掺杂少量镍的铜与锡银铜焊料之间的界面反应外文翻译资料

掺杂少量镍的铜与锡银铜焊料之间的界面反应

Hsi-Kuei Cheng, Chin-Wen Huang, Hsuan Lee, Ying-Lang Wang, Tzeng-Feng Liu,Chih-Ming Chen

国立交通大学材料科学与工程学系，台湾新竹300

国立中兴大学化学系，台中402

国立交通大学照明与能源光子学研究所，台湾新竹300

摘要：研究Cu与SnAgCu基焊料之间的反应。其中使用的是两种类型的SnAgCu基焊料，一种是Sn-1.0Ag-0.5Cu（SAC305），另一种是Sn-1.2Ag-0.5Cu-0.05Ni（LF35），其中的组合物的成分单位是wt.%。研究发现，在SnAgCu基焊料中添加Ni对于在焊料/Cu界面处形成的Cu₆Sn₅和Cu₃Sn相的形态演变和生长具有显著的影响。在260℃下液/固反应后，在Ni添加的LF35/Cu界面处，Cu₆Sn₅相呈现出具有小得多的晶粒尺寸的微观结构。在150℃和200℃的固/固反应中，Cu₆Sn₅相的生长在LF35/Cu界面处明显增强，但Cu₃Sn相的生长受到抑制。提出了一种潜在的机制来解释添加Ni对焊料/Cu界面反应的影响。

1. 介绍

SnAgCu合金作为一种具有代表性的无铅焊料受到了广泛的关注，并对其成分变化、力学性能、微观结构演化、电迁移等相关材料和可靠性问题进行了深入的研究[1-5]。SnAgCu焊料具有良好的热疲劳性能和良好的可焊性，在消费类电子产品中得到了广泛的应用。对于移动电子领域的应用，焊料的跌落冲击可靠性也是除上述特性外的一个重要因素。为了提高跌落冲击性能，需要降低SnAgCu焊料中硬银的含量，使焊料更加柔软。此外，Tanaka等人指出，在SnAgCu焊料中加入少量Ni，形成Sn-1.2wt.%Ag-0.5wt.%Cu-0.05wt.%Ni (LF35)合金，可以显著提高Cu-OSP(有机可焊性防腐剂)和Ni/Au基板的跌落冲击可靠性。[6]。经实验发现，添加的Ni原子与LF35/Cu界面形成的Cu₆Sn₅相分离，取代了Cu₆Sn₅相的部分Cu位点。研究表明，由于Cu被较小的Ni原子取代，形成Cu₆Sn₅相所产生的压缩应力部分释放。界面应力松弛改善了LF35/Cu界面的跌落冲击性能。因此，在跌落冲击试验中，裂纹主要在LF35焊料而不是LF35/Cu界面上扩展。

Terashima等人比较了LF35、SAC105 (Sn-1wt.%Ag-0.5 wt.%Cu)和SAC305(Sn-3wt.%Ag-0.5wt.%Cu)焊料在晶圆级封装[7]中的热疲劳性能。一般认为，低银含量的SnAgCu焊料，如LF35和SAC105，其热疲劳性能较差。然而，发现LF35显示出与SAC305相当的热疲劳寿命。这个有趣的结果归因于在LF35中添加Ni会影响Sn颗粒在热疲劳过程中的形态演变。与SnAgCu焊料相比，LF35焊料也表现出更好的弯曲性能，这表明LF35是用于高温和振动应用的焊点的良好选择[8]。 除了机械性能之外，接头界面的微观结构检查对于焊点的基本表征也是至关重要的[9-11]。 本研究旨在研究LF35焊料与普通铜基板之间的界面反应。采用SAC105系列焊料对界面反应进行了研究，考察添加Ni的效果。

1. 实验步骤

研究过程中使用了两种焊料，一种是SAC305，另一种是LF35。首先，称取适当质量的焊料（2.5mg），并放在一个5mmtimes;5mmtimes;20mu;m的铜箔上。为了确定焊料与Cu之间的反应区域，在焊料放置前，在铜箔上覆盖一层1mm²圆形开口的聚酰亚胺薄膜。在未覆盖的铜表面涂以微焊剂，以辅助焊料与铜之间的焊接反应。为了研究液体/固体焊料/Cu的界面反应，将试样置于260℃的热板上加热60-1500 s。为了研究固体/固体焊料/Cu的界面反应，先将试样置于260℃的热板上60 s，以完成焊料与Cu的连接。然后，将试样置于在150℃和200℃的烘箱中保温24-480h。

在预设的反应时间之后，将试样从加热装置中取出并进行金相分析。将所有样品安装在环氧树脂中，然后在垂直于焊料/Cu界面的方向上进行研磨和抛光。采用扫描电镜(SEM)用于观察焊料/Cu界面的横截面组织微观结构。使用能量色散x射线光谱仪(EDX)测定了界面形成的反应产物(金属间化合物)的组成。使用图像处理系统测量金属间化合物的厚度。将液体/固体样品浸泡在蚀刻液(10% HCl 90% C2H5OH)中，去除Sn部分，暴露界面金属间化合物以进行顶视图三维观察。使用去离子水冲洗蚀刻的样品，然后使用扫描电镜（SEM）观察。

