下载掌阅APP，畅读海量书库
立即打开
3.3 无Pb焊料合金
1.无Pb焊料合金的定义
欧盟RoHS、ISO 9453和日本JEIDA等都有明确规定：Pb的含量小于0.1wt%（1000ppm）的焊料合金可定义为无Pb焊料合金。例如，ISO 9453标准中关于无Pb焊料合金的规定，如表3.8所示。
表3.8 ISO9453中关于无Pb焊料合金的规定（wt%）
注：各种杂质元素的重量百分比均为其含量的最大允许值。
2.评价无Pb焊料合金应用性能的标准
① 机械性能（剪切强度，抗蠕变、等温疲劳、热疲劳等能力）要接近或等于Sn37Pb；
② 物理性能（电导率、热导率、热膨胀系数）与Sn37Pb应是可比较的；
③ 应用特性与现代电子产品的制造基础结构是兼容的；
④ 润湿性良好，相变温度（固-液相线）与Sn37Pb焊料相近，金属学组织稳定；
⑤ 无毒性：金属元素对毒性的影响：Pb＞Cu＞Ni＞Ag＞Al＞Sn＞Au；
⑥ 可以再循环利用，成本低；
⑦ 地球上储量能满足市场需求，某些元素，如In、Ce等因储量小，只能作为添加成分；
⑧ 能加工成工业上所需的棒料、线料及粉料等各种形状。
3.无Pb焊料合金的开发
（1）开发概况
目前，有可能替代SnPb焊料的合金材料是Sn基合金。以Sn为主，添加Ag、Cu、Sb、In、Bi、Zn、Ni、Co等金属元素，构成二元、三元或多元合金，以改善合金性能，提高可焊性、可靠性。这些合金具有下述特征：
● 合金的性能，特别是力学性能取决于其金属学组织；
● Sb的含量不适当将恶化Sn基合金的润湿性能；
● In原子在Sn晶格中的分布显著影响其疲劳性能；
● 如果存在Bi的第二相沉淀将显著脆化Sn基合金；
● Sn与Cu、Ag、Sb等之间金属间化合物的形成将显著影响其强度和疲劳寿命。
可以断定，新型无Pb焊料合金中各组分含量必须是特定的，或者只能在一个很窄的范围内变动。
由美国NCMS推荐的含Bi的无Pb替代合金，由于Bi是Pb冶炼中的副产品，因此，在欧洲不太受欢迎。In因货源贫乏也被排除。SnZn合金融点、成本均与SnPb接近，有优势。然而含Zn合金润湿性差、氧化厉害，给应用带来了困难。而四元合金系由于在应用中循环再生过程非常复杂，循环再生成本高昂，故在应用中也受到了约束。
据统计，目前世界上已研究出超过200余种无Pb合金，然而仅只有不到10种合金能进入工业应用。而且到目前为止，还没有一种无Pb焊料合金的性能能与SnPb共晶合金相比美。
目前，从最简单的二元系合金到更复杂的多元系合金，其性能优点表现突出的有下述八个成分系统：
① Sn-Ag；
② Sn-Cu；
③ Sn-Zn；
④ Sn-Cu-X；
⑤ Sn-Ag-Cu；
⑥ Sn-Ag-Bi；
⑦ Sn-Ag-Cu-Bi；
⑧ Sn-Ag-Cu-In。
（2）尚存在的问题
虽然Sn基无Pb合金已获得较为广泛的应用，但与Sn37Pb共晶焊料相比，无Pb焊料合金仍存在以下问题。
① 熔点高，如表3.9所示。
表3.9 常用的无Pb焊料合金与Sn-37Pb熔点温度的比较
② 表面张力大，润湿性差，如表3.10所示。
表3.10 63Sn37Pb与Sn3.8Ag0.7Cu性能比较
③价格高，如表3.11～3.12所示。
表3.11 替代元素价格比较（2000年Pb的市场价格约为0.4美元/磅）
表3.12 合金成本情况（2000年）
实用的无Pb焊料合金，通常按熔点范围作如下分类。
① 低熔点无Pb焊料合金（熔化温度范围＜180℃），如表3.13所示。
表3.13 低熔点无Pb焊料合金
② 熔点与Sn37Pb相近的无Pb焊料合金（熔化温度范围：180～200℃），如表3.14所示。
表3.14 熔点与Sn-37Pb相近的无Pb焊料合金
③ 中等范围熔点的无Pb焊料合金（熔化温度范围：200～230℃），如表3.15所示。
