Ag和Zn對Sn58Bi釬料潤濕性及焊點組織的影響

馬一鳴， 儲繼君， 呂曉春, ， 孫鳳蓮

(1. 哈爾濱焊接研究院有限公司, 哈爾濱 150028; 2. 哈爾濱理工大學, 哈爾濱 150001)

0 前言

在電子工業中，由于Sn-Pb共晶釬料具有良好的潤濕性，較低的成本及優異的性能而被使用了近一個世紀[1]。然而，環境問題成為世界關注的熱點，對于各國實施禁止使用Pb的立法，開發了多種基于Sn的無鉛釬料合金。

近年來，隨著個人電子產品的小型化、多功能化的發展趨勢，導致了電子工業對更薄、更小的電子元件的需求加劇，但應用最廣泛的Sn-Ag-Cu系釬料(熔點217 ℃)因其較高的回流溫度，會導致此類電子元件和電路板的熱變形，造成翹曲而形成枕頭缺陷，降低了焊點質量[2-3]。Sn-Bi系釬料由其較低的熔點(138 ℃)與成本，近年已被部分筆記本電腦廠商應用于小批量的SMT生產線上[4-6]。但是Sn-Bi系合金中Bi相硬而脆，且時效過程中容易產生偏析和粗化，易出現焊點的空洞、剝離等問題，嚴重降低焊點的可靠性，影響電子產品的使用壽命[7-9]。針對Sn-Bi系釬料的缺點，文中主要對Sn58Bi1Ag-Zn釬料的性能進行了研究，通過其與Sn58Bi，Sn58Bi1Ag，Sn58Bi1Zn釬料在潤濕性及焊點組織上的對比，以期為Sn-Bi系釬料的研究提供參考。

1 試驗材料及方法

采用感應熔煉方法制備了6種合金成分釬料，其化學成分見表1。依據GB/T 28770—2012《軟釬料試驗方法》對釬料進行潤濕平衡試驗并測量其潤濕時間與最大潤濕力，測試采用GOLF-318助焊劑，焊接溫度180 ℃，浸漬速度4 mm/s，浸漬深度2 mm，焊接時間10 s。此后，將釬料制備成φ650～φ750 μm的釬料球，選擇10.0 mm×10.0 mm×1.0 mm的紫銅片為試件，依據GB/T 11364—2008《釬料潤濕性試驗方法》對釬料進行鋪展試驗，焊接溫度180 ℃，焊接時間30 s,取出后空冷、清洗、測量其鋪展系數。對焊點試樣進行加熱溫度為100 ℃，加熱時間為300 h的時效處理，并對焊點剖面的釬料組織與界面IMCs組成，釬料相含量、組織細化程度及界面IMCs的厚度進行了測定與分析。

表1 釬料成分(質量分數，%)

2 試驗結果及分析

2.1 Ag和Zn對Sn58Bi釬料潤濕性

添加Ag，Zn的Sn58Bi釬料潤濕平衡試驗與鋪展試驗結果，如圖1所示。發現相比于SBA，SBZ釬料，SBA-1Z的潤濕時間減小，潤濕力增大。這說明Ag和Zn的添加可以提高釬料的潤濕能力，推測應與界面IMCs的組成發生改變有關。

圖1 添加Ag，Zn釬料的潤濕平衡試驗結果

在SBZ中添加1%的Ag，潤濕力與鋪展系數增大，這應是Ag的添加使得Zn在表面上的富集程度減弱，減少了局部形成的塊狀ZnO而造成的。隨著SBA中的Zn含量的增加，釬料的鋪展系數呈現下降的趨勢(圖2)，Zn的增加使得表面富集Zn的程度與大塊氧化物量增大，造成鋪展系數減小,但添加1%～1.5%的Zn釬料的鋪展系數變化不大，但當添加量達到2%時，釬料的鋪展系數發生大幅下降。

圖2 釬料的鋪展試驗結果

2.2 Ag和Zn對Sn58Bi釬料組織的影響

2.2.1組織組成

圖3為釬料組織形貌。Sn58Bi共晶釬料在空冷條件下，其顯微組織為(Sn+Bi)共晶，呈樹枝晶+等軸晶的亞共晶形貌。由其形貌圖3a可知，在凝固過程中，先形成由β-Sn相與細棒狀或點狀Bi相組成的樹枝狀共晶，而后在樹枝晶間形成片層狀的等軸狀共晶。

表2為EDS分析結果。添加Ag可使得Sn58Bi釬料中生成Ag3Sn(圖3b)，添加Zn則生成了針狀的Zn相(圖3c)，當Ag和Zn共同添加時釬料中生成塊狀的相(圖3d)。Ag-Zn系中間相晶體結構見表3[10]。可知，Zn元素原子分數在58.5%～64.7%范圍的化合物相應為Ag5Zn8, 且隨著Zn含量增加至2%，釬料的組織組成未發生改變。這說明Ag易與Sn形成化合物相，Zn不與Sn形成化合物相，而當Ag和Zn共同存在時，Ag更易于Zn形成化合物相。

圖3 釬料組織形貌

2.2.2相含量

由于空冷條件下組織呈亞共晶形貌，因此分別對釬料中樹枝晶與等軸晶的β-Sn與Bi相含量進行了測定(圖4)。添加1%的Ag或Zn時，均可顯著抑制樹枝晶的形成，使得組織呈等軸晶形貌。而共同添加Ag和Zn時，隨著Zn的含量增加，樹枝晶含量先升高后下降，且β-Sn總含量呈先上升后下降趨勢。這說明添加少量的Zn時，由于Ag與Zn的相互作用，抑制了其各自對形成等軸晶的促進作用，但隨著Zn含量的逐漸增加，釬料中的Ag不斷被消耗，當Zn含量達到2%時，可與Zn反應的Ag被消耗完全，致使釬料中的相含量與SBZ接近。

