3.3 脆性焊点的类型

发生脆性断裂的焊点，往往具有脆性。具有脆性的焊点，大致可归结为三大类：金脆效应的焊点、ENIG表面处理工艺产生的脆性界面的焊点，以及再流焊接工艺条件产生的脆性界面的焊点，如不连续的IMC层焊点。

ENIG（化镍金）处理的表面所形成的焊点的界面IMC层普遍具有脆性，其失效机理有多种，如可肯达尔空洞、黑盘、金脆、Ni氧化、IMC大规模剥离、连续双层IMC等。

IMC的形貌对界面机械性能也有很大的影响，如果界面生成不连续的块状IMC、聚集在连续层附近的大颗粒IMC、连续的双层IMC结构等，也会导致焊点的界面IMC明显脆化。

3.3.1 金（Au）脆效应的焊点

Au脆效应通常指Sn-Pb焊料中Au浓度比较高时具有脆性的现象（Au主要源自元器件较厚的镀Au层）。实际上，Au脆效应有两种情形：焊料Au脆效应和界面Au脆效应。

（1）焊料Au脆效应。在20世纪60年代，有人指出当Sn-Pb焊料中Au浓度超过3%（质量分数）时，其延展性大幅下降，脆性明显增加，通常所讲的Au脆主要指这种Au脆效应/现象。

在使用Sn合金焊料焊接镀金的元器件引脚或PCB时，Au会在很短的时间内（通常只有几微秒）迅速溶解到焊料中，形成针状（呈现在切片图上的形貌，在焊料中为片状）的AuSn ₄ 金属间化合物，如图3-14所示。当焊料中Au的浓度达到3%（质量分数）以上时，焊点往往表现脆性，如果焊点受到较大的机械应力，焊点就可能发生脆性断裂。

在高可靠性要求的产品生产中，有一道预处理工序是“去金”，主要目的是防止焊点出现Au脆效应。

（2）界面Au脆效应。在Sn-Pb焊料中，即使Au的浓度远低于3%（质量分数），但是一旦超过0.1%（质量分数），也可能引发另一种Au脆效应—界面Au脆效应，即焊料中的AuSn ₄ 经过高温老化后迂回迁移到原ENIG界面并形成连续的带状（Ni，Au） ₃ Sn ₄ 层，与Ni ₃ Sn ₄ 构成脆性的双层IMC层，如图3-15（a）所示。这种Au脆效应还没有被广泛地认识，但是它实际上比焊料Au脆效应更普遍。

这种焊点在机械测试（如三点弯曲、冲击、振动）时会在（Ni，Au） ₃ Sn ₄ 与Ni ₃ Sn ₄ 界面间发生脆性断裂，如图3-15（b）所示，这与正常的焊点脆性断裂位置（Ni ₃ Sn ₄ 根部）或焊料脆断不同，人们把这种断裂称为界面Au脆效应，它是Au脆的另一种表现形式。因此，管控Au的浓度不超过3%（质量分数）是不够的，对于工作在高温条件下的PCBA，如果采用没有去金的元器件，就存在这种界面出现Au脆效应的风险。

不管是ENIG还是电镍金，都存在Au脆效应。

这个连续的（Ni，Au） ₃ Sn ₄ 层越厚，脆性就越大，在受到机械冲击的情况下，也越容易发生界面脆性断裂。

图3-16所示为不同Au含量焊点经160℃、0～550h老化后，剪切强度与老化时间之间的关系图。其中焊点的Au浓度分别为0.07%（质量分数）、0.13%（质量分数）、0.31%（质量分数）。图中有以下两点值得关注。

①随着热处理（老化）时间的增加，焊点的剪切强度随之劣化，这是因为随着热处理时间的增加，累积在界面的（Au，Ni） ₃ Sn ₄ 总量增加。

②随着Au含量的增加，在同一热处理时间下，焊点的剪切强度也随之下降。这是因为随着焊点Au含量的增加，在同一时间下，回到界面的（Au，Ni） ₃ Sn ₄ 质量也会增加。总之，焊点界面（Au，Ni） ₃ Sn ₄ 的量越多，焊点的剪切强度就越小。

不论是电镍金还是化学镍金焊点，老化后在三点弯曲试验中都能看到脆性断裂界面，但是再流焊接后，只能在化学镍金焊点中看到脆性断裂界面。老化条件下发生Au脆，不需要达到焊料中Au含量大于等于3%（质量分数）的条件，仅0.1%即可。

