘小雯

(1.盐城工学院，江苏 盐城 224000；2.徐州工程学院，江苏 徐州 221018)

0 前言

近年来，3D 封装技术因其广泛的应用受到更多学者和专家的关注，尤其电子元器件的集成离不开3D 封装技术的发展[1]。锡铅焊料是电子封装中使用较为普遍的钎料，但是由于Pb 对人体健康和环境的危害，各国开始争相开发无Pb 钎料[2-3]，其中SnAg，SnCu，SnAgCu 和SnBi 等无铅钎料因良好的工艺性和使用性能被广泛研究[4]。上述几种钎料在现存的工艺下难以制备可以承受较高温度的焊点，同时集成电路的小型化和多功能化导致电子元器件功率密度急剧增加，这对焊点的耐热性能提出了更高的要求，电子元器件工作中产生高温严重影响着焊点的稳定性，尤其是在汽车、航天、核电等领域[5-7]。目前，以SiC 为代表的第三代半导体材料制造的器件已经能够承受600 ℃以上的温度[8]。因此，开发出能够形成高熔点互连接头的芯片合成技术成为封装领域重要的研究方向之一[9-11]。

过渡液相扩散焊（Transient liquid phase diffusion welding,TLP）可以在较低温度（T＜350 ℃）下形成高熔点金属间化合物（Intermetallic compound,IMC），满足“低温烧结，高温服役”的要求。金凤阳等学者[12]将Sn 箔(25 μm)作为中间层，研究发现270 ℃下回流6 h时，形成局部扇贝状Cu6Sn5；回流至10 h 时，Cu6Sn5和Cu3Sn 大量增厚，但界面中还残留Sn 没有完全参与反应。Lee 等学者[13]发现压力可以缩短TLP 键合时间，同时使焊点结构更为紧密，Sn 层更薄。

试验通过在焊接时加载5 MPa 压力控制焊缝厚度制备了全金属间化合物。研究了不同回流时间对焊点IMC 组织生长及形貌变化的影响，探讨了冷热两端IMC 层的生长机理，分析了IMC 层厚度对焊点剪切性能的影响。

1 试验材料与方法

钎料为商用阿尔法牌SAC0307（Sn0.7Ag0.3Cu），试验前将高纯紫铜板（质量分数99.99%）切割成5 mm ×5 mm × 1 mm 尺寸大小。所用铜板待焊面使用砂纸打磨至相同粗糙度，之后分别使用丙酮和无水乙醇各超声清洗5 min。采用过渡液相扩散焊的方法在250 ℃下进行焊接，选取6 组试样分别回流0.5 h，1 h，2 h，3 h，4 h 和5 h。焊接结束后，待试样冷却至室温进行镶嵌、砂纸打磨、抛光和蚀刻处理，使用扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪（EDS）对焊缝界面组织和断口形貌进行观察分析，采用Image-J 软件测量界面两端IMC 厚度，利用CMT5105 电子万能试验机测试焊接接头的剪切性能，其中焊接接头的剪切尺寸为25 mm × 3 mm × 1 mm，试验机拉伸速率为1 mm/min，不同回流时间剪切试样测量4 组数据取平均值，并观察剪切断口形貌。

2 结果与分析

2.1 焊点界面形貌和成分

250 ℃不同回流时间下Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 焊点界面组织如图1 所示。根据图2 的EDS 分析结果，谱图A 中Cu 原子分数为52.93%，Sn 原子分数为47.07%；谱图B 中Cu 原子分数为84.32%，Sn 原子分数为15.68%；焊缝界面由Sn，Cu6Sn5和Cu3Sn 组成。Cu6Sn5是在液态过程形核并长大，而Cu3Sn 主要是在固态中形核长大，Cu 原子扩散系数较高，界面IMC 层中Cu 浓度低于Cu 基板。根据扩散定律，Cu 原子从Cu 基板中扩散至界面IMC 层，并在Sn0.3Ag0.7Cu 接头中分别生成了Cu3Sn 和Cu6Sn5，反应公式如下：

图1 不同回流时间下Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 焊点界面组织

图2 Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 界面EDS 结果

回流0.5 h 时（图1a），Cu 基板中Cu 原子与Sn 原子初步发生反应，焊缝从上至下依次为Cu6Sn5/Sn/Cu6Sn5，其中Cu6Sn5厚度约为3.81 μm，所占焊缝比例为30.80%。回流1 h 时（图1b），此时焊缝中Cu6Sn5所占比例为35.75%，厚度为4.62 μm，与焊接0.5 h 时相比厚度增大0.81 μm，Sn 原子与Cu 原子快速反应Sn层明显变薄。回流2 h 时（图1c），IMC 层的生长继续消耗中间的Sn 原子，焊缝中Sn 层的厚度进一步减小，上下两端Cu6Sn5趋近于接触，IMC/Cu 界面开始出现较薄的Cu3Sn，其厚度为1.15 μm，此时测得IMC 总厚度约为6.13 μm。同时，焊点冷热两端IMC 层出现不对称生长现象，冷端IMC 层厚度明显大于热端IMC层厚度，其中冷端IMC 层厚度为3.60 μm，热端为2.53 μm。这是由于受回流焊中反应时温度梯度的影响，部分热端Cu 原子通过IMC 层迅速扩散到冷端Cu6Sn5/Sn 界面，使得冷端Cu6Sn5/Sn 界面附近的Cu原子浓度明显高于热端。冷端界面聚集形成大量较大尺寸Cu-Sn 团簇，Cu-Sn 团簇促进了Cu6Sn5在冷端生长，而热端由于部分Cu 原子迁移至冷端，较少的Cu 原子同时抑制热端Cu6Sn5的生长[14]。回流3 h 时（图1d），两端部分IMC 生长连接到一起，回流过程中液相中的Sn 被分离成湖状，待冷却后液相湖凝固成固态岛状，此时测得Cu6Sn5厚度为9.26 μm，Cu3Sn 厚度为2.82 μm 同时IMC 占焊缝面积比例进一步增大，为58.35%。回流4 h 时（图1e），焊缝中仅剩部分Sn残留在焊缝中未被完全消耗，Sn 岛几乎完全消失，大量IMC 出现在焊缝中。回流5 h 时（图1f），焊缝中的Sn 完全消耗与Cu 发生反应生成IMC，生长成完整的Cu/Cu3Sn/Cu6Sn5/Cu3Sn/Cu 多层结构焊点，其中热端的Cu/IMC 界面呈波浪状，而冷端Cu/IMC 层相对较为平坦，这是由于冷端较厚的IMC 层和较高的Cu原子浓度抑制了铜基板的溶解，热端较薄的IMC 层和较低的Cu 原子浓度促进了Cu 基板的溶解[15-16]。Cu6Sn5和Cu3Sn 生长厚度随回流时间变化如图3 所示。

