2.1 焊料的润湿和界面的形成

2.1.1 焊料的润湿

Sn系焊料对基板上电极材料的润湿性，依存于电极及焊料表面覆盖的氧化膜的状态。焊料对电极的润湿机理，如图2.1所示。在安装基板配线电极上所覆盖的焊料量，随焊接工艺的不同而变化，不论在什么场合下形成的焊料圆角的形状，都对安装的可靠性有着极其重要的影响。焊料的润湿是形成圆角的重要因素。

在焊接中母材表面被熔融的液态焊料润湿后，伴随着扩散和熔蚀的发生，在两相之间的界面附近生成了新的金属间化合物，导致结晶后两相金属生成了冶金连接界面层。该界面层的金属组织结构并非是一层均匀的金属组织结构，而是随不同的焊料及母材的金属成分、温度的变化及温度作用的时间的长短而不同。例如，不同的焊料元素与母材Cu电极焊接后在界面形成的金属间结合物，如表2.1所示。

当然，在实际的使用中，很多情况是多种金属共同参加反应，生成的反应物是三元甚至多元的，比表中的情况复杂得多。另外，不同的焊料合金，甚至同一种焊料合金与不同的金属焊接时的界面反应和焊缝组织都不一样，它们的可靠性也不一样。由于电子元器件的品种非常多，特别是元件焊端的镀层很复杂，可能会存在某些元件焊端与焊料的失配现象，造成可靠性问题。因此一定要仔细选择并管理元件。

接合界面的强度，可以采用传统的润湿试验来评价，图2.2示出了采用静滴法的模式图。图中的接触角θ可用金属的表面能γ _m 和附着功W _ad 按下列公式（Young-Dupre式）来求得。

接触角θ的测定后，由式（2.1）即可进行界面接合性的评价。式（2.1）中，表面能也可叫做“表面张力”。由于大部分金属的表面能都已列入热力学数据库。因此，用实验测定接触角θ后，便可由式（2.1）求得附着功W _ad ，即可很方便地获得界面结合强度指标。

2.1.2 界面的形成

Sn基焊料和母材金属界面的形成，几乎都要形成金属间化合物层。图2.3示出了典型的两个界面组织。其中：

① 为在1min以内的短时间内形成的接合界面，这是目前在电子产品装联焊接中，普遍存在的最接近的界面。在此种情况下，基板金属表面的形状变化很少，平整性也很好。

② 界面是在高温下长时间地进行焊接的场合，由照片中可明显观察到电极发生了明显的熔蚀现象，界面化合物生长得很厚，即在 Sn 中分散着 Cu 的化合物，这样的界面在基板电极也变得很不平坦，给接触角θ的测定带来了很多可变因素。

2.1.3 焊接界面反应机理

Sn和母材金属界面的形成，几乎在各种场合下都要形成金属间化合物层。图2.4示出了典型的SnPb共晶焊料和母材Cu的界面组织。该组织只需很短的时间内（＜1min）就能形成这种接合界面。它是目前电子设备成批生产焊接中普遍岀现的一种界面构造，而基板金属表面形状几乎未发生变化，基板原有的平整性也未受到影响。

Sn 基焊料合金和 Cu 基体焊接时所形成的界面，大体上从 Cu 侧依次形成ε-Cu ₃ Sn、η-Cu ₆ Sn ₅ 两层金属间化合物。而其焊料中所形成的金属间化合物，则基本上决定于焊料合金的成分。

目前，采用SnPb焊料进行焊接的温度范围均是在250℃附近，在Sn基焊料和各种母材金属的界面可能形成如表1.4所示的代表性金属间化合物。对于Sn焊料，除了添加Zn的合金元素外，大部分的界面在 Cu 侧依次生成ε-Cu ₃ Sn/η-Cu ₆ Sn ₅ 的二层化合物。在再流焊接情况下ε-Cu ₃ Sn其厚度均小于1μm，因而很难观察到它，在一般的显微照片中所能看到的部分，大都是η-Cu ₆ Sn ₅ 。界面层的形态对接续构造的可靠性影响很大，特别是厚的反应层的形成，其粒子尺寸的缺陷将带来不良的后果，因此，必须要尽力避开。反应层形成的金属间化合物是脆性的，几种最常见的金属间化合物的物理特性，如表2.2所示。

母材是由电极、元器件和基板等不同的材料构成，它们彼此间的热膨胀系数差异很大，因此，很容易发生龟裂。由界面反应层的生长机理可知，确保接头部的可靠性是非常重要的。图2.5示出了Sn、Sn3.5Ag和Cu的界面反应层的固相生长形态。在反应的初期，溶入焊料中的Cu原子一般都未达到饱和状态，新生成的固态金属间化合物甚至还能再次溶解，这时界面处于固、液两相共存状态，结晶与溶解是双向进行的，因此，此时界面反应速度很快。随着母材溶解的进行，Cu的浓度逐渐升高，已生成的金属间化合物又进一步阻碍了原子的扩散，导致界面反应速度开始减慢。然而，只要金属间化合物的生长速度超过其溶解速率，界面层就还要继续增厚，当Cu达到饱和时，溶解也就停止了。此后，随着温度降低，焊料凝固，Cu在固体焊料中的溶解度也将下降。

图2.5是Sn/Cu和Sn-3.5Ag/Cu的界面反应层的固相生长情况。

反应层的厚度随时间的变化而变化，其变化规律大致是厚度与时间t的平方根成正比，具体可用下述数学式表示：

式中，X为反应层厚度；X ₀ 为初始厚度；t为反应时间。

如果用扩散激活能Q表示的话，Sn和Cu的界面反应所生成的界面反应层的厚度X可用下式表示：

式中，X（t，T）是在绝对温度下反应时间为t所形成的界面反应层的厚度；k ₀ 是常数；Q是扩散激活能；R是气体常数；T是反应温度。在扩散律速度的场合，n≈0.5，实际Sn基焊料/Cu界面的固相反应，大多取值范围为0.4～0.5之间。

在焊接时Sn和Cu形成界面层的扩散过程中，同时存在着沿晶内扩散的体扩散、沿晶粒界面扩散的晶界扩散，以及诸如Cu和Sn相互间的扩散，这些原子扩散方式的路线和方向，如图2.6所示。

处于熔融状态的焊料/Cu间反应层的生长，对伴随Cu的溶解反应而认为是单纯的扩散过程是不确切的。实际上，对于在250℃附近的反应例，实测Cu/SnAg界面n≈0.33（＞220℃），而Ni/SnPbAg界面n≈0.33（250℃）。图2.7所示为反应层的生长，时间轴大多是以平方根的形式表示的。图中的“晶出”部分，是由液体的凝固过程中在反应层表面析出的，是与生长过程有关的。该部分的影响，和界面层的整体生长相比是很小的。而且在Sn合金侧的界面，如图2.4所示，变形成了明显的凹凸状态，且具有立体感。

图2.8是形成的反应生成物的状态。在照片中示出了在Cu基及在镀Ni层上的生成物，前者为η-Cu ₆ Sn ₅ ，而后者为 Ni ₃ Sn ₄ 。η-Cμ ₆ Sn ₅ 具有鹅卵石状的晶粒形状，因此，与焊料结合的界面是不平整的。焊接时间越短或冷却速率越高，η相晶粒越小、η层越平整。而后者的Ni ₃ Sn ₂ 结晶面变成了砂粒状。