表3.15 中等熔点范围的无Pb焊料合金
④ 高熔点无Pb焊料合金（熔化温度范围：230～350℃），如表3.16所示。
表3.16 高熔点无Pb焊料合金
① 替代合金必须适应电子工业使用的所有形式。
● 手工焊用的焊料丝；
● 焊膏用的焊料粉末；
● 波峰焊接用的焊料条。
② 不是所有被推荐的合金都可制成所有需要的形式。
● Bi含量高将使合金太脆而不能拉制成焊料丝；
● 替代合金还应该是可循环再生的，将三四种金属加入到无 Pb 替代焊料配方中，可能使循环再生过程复杂化，从而导致成本的增加。
③ 不是所有的替代合金都可轻易地取代现有的焊接过程。从工业应用角度看，趋向于使用共晶或接近共晶成分的合金如下。
● Sn3.5Ag；
● Sn0.7Cu；
● Sn（3.0～4.7）Ag（0.5～1.3）Cu；
● Sn（3.0～3.5）Ag（0.5～3.5）Bi（0.5～0.7）Cu。
当组分为Sn3.5Ag 时形成共晶合金，熔化温度为221℃，其状态图如图3.14 所示，该合金是一种在无铅化之前就已经使用的抗疲劳、高熔点的焊料合金。由图可知，当Ag含量低于50%时，SnAg合金系的状态图与SnPb合金系的状态图相似。但对SnPb合金，Sn和Pb在结晶时能在某种程度上互相固溶，而Sn几乎不能固溶Ag；同时，Sn和Ag却能形成稳定的金属间化合物Ag 3 Sn，因此，SnAg合金中的Ag主要是以金属间化合物而非固溶体的形式存在着。
Sn3.5Ag合金的典型显微金相组织，如图3.15所示。它是由不含Ag的纯Sn相（β-Sn）初晶和微细的Ag 3 Sn相组成的二元共晶组织，但其结构和形成过程与Sn37Pb共晶合金不同。Sn3.5Ag的结晶过程是，先形成β-Sn初晶颗粒，在其长大的同时，其周围间隙中富含Ag的液相合金也在发生共晶反应。最终的金相组织是由树枝状的βSn初晶，与围绕其周围的β-Sn与Ag 3 Sn交织而成的共晶组织（图中明喑交织的部分）共同组成的。Ag3Sn通常难以长大，特别是在焊接中的较快的冷却速度更限制了它的生长。因此，共晶合金中的 Ag3Sn 通常都呈微细的纤维状结构。
图3.14 SnAg合金系状态图
图3.15 SnAg合金系的金相组织
由于Ag 在Sn 中的溶解度可以忽略，因此，对合金机械性能（包括疲劳寿命和裂纹扩展率）起改善作用的不是固溶强化，而是分散在合金组织中的金属间化合物Ag 3 Sn。而且当Ag含量超过3%时，合金的抗拉强度和屈服强度就已超过了Sn37Pb焊料合金，其延伸率也达到了最高值。然而当Ag量超过3.5%后，合金的机械性反而会出现下降，这与Ag量增加而引起的Ag3Sn组织的粗化有关。此外，Ag量超过3.5%，合金的液相线温度也将开始提高，这对电子装联焊接也是不利的。因此，焊料合金中的Ag含量均应小于4%为宜。
Ag3Sn是在高温下形成的金属间化合物，故即使在高温环境也不易粗大化，故Sn3.5Ag的耐热领比SnPb焊料合金好。同时因Ag是以化合物的形式存在，故难以发生“Ag离子迁移”现象。
因此，业内人士认为用SnAg焊料作为SnPb替代品应该很方便，但这种材料也有下列几个问题：
● 熔点为221℃，相对于许多表面安装器件和工艺来说都太高；
● 内含（3.5～4）wt%Ag，将因成本过高而在某些领域应用中受到限制；
● 当合金内不同区域冷却速率不同时，存在Ag的相位变化而无法通过可靠性试验。
有人将一条Sn4Ag合金块进行再流并从底部强制冷却，然后检查它在不同冷却速率下的微观结构，如图3.16所示。
Sn4Ag合金由于冷却速率不同而有三种金相结构，这种结构缺陷与在焊点上发生的情况很类似。因此，它可能引起现场失效。正是由于这个缘故，多数OEM厂商和工业组织都反对采用SnAg作为主要的无Pb焊料合金，Ag的相变问题还引起了人们对含Ag量高的SnAgCu合金的担心。