对于无铅焊料是否存在界面Au脆现象，目前的研究表明，至少SAC305焊点不会出现界面Au脆现象。其主要依据是SAC305焊料中的AuSn ₄ 在高温老化时基本不会向界面迁移，这可能与焊料中的Cu有关（有研究报道，如果Ni层比较薄，界面处有Cu存在，即使高温老化很长时间，也不会在Ni ₃ Sn ₄ 层上看到连续的AuSn ₄ 层，只有很少的AuSn ₄ 颗粒分布）。

3.3.2 ENIG镀层形成的焊点

随着无铅工艺的应用，PCB的表面处理越来越多元化，其中ENIG（化镍金）的处理因焊盘表面平整、可焊性好、储存时间长等特点而得到最广泛应用。使用ENIG表面处理的焊点存在较大概率的脆性化，而且导致脆性化的机理较多，原因复杂。下面重点讨论导致ENIG处理焊点脆性化的几种主要机理。

1.可肯达尔空洞/界面微空洞

可肯达尔空洞，本质上就是原子扩散在焊料与被焊金属界面形成的微空洞，因此也称为界面微空洞。

ENIG镀层的PCB焊盘与锡铅焊料焊接时，Au会迅速溶解到焊料中，与Sn形成AuSn ₄ ，而焊料中的Sn与Ni形成Ni ₃ Sn ₄ 界面金属间化合物。由于Ni层中含有P，因此在形成Ni ₃ Sn ₄ 层时，也形成了伴生的富P层。由于Ni向焊料层扩散，在IMC与“Ni-P+层”界面间形成了界面微空洞，被称为可肯达尔空洞，如图3-17所示。这里“Ni-P+层”指富P的Ni层。

由于Ni向焊料中扩散，非晶态的“Ni-P+”层可以在比自结晶温度（≥300℃）低的温度下（如再流焊接210℃的温度下），发生晶体化转换。

此外，也观察到泥浆裂纹的出现，但比较浅，在通常的焊接条件下不会延伸到Ni-P层。富P层的增厚，意味着更多的可肯达尔空洞的形成，而更多可肯达尔空洞的形成，意味着焊缝强度的下降。因此，控制富P层的增长非常重要。

2.Ni氧化

Ni氧化很大程度上是因为Au层太薄且储存时间过长，导致Ni表面氧化或产生拒焊现象。再流焊接时，Ni层因氧化不能润湿焊料并形成很好的结合，也就是没有IMC的形成，在界面上只能看到Au溶解到焊料中形成的团状IMC（图3-18），这是Au-Sn合金。

案例4：Ni氧化导致焊点界面脆化

某摄像头组件，如图3-19（a）所示，交付用户后，发现有一定比率的失效，经查为其上QFN焊点失效，如图3-19（b）所示。失效焊点切片图如图3-20所示。

从失效的焊点来看，断裂裂纹位于PCB侧的IMC根部，属于典型的脆性断裂。从图3-19（b）中可以看到，PCB侧焊点宽度远大于QFN侧，断裂理应发生在焊点宽度相对窄的一侧，为什么会从PCB侧断裂而不是QFN侧呢？通过对断口IMC的分析，会看到IMC中Ni的含量异常，只有4.68%（质量分数），远低于Ni ₃ Sn ₄ 中Ni的比例。这说明Ni的扩散很不充分，也就是Ni被氧化了，与熔融的焊料没有形成良好的结合，这就是导致焊点从PCB侧开裂的原因。

3.黑盘

人们发现，当PCB使用ENIG镀层时，偶尔会出现不润湿或反润湿现象，不润湿的地方呈现黑色或深灰色，这种现象就是所谓的黑盘现象。

黑盘现象有时表现为润湿不良，有时外观良好但焊点强度很弱。后者对焊点的可靠性构成严重隐患，因为目前没有办法通过检查识别出来，而在使用中遇到稍大的应力，焊点就会断开，导致产品故障。因此，在一些可靠性要求高的产品，如航空设备和生命维持系统中，去金（Au）工艺其实不单纯是为了消除金（Au）脆，实际上也是一个发现黑盘的有效措施。