圖4 釬料中各相含量

2.2.3組織細化程度

減小樹枝晶臂間距與共晶間距，是提高材料性能及使用性能的重要途徑。因此，選擇二次樹枝晶臂間距λ2與共晶片層間距λE作為評價添加Ag，Zn元素對組織細化程度評價指標。測量時選取多個平行度較好的樹枝晶或共晶片層為一組，計算其平均間距。

表2 EDS分析結果(原子分數，%)

表3 Ag-Zn系中間相晶體結構

由表4可知，相比于Sn58Bi釬料，添加1%的Ag對組織的細化作用不明顯，但添加1%的Zn對組織的細化作用顯著。而對于同時添加Ag和Zn的釬料，當添加1%～1.5%的Zn時，Ag與Zn均不能發揮各自對等軸晶的細化作用，但可細化樹枝晶；當添加量至2%時，Zn不斷與Ag反應生成Ag5Zn8，造成Ag含量下降，使得組織開始發生細化，此時組織的細化程度與Sn58Bi相當。

表4 釬料組織細化程度 μm

2.3 Ag，Zn對Sn58Bi/Cu界面IMCs的影響

2.3.1界面IMCs組成

對界面IMCs進行EDS分析結果見表5，掃描位置分別如圖5和圖6所示。焊態下，Sn58Bi釬料中添加1%Ag時，界面IMCs為Cu6Sn5(圖5a)；添加1%Zn時，界面IMCs為Cu8Zn5(圖5b)。而添加Ag和Zn時，界面處形成了Ag,Zn,Cu富集的IMCs層(圖6a)。

表5 界面EDS分析結果(原子分數，%)

SBA/Cu界面處生成Cu6Sn5，SBZ/Cu界面處生成Cu8Zn5，說明Ag的添加不改變界面處IMCs的組成，而Zn的添加會抑制界面處Cu6Sn5的生成。對于添加Ag和Zn的釬料，其中Zn除使得界面處生成Cu8Zn5外，還有剩余約35%，表5中的Ag含量較高、Sn含量較低，而由于Ag更易于Zn形成化合物，故此處的Sn含量應為基體信息。綜上所述，界面處應還存在一種Ag-Zn化合物且其Zn含量大于60%，故此化合物應為Ag5Zn8。

對于添加Ag和Zn的釬料，Zn的添加使得界面處僅生成Cu8Zn5，而生成的Cu8Zn5又與Ag5Zn8均為體心立方結構且晶格常數較為接近(Ag5Zn8，a=0.934 07 nm；Cu8Zn5，a=0.886 nm[11]。因此，相似的晶體點陣結構促進了Ag5Zn8的形成，最終形成了Ag5Zn8依附Cu8Zn5生長的復合界面IMCs層。此外，在300 h的時效過程中界面IMCs組成始終為Cu8Zn5+Ag5Zn8，未生成Cu6Sn5與Cu3Sn(圖6)，隨Zn含量的增加，界面IMCs的組成也未發生改變。

圖5 釬料/Cu界面焊態形貌

圖6 Sn58Bi1Ag-1Zn/Cu界面形貌

2.3.2界面IMCs的生長

焊點試樣經300 h×100 ℃時效處理后，隨機選取4個Cu界面視場，通過測量視場內IMCs面積，并將該面積除以視場長度的方法，獲得界面IMCs層的厚度，最后計算其平均值(圖7)。

圖7 焊點Cu界面IMCs層厚度

對比Sn58Bi釬料，添加1%的Ag可以降低界面金屬化合物的生長速度，但會增加初始厚度；而添加1%的Zn雖然可以顯著減小界面IMCs的初始厚度，但會顯著促進界面IMCs的生長。分析還發現，這兩種釬料的界面IMCs均符合拋物線生長規律[12]。

而對于添加Ag和Zn的釬料，發現界面IMCs的生長規律已不再符合拋物線規律。對比發現，不同于SBZ釬料Cu界面處的Cu8Zn5層不能抑制IMCs的生長，Cu8Zn5+Ag5Zn8的復合IMCs層不僅具有顯著減小初始厚度、降低生長速度的作用，還在時效前期從存在較長的IMCs生長孕育期。這應是由于Cu，Sn，Zn原子很難通過擴散穿過由Cu8Zn5+Ag5Zn8組成的復合界面IMCs層，從而抑制了Cu-Sn與Cu-Zn化合物形成。此外，隨著Zn含量的增加，IMCs的初始厚度不變、生長速度輕微的加快，但時效300 h后IMCs厚度仍不到Sn58Bi的1/3，且時效前期依然存在較長的IMCs生長孕育期。

3 結論

(1)添加Ag或Zn均不能顯著促進Sn58Bi釬料的潤濕性能，而共同添加Ag和Zn會降低釬料的潤濕性能。

(2)添加Ag或Zn與Sn分別生成Ag3Sn，Ag5Zn8，并可顯著減少釬料中枝晶含量，并均可細化釬料組織。而Ag，Zn共同添加并不能使得釬料組織發生細化。

(3)Ag和Zn的共同添加使得界面處形成Cu8Zn5+Ag5Zn8的復合IMCs層，該復合界面IMCs層可顯著的減小IMCs的初始厚度，并降低其生長速度。