合金中Ag含量的增加对合金机械性能的影响，如图3.17所示。Sn3.5Ag合金的物理性能，如图3.18所示。
图3.16 Ag在不同的冷却速度下的相变
图3.17 Ag含量对合金机械性能的影响
图3.18 Sn3.5Ag的物理性能
SnCu系合金的状态图，如图3.19所示。在Cu侧形成了复杂的多个金属间化合物，而当Sn含量＞60%时，可见到近似共晶的合金。当成分为Sn0.7Cu时构成共晶组分，其金相组织形式为Sn-Cu 6 Sn 5 的二元合金。
Cu几乎不固溶于Sn，但与Sn可形成一系列金属间化合物。在共晶成分附近，Cu与Sn形成的主要金属间化合物是η相Cu 6 Sn 5 。故Sn0.7Cu共晶合金的显微组织，如图3.20所示。与Sn3.5Ag很相似，也是由β-Sn初晶与绕其周围的由Cu 6 Sn 5 微粒与β-Sn交织的共晶组织共同组成的。但是，Cu 6 Sn 5 不像Ag 3 Sn那么稳定，例如，像图3.20中的微细共晶组织在100℃温度下，只能保持数十个小时便消失了。分散的 Cu 6 Sn 5 粒子组织的粗大化变化，正是导致SnCu系焊料合金的高温稳定性和热疲劳可靠性与SnAg系焊料合金相比要差的原因。此外，Cu 6 Sn 5 的形状、分布也与冷却速度有关。在通常焊接的的冷却速率下 Cu 6 Sn 5 主要颗粒状分布；而当冷却速度很低时，Cu 6 Sn 5 可能形成中空的细条形状。
图3.19 SnCu系合金状态图
图3.20 Sn0.7Cu合金再流焊接后的组织（SEM照片）
SnCu共晶合金共晶点的温度为227℃，在无Pb焊料合金中属于熔点比较高的合金类。因而在组装中焊接温度要超过250℃，故不适合作再流焊接。由于其不含Ag，价格比较低，故多用在比较简单的PCB板的经济型产品波峰焊接中。
尽管SnCu合金可以节约一部分成本，但它也有几个问题必须要考虑：
● 熔点227℃，比Sn3Ag0.5Cu高了约9℃，因此在许多温度敏感场合下，其应用受到限制；
● 与其他无 Pb 焊料合金相比，这种合金湿润性较差，在很多时候要求使用氮气和活性较强的助焊剂；
● SnCu合金毛细作用能力很低，难以吸入PTH孔中，同时它缺乏表面安装组件所需要的抗疲劳特性；
● 很差的抗疲劳特性会引起现场失效，可能会完全抵消因廉价所带来的初期成本的节约；
● 延展性：约为30%；
● 电阻率：11.67μΩ-cm。
为了细化SnCu合金中的Cu 6 Sn 5 的粒度，可在其中添加Ag、Ni、Co、Au等微量元素来进行改性。例如：添加0.1%的Ag可以改善其机械性能；而添加微量的Co、Ni不仅具有抑制氧化浮渣发生的效果，而且还使得其润湿性接近纯Sn，故改善了对PCB的PTH孔的透孔性。
Bi正成为无Pb电子系统中的必要元素。比如说，在SMT制造中，一块PCB板上就可能组装有一个或多个含铋的元器件。这是因为，除Pb之外，Bi是减少Sn晶须现象发生的最有效的元素。
就健康危害方面而言，Bi比其他常用金属如Sn、Ag、In、Cu和Ni更安全（根据美国OSHA PEL标准）。在采用Bi的焊料中，有两种含Bi合金：Sn58Bi和Sn43Pb14Bi成为得到确认的组分。其中Sn58Bi组分在低温条件下，如在室温或接近室温的情况下，是一种强有力的合金。不过，其性能随着温度升高急剧下降，因而其应用只限于低温条件下。
在Sn系合金中添加了Bi的焊料，如图3.21所示，可以制得从共晶点138℃到232℃范围极宽的熔点合金。它不形成金属间化合物，Bi主要以固溶体的形式存在于Sn之中，在139℃时，Sn58Bi共晶合金的显微组织是由富Sn相（在Sn中固溶有Bi）和富Bi相（在Bi中固溶有Sn）组成的共晶组织。因此，对SnBi合金起强化作用的是固溶强化。
图3.21 SnBi二元合金状态图
