Au20Sn/Au微焊點抗時效性能的研究

付明洋，孫鳳蓮，劉 洋

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Au20Sn/Au微焊點抗時效性能的研究

付明洋，孫鳳蓮，劉 洋

（哈爾濱理工大學 材料科學與工程學院，黑龍江 哈爾濱 150040）

通過加速時效方法研究Au20Sn/Au微焊點釬焊工藝參數與鍍Au層的消耗和Au20Sn/Au界面化合物（IMC）生長速率的關系。結果表明：焊點在150℃時效條件下，釬焊溫度一定時，高溫液態停留時間由30 s增至90 s，鍍Au層消耗速率變化速度和界面IMC層生長速率變化速度均逐漸增加。在高溫液態停留時間90 s時，相比于釬焊溫度300℃的焊點，320℃時鍍Au層消耗速率變化速度降低了24.50%，界面IMC層生長速率的變化速度提高了56.09%。同時隨時效時間的延長，熱沉側出現一層(Ni, Au)3Sn2相，但芯片側和熱沉側界面IMC的類型并沒有發生變化。

Au20Sn；Au；釬焊工藝；消耗速率；生長速率；界面化合物

用于功率器件封裝的Au20Sn合金釬料熔點為280℃，同時兼具優良的抗腐蝕及熱傳導性能，故廣泛應用于軍工領域的微波功率器件中[1-4]。其中Cu因其本身優異的導熱導電性能，最常用作散熱基板。在焊接之前，基板表面常用Au/Ni作為鍍層，阻止氧化并促進釬料與基板間形成界面IMC，實現冶金連接[5-6]。適量界面IMC的形成可提高接頭強度，過厚的界面IMC層將致使焊點在服役過程中出現應力集中及抗低周疲勞能力下降的現象，最終危害接頭的性能而造成封裝破壞。因此，需設計合適的釬焊工藝參數，使釬料與鍍層界面處形成適中界面IMC，進而提高焊點使用壽命[7-8]。

目前，國內外的研究[1,3,9-13]大多集中在Ni/Au20Sn/Ni、Cu/Au20Sn/Ni、Au/Au20Sn/Ni微焊點界面微觀組織的演變及力學性能的變化。對焊點在長期服役過程中，鍍層消耗及焊點界面IMC層的生長規律鮮有報道。

為此，本文以Au20Sn/Au為研究對象，采用加速時效的方法分析鍍Au層消耗及界面IMC層生長行為、組織演變，獲得不同釬焊工藝參數下鍍Au層的消耗速率及界面IMC層生長規律。

1 試驗材料及方法

試驗中采用Cu作為熱沉側，其表層鍍有2.5 μm的Ni層及1.5 μm的Au層；在芯片側表層鍍有5 μm的Au層，采用厚度為17 μm的Au20Sn預成型釬料片進行釬焊。釬焊接頭結構示意圖如圖1所示。

圖1 釬焊接頭結構示意圖

采用熱壓超聲設備進行釬焊。Au20Sn釬料熔點為280℃，故選用釬焊峰值溫度為300℃和320℃。在兩種溫度下釬焊時，高溫液態停留時間均依次為30，60，90 s。具體釬焊工藝參數如表1所示。

表1 釬焊工藝參數

Tab.1 Soldering process parameters

將制備的釬焊試樣在150 ℃下分別進行0，100，250，500 h的時效處理，對時效后的試樣采用不同目數的水砂紙進行打磨、拋光。然后采用腐蝕液（質量分數95%C2H5OH+4%HNO3+1%HCl）對拋光后試樣腐蝕15 s，最后用超聲波清洗腐蝕試樣。通過微觀組織照片，借助AutoCAD軟件對焊點鍍Au層厚度及界面IMC層厚度進行測量，其中焊點鍍Au層及界面IMC層厚度為6個樣品的平均值。

2 結果與分析

2.1 不同釬焊工藝下鍍Au層消耗速率

在不同的釬焊工藝條件下，根據芯片側剩余鍍Au層厚度變化規律，可知熱沉側處鍍Au層已有大部分溶解至釬料中，剩余的Au層很少，已無法測量。圖2（a）、（c）為焊點芯片側鍍Au層消耗量與時效時間的變化曲線，近似于拋物線關系。故作出芯片側鍍Au層消耗量與時效時間平方根的擬合曲線，如圖2（b）、（d）。直線斜率代表鍍Au層在時效過程中的消耗速率。具體數值如表2所示。