1. 结果与讨论

图1(a)-(c)和(d)-(f)分别为在260℃下液/固反应后LF35/Cu和SAC105/Cu界面的横截面SEM显微图。在液/固反应期间，Cu₆Sn₅相首先在LF35/Cu和SAC105/Cu界面处形成。表1中所示的EDX的元素分析表明，在LF35/Cu界面处形成的Cu₆Sn₅相含有2.1-2.9at.％Ni，但在SAC105/Cu界面处不含Ni。Cu₆Sn₅相随着反应时间的增加而变厚，但在不同情况下Cu₆Sn₅相的形态演变不同。在LF35中，Cu₆Sn₅相呈层状结构，但在较长的反应时间后，形成了一些柱状Cu₆Sn₅晶粒并延伸到焊料中。相比之下，在SAC105/Cu界面形成的Cu₆Sn₅相在短期反应(60 s)后呈层状结构，但在较长时间反应(900 s)后逐渐转变为扇贝状。另一个值得注意的是Cu₃Sn相的生长。虽然

图1所示,(a)-(c) LF35/Cu和(d)-(f) SAC105/Cu在260℃固液反应60-900 s后界面的横截面SEM显微图

表1

液固固反应后LF35/Cu界面处Cu6Sn5相中Ni的平均浓度

生长速率较慢，但在SAC105/Cu界面形成了Cu₃Sn相，而在LF35/Cu界面上几乎没有形成Cu₃Sn相，表明在SnAgCu焊料中添加少量Ni显着抑制了Cu₃Sn相的生长。图2为Cu₆Sn₅和Cu₃Sn两相的总厚度随反应时间的变化。结果发现LF35的总厚度略大于SAC105。增加的厚度可以归因于柱状Cu₆Sn₅晶粒在LF35的厚度测量中也被考虑。

图3(a)-(c)和(d)-(f) 分别显示在260℃下液/固反应后LF35/Cu和SAC105/Cu界面的顶视SEM显微图。完全除去焊料部分，以便可以观察到Cu₆Sn₅相的表面形态。令人惊讶的是，在LF35和SAC105情况下形成的Cu6Sn5晶粒的形态有很大差异。在LF35条件下，Cu₆Sn₅晶粒呈颗粒状，随着反应时间的延长，晶粒尺寸没有显著变化。为了定量描述Cu₆Sn₅相的晶粒尺寸，通过将所选区域的平面面积除以总晶粒数来测量Cu₆Sn₅晶粒的平均表面积，实际上是平均“投影”表面积。估计结果如图4所示。在LF35情况下，Cu₆Sn₅晶粒在反应60 s后的平均面积为1.8mu;m²，在反应900 s后略有增加到4.5mu;m²。部分柱状Cu₆Sn₅晶粒在较长反应时间后局部形成，这与图1的横断面观察结果一致。然而，在SAC105的情况下，Cu₆Sn₅颗粒在液体/固体反应中以比LF35快得多的速度增长。反应60 s后平均面积为39.8mu;m²，反应900 s后平均面积显著增加至222.5mu;m²。Cu₆Sn₅颗粒呈多面性，与LF35的圆形颗粒形态不同。

图2所示，在固液反应中，Cu₆Sn₅和Cu₃Sn两相的总厚度随反应时间的变化而变化

图3所示，(a)-(c) LF35/Cu与(d)-(f) SAC105/Cu在260℃固液反应60-900 s后界面的顶视图SEM显微图

如表1所示，在LF35情况下形成的Cu₆Sn₅相含有2.1- 2.9at.％Ni，因此Ni原子可能参与Cu₆Sn₅相的形成，并且与SAC105情况有所不同。准确地说，LF35焊料中添加Ni有助于Cu₆Sn₅晶粒在焊料/Cu界面处的成核。因此，晶粒生长受到限制，导致晶粒尺寸变小。Yu等人[12]提出Ni的加入为Cu₆Sn₅相产生了大量的成核位点，因此Cu₆Sn₅颗粒在焊料合金中的生长被延迟，焊料合金的微观结构得到了改善。Wang和Liu[13]发现Ni的存在降

图4所示，在焊料/铜界面处，暴露的Cu₆Sn₅晶粒的平均投影表面积。(通过蚀刻除去焊料)

低了Cu在熔融Sn基体中的溶解度。因此，溶解的Cu含量很容易超过溶解极限，导致在LF35/Cu界面析出较细的Cu₆Sn₅晶粒。相比之下，在没有Ni催化的情况下，SAC105中Cu₆Sn₅晶粒的成核正常发生。因此，Cu₆Sn₅相的晶粒融合得以进行，因此SAC105组Cu₆Sn₅晶粒长大大于LF35组。

图5和图6分别显示在150℃和200℃下固/固反应后焊料/ Cu界面的横截面SEM显微图。左侧和右侧显示的显微图分别参考LF35和SAC105焊料。结果表明，在这两种情况下，金属间化合物的生长行为存在较大差异。在较低的反应温度150 ℃下，在LF35/Cu界面上只发现了Cu₆Sn₅相，而没有发现明显的Cu₃Sn相。而当焊料更换为SAC105时，在接头界面上同时发现了Cu₆Sn₅和Cu₃Sn相。两相均随反应时间的增加而增大，但总厚度略小于LF35，如图7所示。当反应温度提高到200℃时，Cu₃Sn相也在LF35/Cu处形成。同样，SAC105组Cu₆Sn₅ Cu₃Sn总厚度较LF35组更薄，与150℃组

.

图5所示，(a)-(d) LF35/

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资料编号：[2228]

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