图3.22所示的是Sn40Bi的亚共晶组织，Bi具有10μm以上的粗大形状的结晶，故其脆性大，而且还影响机械性能。在Sn的初晶中析出微细的板状Bi，这样在焊料凝固后的固体中就失去了固溶度，从而导致其耐冲击性能变差。
图3.22 Sn40Bi合金组织（SEM照片）
该合金在实际应用中的问题是：其熔点约为190℃，从状态图可以看到此时的固-液共存区很大，其后果是易导致凝固偏析现象的发生。它在80℃的温度下是稳定的合金组织，一旦超过140℃便因Bi晶粒的粗大化而变脆。
SnZn系共晶焊料，是和SnPb共晶焊料融点最接近的一种无Pb焊料合金，而且它还具有良好的机械性能和经济性。图3.23所示为该系焊料合金的状态图。它不形成化合物，合金元素相互之间几乎不固溶，Sn相和Zn相是分离的。Zn相虽然呈现比较大的板状结晶，如图3.24所示，然而，却又不像Bi系合金那么脆，机械性能那么差。
图3.23 SnZn系合金状态图
SnZn系合金的共晶组分为Sn8.8wt%Zn，共晶温度为198℃。合金组织（OM照片），如图3.24所示。
图3.24 SnxZn合金组织（OM照片）
SnZn系合金由于在大气中抗氧化和耐腐蚀性能都比较弱，润湿性能和焊接的工艺性都比较差。所以，含Zn的无Pb焊Sn基合金在日本以外的国家和地区，基本上不受重视。
1.状态图
在SnAg合金中添加了Cu的合金，不仅保持了SnAg合金的优良的机械特性，还使其融点降低了若干，而且还减弱了在焊接过程中由于Cu的熔蚀而造成的恶劣影响。
SnAgCu合金系状态图，如图3.25所示。在SnAgCu合金中，Sn与次要元素的Ag和Cu之间的冶金反应是决定应用温度、固化机制，以及机械性能的主要因素。按照二元相图，在这三种元素之间有三种可能的二元共晶反应：
图3.25 SnAgCu合金状态图
● Ag与Sn反应，在221℃形成Sn基相位的共晶结构和ε金属间的化合相位（Ag 3 Sn）；
● Cu与Sn反应，在227℃形成Sn基相位的共晶结构和η金属间化合相位（Cu 6 Sn 5 ）；
● Ag也可以与Cu反应，在779℃形成富Ag的α相和富Cu的α相的共晶合金。
2.金相组织及构成
图3.26所示为典型的Sn3.0Ag0.5Cu（简称SAC3050的金相组织，其β-Sn初晶和散布的共晶组织，几乎和SnAg合金相同。照片中Ag 3 Sn微细结晶呈现出很长的纤维状组织，在照片中掺混的作为共晶组织的一部分的Cu 6 Sn 5 微细结晶，几乎和Ag 3 Sn没有区别。
图3.26 Sn3.0Ag0.5Cu金相组织
Sn3.0Ag0.5Cu相对较硬的Ag 3 Sn和Cu 6 Sn 5 粒子的形成，可分隔较细小的Sn基颗粒，建立一个长期的内部应力，有效地强化了合金，阻挡疲劳裂纹的蔓延。
Ag 3 Sn和Cu 6 Sn 5 颗粒越细小，越可以有效地分隔Sn基颗粒，结果是得到整体更细小的微组织结构，因此延长了在较高温度下的疲劳寿命。
Ag和Cu在合金设计中的特定配方，对获得合金的机械性能是关键的，例如，当Cu含量为0.5wt%，Ag含量在（3.0～3.5）wt%之间变化时，其温度特性的変化并不很敏感，如图3.27所示。
图3.27 Ag含量变化时的温度特性
3.熔化和凝固的物理过程
日本学者菅沼克昭通过热分析得到Sn3Ag0.5Cu、Sn3.6Ag0.75Cu和Sn3.9Ag0.6Cu 3种SnAgCu焊料合金的DSC曲线，如图3.28所示。
图3.28 SnAgCu焊料合金的DSC测定曲线（升温过程）
（1）升温（熔化）过程
以Sn3Ag0.5Cu合金为例，其升温过程物性变化，如图3.28所示。
（a）Sn+Ag 3 Sn+Cu 6 Sn 5 →液体 217～218℃
（b）Sn+Ag 3 Sn→液体 218～219℃
（c）Sn 0 →液体 219～211℃
（d）Ag 3 Sn→液体 218.5℃