图3 不同回流时间下Cu6Sn5 和Cu3Sn 厚度

图4 为回流5 h 时Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 焊缝EDS面扫描图。大量Cu 原子受温度影响扩散至焊缝中央与焊缝中的Sn 发生反应生成金属间化物，同时焊缝中颜色没有明显的衬度变化，这表明反应生成的Cu6Sn5组织致密，没有缺陷。而在焊缝上下两端边界处原子密度有一定变化，说明随着反应时间的进行，焊缝冷热两端反应生成Cu3Sn。

图4 回流5 h 时Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 焊缝面扫描图

2.2 回流时间对焊点抗剪强度的影响

图5 为不同回流时间下Sn0.7Ag0.3Cu 钎料焊点的抗剪强度。钎料焊点的抗剪强度随着回流时间的增加呈现下降趋势，接头抗剪强度下降是因为受界面IMC 层厚度的影响，脆硬相Cu6Sn5和Cu3Sn 随回流时间延长增厚，而钎料基体较软，在拉力的作用下IMC 层与钎料基体界面处受到集中应力影响，为裂纹提供形核基础，裂纹沿着界面方向快速成长，从而导致接头抗剪强度的下降[17-18]。时效初期，抗剪强度下降速度较快（0～3 h）；而在时效后期（3～5 h）抗剪强度下降趋势较为平缓，这与IMC 层厚度生长速度先快后慢有关；时效初期界面中Cu 原子直接由基底向界面中扩散Cu 原子快速与Sn 原子反应生成Cu6Sn5，随着时效时间增长较厚的Cu6Sn5和较薄的Cu3Sn 阻碍了Cu 原子由Cu 基底向界面扩散，IMC 生长较为缓慢。与时效初期对比，回流5 h 时，焊点的抗剪强度由32.16 MPa 降低至21.29 MPa,下降幅度为33.8%。

图5 不同回流时间下焊点的抗剪强度

2.3 回流时间对焊点断口形貌的影响

Cu/Sn0.7Ag0.3Cu/Cu 在不同回流时间下剪切断口形貌如图6 所示。回流0.5 h 时，IMC 和钎料组织均较为细小且分布较为弥散，断口表面存在较为明显的较大尺寸韧窝和撕裂棱，其中EDS 显示韧窝基底为Sn，此时的断裂模式为塑性断裂。回流1 h 时，钎料中的Sn 和Cu 反应生成少量脆性Cu6Sn5，韧窝急剧减少，钎焊接头断口由韧窝和河流状解理花样组成，同时出现较小IMC 颗粒，焊接接头的断裂模式为塑性断裂和脆性断裂混合机制。回流2～5 h 时，焊接接头中的钎料组织、IMC 逐渐粗化，韧窝消失，图6c中，断裂附近观察到较小的IMC 晶粒，断裂处的IMC较为平整聚集呈现为块状。图6f 中，观察到IMC 晶粒进一步长大，同时块状IMC 更为平整，断口呈现解理花样，界面处的裂纹在拉力作用下沿界面方向快速长大呈撕裂状，断口断裂模式为脆性断裂。图7b为图6 中焊点（0.5～3 h）的断裂示意图，断裂过程中界面中钎料基体和Cu6Sn5形成的凸起均被裂纹割裂，最后形成图7b 所示的钎料和金属间化合物均存在的断口组织；随着回流时间的延长，焊缝中Sn 基钎料全部参与反应界面形成全金属间化合物。对经过剪切性能测试的断口在SEM 下进行观察，发现断口中露出少量的Cu3Sn 晶粒和大量的Cu6Sn5，同时断口呈现解理花样，断裂过程如图7c 所示。

图7 断裂模式示意图

3 结论

（1）焊点界面由Cu/Cu3Sn/Cu6Sn5/Cu3Sn/Cu 多层结构组成，回流5 h 时，钎料中的Sn 全部参与反应，焊点界面平整、连续，IMC 层呈扇贝状，热端IMC 层生长速度低于冷端IMC 层。

（2）脆硬相Cu6Sn5和Cu3Sn 在拉力的作用下为裂纹提供形核基础降低了焊点的抗剪强度，焊点抗剪强度由时效初期0.5 h 时的32.16 MPa 降至5 h 形成全金属间化合物的21.29 MPa，降低了33.8%，焊接接头的断裂模式从塑性断裂转变为脆性断裂，同时，断口中Cu6Sn5呈现解理花样，出现较大颗粒的Cu3Sn。