理想中的无铅焊料最好是与原来Sn-Pb 共晶焊料特性相同的靠近低熔点处的类似型焊料。共晶焊料的主要特性，除具备低熔点外，能够像纯金属那样在单一温度下熔融、凝固。作为Sn-Pb 共晶替代物的无铅焊料，也希望具有与Sn-Pb 相同的熔融温度范围、良好的接合性能、润湿性等。在开发研制过程中，要完全达到原有焊料相同的性质是困难的，只有通过对Sn 基合金添加AS/Bi、In、Cu等元素，组成性能最接近于原来使用焊料的替代物，同时要考虑到替代物（无铅焊料）的无毒性，制造成本，保存稳定性等因素。

图2.1 是无铅焊料中候补合金系示意。

    对Sn-Ag 共晶和Sn-Zn 共晶添加Bi、In ，目的是降低其溶点，添加Cu是为了使其组织细微化，并抑制Cu的溶解，随着某些应用上的要求，今后也可能添加Ce、Ni、P等元素。目前对无铅焊料进行评价，衡量的报告比较少，只有在替代实用过程中，或根据所用素材本身的润湿，使用性能来比较鉴别，以促进无铅焊料的应用发展。无铅焊料的特征比较见表2.1，含添加了0.5%程度的Cu。

    2 无铅焊料的熔融温度范围

    Sn 基无铅焊料的熔点测定方式有下面三种

    （l）同原来的热分析（TA )页码；

    （2）示差热分析（DTA )；

    （3）示差扫描热量分析（DSC )。

    通常采用第3种方式，对焊料由液体状态向固体状态转化时，测定其冷却曲线。这在回流焊接中，因焊料的熔融动态形成的润湿、流向、弯月面是个重要的因素。各种熔融温度的测定方法特征和低熔点共晶、对固相线、液相线测定的适用性由表2.2 表示，可以看出，低熔点共晶在加热时的DSC 或DTA ，对固相线冷却时的热分析或加热时的DSC ，在液相线冷却时求得是最适宜的。无铅焊料属Sn 基合金，应充分理解由过冷却因素，需在冷却时进行液相线、固相线温度测定的这个特征。表2.2 各种熔融温度的侧定方法特征

    图2.2 是对Sn-3.SAg 合金的测定例，图中（a）的热分析可明显地看到冷却过程时的过冷却，凝固中回到共晶温度时不发生液相线温度误差。图中（b）的DSC 在升温过程中熔融起始温度和共晶温度是一致的。由于过冷却因素，冷却过程后的散热不能表示其共晶温度，与峰值温度的液相线和固相线是没有关系的。

根据最近无铅焊料的研究报告，经加热过程时的DSC 测定，由峰值温度确定液相线温度的例子是很多的。实际上，只从平衡状态图方面考虑，所拿来发表的数值是不对的，因吸热峰具加热速度依存性，不是物性值，在实用工艺上有把握焊料熔融动态的意义，仅靠这一点来表示液相线是有误差的。

    无铅焊料熔融温度范围的确定，要考虑到下面几点：

    （l）为决定液相线温度防止过冷却发生，在过冷的情况下宜采用方便的测定方法（TA 和DTA 的共用）；

    （2）低熔点共晶的检测，经DSC 可对加热过程有效地进行测定，在低熔点共晶基础偏析场合，可利用数次加热冷却的循环来进行探测。

    （3）不是由加热过程来确定液相线温度。

    3 焊料强度

    测定焊料本身强度的方法有二种，一是制作试验用的拉伸试验样件，样件通过铸造做成，不经过任何机械加工，另一种是将铸造后得到的拉伸用样件，经机械加工后做成符合试验用的圆棒，再进行试验。

    图2.3 是焊料试件用的板、圆棒。前一种试验样件，因是铸造件存在的表面缺陷，大都会产生凝固收缩变形或发生裂纹，加上浇口方式的差异得到的数据也不同，后一种样件经机械加工后，去掉了表面缺陷，但样件上可能存在的加工误差，也会产生位置上的偏差。按操作工人的使用习惯程度，采用后一种方式作为试验样件的情况居多，具体执行时就要考虑到样件铸造形状，铸造温度，冷却速度，采用的位置精度等因素。

    图2.4 是Sn-Ag-Bi 系无铅焊料的抗拉强度及延伸时Bi 含有量的影响示意，可看出Bi 含量的增加，强度就增加，延伸性就降低。在拉伸试验中，由应变速度变化形成的载荷一位移曲线见图2.50 拉伸变形中应变速度减少一位负荷就会降低，这种现象说明，负荷的应变速度依存性，按照合金成分组成、试验温度、应变速度范围而产生不同的变化。原来的Sn-Pb 焊料在高温下会发生微细粒超塑性现象，说明在室温时的拉伸发生的蠕变就大，例图2.5 所示，应变速度（通常的拉伸变形速度）从10-4/s 降到10-5/s ，负荷就会大大减少，sn-Ag 系无铅焊料特别是Sn-Ag-Bi 系焊料，这种倾向就小。

    图2.6 是几种不同合金在0.2 ％屈服强度的应变速度感受示意，应变速度感受次序为：Sn-3.Pb > Sn-3. > S-3.5A-3In-0.5Bi。这里显示的数值与材料的蠕变特性有关，可通过应变速度变化的拉伸试验法来推算其热疲劳特性。抗拉强度和屈服强度没有指定的数值，会按照试验条件的异同产生变化。无铅焊料的强度试验有几个注意之处，其拉伸试验比常规的拉伸变形速度所表示的感受性系数要小，在低应变速度情况下抗拉强度比Sn-Pb共晶要小，其蠕变性质比Sa-Pb 共晶难以生存，因此按照要求，测算其抗拉强度，最好在3位数的应变速度范围内进行（10-2/s~10-4/s 范围），由不同的应变速度来计算抗拉强度。