（2）降温（凝固）过程
① Sn3Ag0.5Cu的凝固：
液体→形成Sn初晶→形成Sn/Ag 3 Sn共晶→形成Sn/Ag 3 Sn/Cu 6 Sn 5 。
② Sn3.5Ag0.75Cu的凝固：
液体→大致是同时形成Sn/Ag 3 Sn/Cu 6 Sn 5 （在组织里析出Sn初晶）。
③ Sn3.9Ag0.6Cu的凝固：
液体→形成Ag 3 Sn初晶→形成Sn/Ag 3 Sn共晶→形成Sn/Ag 3 Sn/Cu 6 Sn 5 （在组织里析出Sn初晶）。
图3.29 从界面上突出的Cu 6 Sn 5 触须的 Cu/Sn界面组织
当Cu和液态焊料反应时，和反应层形成的同时，Cu向焊料液体中溶解。当凝固时，Cu 在β-Sn 相中几乎不固溶，而是作为化合物结晶出现，且大部分场合是生成Cu 6 Sn 5 。且以其为结晶核，在界面和孔隙中作为异物而生长的场合比较多。Cu 6 Sn 5 几乎都是呈中空触须状结晶，如图3.29所示。
4.Ag、Cu含量对机械性能的影响
Ag和Cu含量对SnAgCu焊料合金机械性能的影响，可分别作如下的描述。
① Ag为（3.0～3.1）wt%时：合金的屈服强度和抗拉强度都随Cu含量的增加而提升。
② 当Cu的成分超过1.5wt%时：屈服强度会降低，抗拉强度保持稳定，整体合金的塑性在Cu成分为（0.5～1.5）wt%范围内是较高的，然后随着Cu的进一步增加而降低。
③ Cu含量保持在（0.5～1.7）wt%范围时，合金的屈服强度和抗拉强度两者都随Ag含量的上升而增加，但是塑性却降低了。
④ 在Ag 含量为（3.0～3.1）wt%时，疲劳寿命在Cu为1.5wt%时达到最大，而且还发现当Ag的含量从3.0wt%增加到更高的水平（如4.7wt%）时，机械性能没有任何的提高。
⑤ 当Cu和Ag两者配比都较高时（如Sn4.7Ag1.7Cu），塑性则受到损害。
⑥ 对于Cu含量为（0.5～0.7）wt%的SnAgCu合金，Ag含量高于3.0wt%时将增加Ag 3 Sn粒子的体积比例，从而得到更高的强度。可是，它不会再增加疲劳寿命。
⑦ 当含Cu量在（1～1.7）wt%的较高组分时，将造成疲劳寿命降低。
⑧ 同样当Ag的成分控制在（3～3.1）wt%而Cu超过1.5wt%时，Cu 6 Sn 5 粒子体积比例也会增加。可是，强度和疲劳寿命不会随Cu的增加而进一步增加。
⑨ 具有（3.0～4.7）Ag和（0.5～1.7）Cu的SnAgCu合金，具有相当好的物理和机械性能，不论是抗拉强度、疲劳特性和塑性均比Sn37Pb好得多，它展示了所希望的特性：熔化温度、强度、塑性、抗蠕变和疲劳寿命的最佳平衡。因此，世界上多数国家都主张使用SnAgCu合金。
⑩ 如前所述，Ag是SnAgCu合金中最贵的部分，和低Ag合金相比，高Ag合金在工艺性、可靠性及供应方面没有什么明显的优点。有人认为含Ag量高的合金有助于提高湿润性，但是湿润试验表明，含Ag量低的合金实际上比含Ag量高的合金湿润性更强。
因此，所有焊接应用中自然会使用成本较低的材料。事实上低Ag合金解决了高Ag合金的Ag相变化问题，且具有较好的湿润性和更低的熔点温度，可用在所有焊接场合，因此日本将其推荐广泛使用。
5.在电子组装中优选的无Pb焊料合金
对于PCBA组装制造来说，NEMI、JEITA、IDEALS、NCMS等组织，以及其他焊料合金材料供应商等，均已经证明了SnAgCu（SAC）合金是近、中期推行无Pb生产工艺最理想的无Pb焊料合金，理由如下。
① SAC不含Bi，而且不会与Pb形成低熔点相。形成低熔点合金相是含Bi合金的最主要问题，不能假设元器件引脚或线路板表面处理不会给焊接工艺造成Pb污染。特别是在无Pb转换的早期阶段，只要Pb污染含量达3%，即会形成以Sn10.5Bi或Sn12Bi形式存在的SnBiPb共晶体，其熔点只有96℃。低熔点不仅影响组件在高温环境下（如在汽车内）的使用，而且对所有温度下的疲劳测试都有不良影响。既然元器件引脚及印制线路板（PWB）表面在未来至少几年内极可能仍会造成Pb污染，所以含Bi的焊料合金就不是无Pb焊接的理想选择。