黑盘属于电镀工艺导致的缺陷，镀Au药水与Ni层的激烈反应，导致Ni层深度的晶界腐蚀（俗称泥浆裂纹）。黑盘现象典型的特征主要有以下3个。

（1）剥离Au层后，Ni层表面呈现“泥浆裂纹”现象，如图3-21（a）所示。

（2）如果切片，可以看到Ni层深度腐蚀，似针刺一样的腐蚀沟槽，如图3-21（b）所示。

（3）异常高的富P（磷）层（P含量大于等于15%），如图3-21（b）所示。

黑盘对焊点可靠性的影响取决于黑盘的严重程度，如“泥浆裂纹”的分布面积（或称为密度）、针刺的深度。在通常情况下，“泥浆裂纹”处难以焊接，非“泥浆裂纹”处是可以焊接的。因此，只要70%以上面积不是“泥浆裂纹”，就可能获得外观良好的焊点，但焊点的强度有严重的劣化（如果较正常低15%以上，就是很大的问题了），这就是黑盘的危害。

4.IMC大规模剥离现象

IMC大规模剥离现象是指钎料/基板界面上金属间化合物大规模从界面上分离的现象（Spalling Phenomenon of IMC），如图3-22所示。

发生大规模剥离必须满足两个条件：第一，参与界面反应的元素中至少有一种元素的含量在钎料中是有限的；第二，界面反应对该元素的浓度十分敏感。随着金属间化合物的不断形成和增长，该元素在钎料中的浓度不断降低，使得界面上原始的金属间化合物变成非平衡相，从而引发大规模的剥离。

关于Sn-Cu/Ni和Sn-Ag-Cu/Ni界面金属间化合物大规模剥离现象，都与钎料中Cu的含量有关。如图3-23所示，Cu在钎料中的浓度变化能够改变界面上的平衡相。对Sn-Cu/Ni的研究表明，在235℃、焊接时间为20min的条件下，Sn99.4Cu0.6/Ni界面上未出现大规模的剥离现象。此时，界面反应产物（Cu，Ni） ₆ Sn ₅ 与Sn99.4Cu0.6钎料处于平衡状态；去除Sn99.4Cu0.6钎料后，用Sn99.7Cu0.3替换它继续与保留的（Cu，Ni） ₆ Sn ₅ /Ni反应时，界面会出现大规模剥离现象，且（Cu，Ni） ₃ Sn ₄ 出现在（Cu，Ni） ₆ Sn ₅ 和Ni之间。此时，原始的（Cu，Ni） ₆ Sn ₅ 和Sn99.7Cu0.3处于非平衡的状态。在钎料中，Cu含量降低导致（Cu，Ni） ₆ Sn ₅ 大规模剥离。通过增加钎料中Cu的含量，或者增加Cu基板的厚度以提供足够的Cu原子，均能有效地避免大规模剥离现象。

SAC305在什么情况下会发生IMC大规模剥离呢？再流时间也是一个关键因素。

此外，也有研究表明，IMC剥离的概率随着Ni-P层中P含量以及再流时间的增加而增加；IMC的形态对剥离有影响，针状的比贝壳状的更容易发生剥离现象；IMC的剥离与Ni ₃ P的结晶有非常紧密的关系。Sn与结晶的Ni ₃ P发生反应，形成Ni-Sn-P层。IMC的剥离发生在Ni ₃ Sn ₄ 与Ni-Sn-P层之间，IMC剥离后，未反应的非结晶Ni ₃ P结晶化反应加速。

3.3.3 不连续的块状IMC焊点

块状IMC型断裂属于应力断裂的一种，因其独特性而单独列出。其典型特征为断裂焊点具有相对非连续性的块状IMC，如图3-24所示。

块状IMC的形成，主要与再流焊接液态以上时间（Time Above Liquids，TAL）有关。经验表明，如果再流焊接液态以上时间超过150s，就可能形成块状IMC。多个块状IMC焊点失效案例表明，块状IMC焊点的剪切强度要比正常焊点低20%以上，由于其相对的不连续性阻碍了力的传递而形成应力集中（图3-25），因此很容易发生断裂。如果PCB发生较大的弯曲变形，就有可能导致BGA的整体脱落。

笔者也发现，在界面双层IMC结构中，如果靠近焊料的一层IMC不连续且呈大颗粒密集堆积时，其与块状IMC的机械性能类似，也不耐摔。这类情形很多，如图3-26所示。这些认识都是基于一些案例所看到的现象，不一定准确，仅供参考。