為比較焊點經時效后，6種不同釬焊工藝參數下鍍Au層的消耗速率的變化。根據表2，作出鍍Au層消耗速率分別在釬焊溫度300℃和320℃下隨高溫液態停留時間的變化曲線，如圖3所示。

表2 鍍Au層在150 ℃時效條件下的的消耗速率

Tab.2 The consumption rates of the Au layer at 150 ℃aging temperature

圖3 時效條件下鍍Au層消耗速率與高溫液態停留時間關系

結果表明：焊點經過150℃時效后，在兩種釬焊溫度下，隨高溫液態停留時間由30 s增至90 s，鍍Au層消耗速率變化速度均呈現逐漸增大的趨勢；且釬焊溫度300℃相比于320℃，鍍Au層消耗速率的變化速度較快。高溫液態停留時間由30 s增至60 s時，釬焊溫度320℃相比于300℃，鍍Au層消耗速率變化速度降低了54.42%。高溫液態停留時間由60 s增至90 s時，釬焊溫度320℃相比于300℃，鍍Au層消耗速率變化速度降低了24.50%。

分析認為：當基體釬料中的Au原子未達到飽和狀態時，高溫液態停留時間的增加和釬焊溫度的提高，會使Au原子獲得充足時間及較大的擴散動能向釬料中擴散。在短時間的高溫液態停留時間內，鍍層中Au原子與釬料中的Au原子之間的濃度差較大，導致擴散動能增大。同時相比于釬焊溫度300，320℃時為Au原子提供充足的能量，增大基體釬料含Au量，減小與鍍層Au原子之間的濃度梯度，Au原子的擴散動能減小，導致Au原子的消耗速率變化速度降低。

2.2 界面IMC在時效過程中生長速率

圖4（a）、（c）為焊點芯片側界面IMC層厚度與時效時間的曲線。由圖中可以看出，焊點的界面IMC層厚度均隨時效時間的增加而增加，近似于拋物線關系。

一般認為，界面IMC層在時效過程中受元素擴散所控制，采用式(1)表示。

式中：是界面IMC層時效后厚度；0是時效0 h界面IMC層厚度；是界面IMC生長速率；是時效時間。

同時作出芯片側界面IMC層厚度與時效時間平方根的擬合曲線，如圖4（b）、（d）。直線斜率代表界面IMC層生長速率平方根。斜率越大，表明IMC層生長速度在一定溫度下越快。采用公式(1)，計算出界面IMC層在一定溫度下的生長速率，如表3所示。

表3 界面IMC層在150 ℃時效條件下的生長速率

Tab.3 The growth rate of interfacial IMC at 150 ℃aging temperature

為比較焊點時效后，不同釬焊工藝參數下界面IMC層生長速率隨高溫液態停留時間的變化速率，根據表3，作出界面IMC層生長速率分別在釬焊溫度300℃和320℃下隨高溫液態停留時間的變化曲線，如圖5所示。

圖5 時效條件下界面IMC生長速率與高溫液態停留時間關系

結果表明：焊點經時效后，在兩種釬焊溫度下，隨著高溫液態停留時間由30 s增至90 s，界面IMC層的生長速率變化速度呈逐漸增大的趨勢；且釬焊溫度320℃相比于300℃，界面IMC層的生長速率變化速度較快。高溫液態停留時間由30 s增至60 s時，釬焊溫度320℃相對300℃，界面IMC層的生長速率變速度增加了17.39%，高溫液態停留時間由60 s增至90 s時界面IMC層的生長速率變化速度增加了56.09%。分析原因：釬焊溫度一定時，高溫液態停留時間的增加會使Au、Sn原子的擴散通量擴大，界面IMC層生長速率的變化速度逐漸增快。在高溫液態停留時間一定時，釬焊溫度由300℃增至320℃，Au原子獲得較大的擴散能向體釬料方向移動，與Sn原子快速結合形成界面IMC，形成較厚的界面IMC。

2.3 界面IMC在時效過程中的生長行為

圖6所示為釬焊峰值溫度300℃高溫液態停留時間30 s焊點在時效不同時間后橫截面背散射（BSC）照片。從照片中可以清晰地看出：隨時效時間的延長，芯片側和熱沉側界面處的扇貝狀化合物逐漸轉向層狀生長。未時效前，體釬料內部均勻分布一層細小共晶組織。隨時效時間延長，內部組織逐漸粗大。由于芯片側鍍Au層至釬料中Au的濃度逐漸遞減，結合背散射圖像的分辨率相對二次電子分辨率低，故在圖中，鍍Au層和界面IMC形貌輪廓無法看出。對片層狀共晶組織進行能譜分析，確定內部白色相和灰色相分別為Au5Sn和AuSn相，其中固溶一定量的Ni。