② SAC的熔点相对比较低，当SAC合金中Ag低于5.35%及Cu低于2.3%时，液固相温差将低于3℃，最理想的SAC合金熔点为217℃。
③ SAC只含有3种成分。当合金中成分种类变多时，就易产生杂质的问题，制造起来也比较困难，批量生产时熔点或液固相温差会变得难以控制。
④ 在选择SAC合金前必须确认产品要使用的地区或产品销售的目的地。
⑤ 前期试验证明SAC可靠性等于或优于SnPb合金。
NEMI选择Sn3.9Ag0.6Cu作为其最佳合金。不过NEMI还做了其他一些很有价值的工作，它通过统计显著性试验证明了银含量在3.0%至4.0%之间变化及铜含量在0.5%到0.7%之间变化时，焊接性能不会受到影响。
基于NEMI所做的工作，Sn3.9Ag0.6Cu是无Pb焊Sn的第一选择。不过后续工作证明，Sn3.0Ag0.5Cu（SAC305）可能是一个更好的折中方案，在空洞不良率可接受的水平下，能将墓碑效应降到最低。
6.SAC305焊料的优势
为确保再流焊接、波峰焊接、维修及重工之间的兼容性，在RoHS转换阶段，可以选择SAC305合金为RoHS焊料的基础。其具体优势为：
① 已有生产应用经验，易于使用；
② 接近共晶温度；
③ 毒性相对较低；
④ 与手工焊接、波峰焊接、再流焊接等兼容性好。
在SnAgCuBi系统中的Ag、Cu、Bi三个元素都会影响所得合金的熔点。找出这个四元系统中每个元素的最佳配比，以获得较低的熔化温度，同时又能将机械性能维持在所希望的水平上，显示所希望性能（熔化温度、强度、塑性和疲劳寿命）的最好平衡。
● Cu：熔化温度在0.5wt%Cu时达到最小。超过0.5%后熔化温度几乎保持不变。
● Ag：增加Ag时熔化温度下降，大约在3.5wt%Ag时达到最小。
● Bi：Bi 对进一步降低熔化温度起主要作用。可是，可加入 Bi 的量是有限的，因为它对疲劳寿命和塑性有非常大的破坏作用。合适的Bi的含量为（3～3.5）wt%。
① 在（3.0～3.1）wt%Bi、（3.0～3.4）%Ag和0.5%Cu时，能最有效地增加疲劳寿命。再增加任何Cu都不会影响疲劳寿命。
② 当保持Bi在（3～3.1）wt%和Cu在（0.5～2.0）wt%时，3.1wt%的Ag是达到最大疲劳寿命的最佳配比。
③ Ag与Sn之间的相互作用形成Ag 3 Sn的金属间化合物；Cu与Sn反应形成Cu 6 Sn 5 的金属间化合物。而对Sn与Bi的相互作用，有专家认为：
● Bi原子作为替代原子进入晶格位置达1.0%；
● 超过1.0%之后，Bi原子将作为独立的第二相沉淀出来。
最佳化学成分 Sn3.1Ag3.1Bi0.5Cu 提供了较高的强度，其疲劳寿命分别比Sn37Pb、Sn3.5Ag高出大约200%和155%。它具有（209～212）℃的熔化温度，狭窄的黏滞范围（小于或等于3℃）和润湿性能，特别适合于作为表面贴装应用中的Sn37Pb的替代品。因为它提供了较低的再流温度，这是期望的关键所在。虽然它的塑性比SnAg和SnCu低，但是还能满足要求。
① 含Bi焊料合金对Pb的出现非常敏感，主要是在冷却过程中易形成52Bi30Pb18Sn的三元合金，其熔化温度为96℃；
② 由于温度低，加速了晶粒的生长和相的积累，当热循环温度超过96℃时，焊接处的力学性能变差；
③ 含Bi焊料焊缝易翘起；
④ 抗疲劳特性高于SnPb共晶焊料，合金的性能随着Bi的增加而降低（SnAg3Bi ＞ SnAg4Bi＞SnAg7Bi）；
⑤ 在SnAgBi合金中添加In会显著提高疲劳阻抗。