隨時效時間延長，含Ni量不斷增加。為確定芯片側和熱沉側界面IMC的類型，分別對圖6中A、B、C點進行EDX分析，如圖7所示。A點粒子數分數為83.63%Au和16.37%Sn。依據Au-Sn二元平衡相圖，同時由于熱壓超聲釬焊屬于快速冷卻的過程，平衡相圖是平衡狀態時獲取的，結合掃描分辨率及能譜分析區域準確性的限制，所測試樣成分會有所偏差，故確定在芯片側處界面IMC為Au5Sn，這與黎麗等[14]的研究一致。分析原因：當釬焊溫度300℃時，釬料中Au迅速向釬料中溶解，隨冷卻溫度的降低，Au5Sn首先會在Au含量較高處出現。

B點粒子數分數為83.95%Au，0.3%Ni，15.75%Sn，其中質量比(Au+Ni):Sn近似5:1，根據Au-Ni-Sn三元等溫截面圖確定化合物為 (Au, Ni)5Sn。這是由于Au原子和Ni原子的化學性質和物理性質相似，故Ni原子在擴散中取代晶格上部分Au原子的位置從而形成(Au, Ni)5Sn。隨時效時間延長，熱沉側界面處開始出現一層較薄的灰色相并逐漸增厚，對該灰色相進行能譜分析知，粒子數分數為22.10%Au，47.43%Ni，30.47%Sn。該成分配比符合的相區為Ni3Sn2，由此可以確定該IMC層為(Ni,Au)3Sn2相。分析原因：這是因為隨著釬料中Ni原子不斷達到局部飽和狀態，(Ni,Au)3Sn2開始在界面處形核長大。

3 結論

（1）釬焊溫度320℃時，隨著高溫液態停留時間增加，鍍Au層消耗速率的變化速度相比于300℃有所降低。高溫液態停留時間由30 s增至60 s和90 s時，鍍Au層消耗速率變化速度降低了54.42%和24.5%。

（2）釬焊溫度320℃時，隨著高溫液態停留時間增加，界面IMC層生長速率的變化速度相比于300℃有所增加。高溫液態停留時間由30 s增至60 s和90 s時，界面IMC層的生長速率變化速度增加了17.39%和56.09%。

（3）芯片側熱沉側界面IMC為Au5Sn，熱沉側界面化合物為(Au, Ni)5Sn。且隨時效時間延長，熱沉側界面IMC(Au, Ni)5Sn中含Ni量不斷增加，同時在下方生成一薄層(Ni, Au)3Sn2相。

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（編輯：陳渝生）

Anti-aging performance of Au20Sn/Au micro solder joints

FU Mingyang, SUN Fenglian, LIU Yang

(School of Material Science and Engineering, Harbin University of Science and Technology, Harbin 150040, China)

The relationship between soldering parameters and the consumption rate of Au layer as well as the intermetallic compound (IMC) growth rate of Au20Sn/Au micro solder joints was investigated by accelerated aging method. The results indicate that the change speeds of the consumption rate of Au layer and the growth rate of IMC layer increase with the increment of high temperature liquid holding time from 30 s to 90 s at the same soldering temperature after 150℃ aging temperature. When the liquid holding time at 320℃ increases to 90 s, the change speeds of the consumption rate of Au layer and the growth rate of IMC layer reduce by 24.50% and 56.09%, respectively, when compared to the samples holding at 300℃. The (Ni, Au)3Sn2IMC layer is formed at Au20Sn/Au/Ni layer interface with the increase of aging time, but there is no change in the type of interface between the chip side and the Cu side.

Au20Sn; Au; soldering process; consumption rate; growth rate; intermetallic compounds

10.14106/j.cnki.1001-2028.2017.12.008

TG425.1

A

1001-2028（2017）12-0036-06

2017-09-06

孫鳳蓮

國家高技術研究發展計劃資助項目（No. 2015AA033304）

孫鳳蓮（1957－），女，河北館陶人，教授，主要從事精密焊接，綠色電子組裝技術及可靠性研究，E-mail: sunflian@163.com ；

付明洋（1991－），女，河南駐馬店人，研究生，主要研究微電子封裝及微連接技術，E-mail: fmyangxiao@163.com。

2017-11-30 14:11

網絡出版地址： http://kns.cnki.net/kcms/detail/51.1241.TN.20171130.1411.007.html