    2.4 接合点强度

    由于润湿性和物性值的异同，焊接时会造成弯月面形状的不一致，焊料本身强度与接点强度的不合，随着界面层的形成会带来破坏过程的变化。同Sn-Pb共晶比较相同的焊膏印刷厚度，虽然焊料体积一样，但润湿性的不一致也会发生焊料弯月面的差异。

    接合点强度试验可分为拉伸、剥离、剪切三种，拉伸和剥离适用于引线类贴片元件，剪切适用于阻容类贴片件（见图2.7 ）。

    引线的拉伸试验如图2.8 所示，从反向决定弯月面的最大负荷，引线从封装体的断离和不断离，其拉伸数值当然不同。通过强度的绝对值观察时效变化，并从基板的45 度方向进行拉伸试验，这种做法比较普遍。

    图2.9 是QFP 引线（SN-3.5AG 电镀）的剥离试验结果，采用Sn-2.7 -2.4-AG-Bi无铅焊产中Bi为0.5%的最大值，随着Bi量的增加强度逐步降低，说明不对应焊料本身强度在形成的引线界面Sn-Fe-Bi层中Bi含有量的关系。

    图2.10 是SN-3.SAG-3IN-Bl 无铅焊料经150 摄氏度时效后的强度变化，图中可看到SN-37pb 时效后的强度跌落情况。接合界面的强度关系同样说明无铅焊料中Bl 含量的增大其强度会减少。另外，片式元件剪切强度的规定虽然己有标准，但对微小型元件来说，剪切试验中切断夹具安装位置的偏差都会使结果发生差异，易受到焊料量多少的影响。在使用无铅焊料时要考虑到，由于其强度、润湿性原因，所形成弯月面形状的差别而发生强度差。

    2.5 润湿性

    （l）润湿试验

    润湿试验一般采用润湿曲线，经润湿时间、润湿力进行润湿平衡评价。目前，专门用于无铅焊料润湿试验的装置和方法都没有，只能依据原来的试验来执行，利用原波峰焊接的方式来评价比较方便。润湿平衡试验，如果焊料温度固定，液相线温度低的焊料，其润湿时间就短，润湿的起始温度由焊料的成分组成来确定。润湿时间如对应着试件的上升温度，不一定表明润湿的真正作用，应该从试件尺寸、表面状态、试验焊料槽的表面积、体积、助焊条件、试验条件等各个方面进行分析比较。

    （2）扩展试验

    扩展试验是通过一定重量（体积）的焊料，在扩展后测定焊料的高度，以求出扩展率。

    扩展率（%）-100×( D-H )/D

    这里：H-扩展后的焊料高度（测定值）；

    D-试验用焊料球直径，D = l.24V ；

    V-质量/比重。

    润湿性好的焊料扩展率会超过90 % ，扩展率的简单计算方法，可以由扩展面积通过接触角进行计算，将扩展部分看作为球的一部分利用几何学来求出，通常所用的试料少的场合产生的误差就少。

    （3）桥联试验

    应该从实用性观点评价无铅焊料的润湿性，并设立桥联试验方法，根据试验方法测定无铅焊料桥联的发生频度，测定数据有待于今后的技术报告。

    （4）实用化试验

    无铅焊料在向规模化，实用化应用时，关键的是操作（作业）温度条件的变更，特别是装载耐热性差的片式元件在高温时间的焊接温度曲线较难设定。针对高密度组装的微型焊接特征，SMT 基板在回流炉内通过后，这时所有的接合点最好在适合的温度条件氛围中进行回流焊接，小型基板，热容差小的元器件一般都没有问题，大型基板热容差大肘，焊接中就必须谋求均匀的上升温度，不然将会产生润湿性的差异，对弯月面形状、接点强度造成不良影响。

    QFP 引线上升温度及QFP 的设置间隔见图2.11 ，组装密度高，间隔距离小的基板温度上升就慢。理想的温度曲线最好是所有接点的上升温度是均一的，但实际上很难做到，通常都采用较慢的上升速度使基板进入适宜的温度范围并给予设定。有时上升速度过快，会在熔融焊料与母材金属或电镀材料（电极镀层）产生过剩反应，形成金属间化合物，随着金属化层的溶解产生去湿不良。

对熔融温度高的无铅焊料，焊接中要获得合格的接合点，必须提高焊接操作温度，在设定焊接温度时，同时又要考虑到贴装元件的耐热性，基板的受热变形因素，避免由于温度不足发生的接合不良。改善无铅焊料焊接时的不良，方法有以下几点：

    1 ．可使用防止氧化的充氮焊接方式。

    2 ．对无铅焊料进行适当的表面处理（电镀、金属化）

    3 ．开发适合于无铅焊料使用（配合）的助焊剂。

    4 ．有效地利用某些添加元素。

    5 ．只要工艺许可，适当提高焊接温度改善润湿性。

无铅焊料的组织成分

    3.1 无铅焊料的组织分类

    按已采用的几种候补合金，无铅焊料（包含波峰焊用、回流焊用、基板修正用等）可分为以下四个类型。

    ( 1 ) Sn-Ag 系

    ( 2 ) Sn -Bi 系

    ( 3 ) Sn-Zn 系

    ( 4 ) Sn -Cu 系

实际上，二元系合金要成为能满足各种特性的基本焊料是不完善的，例Sn-Ag 合金添加百分之一以下或百分之几的Bi 和Cu ，组成多元化形式的无铅焊料。但是，大体上焊料合金组织不会受添加元素的影响，反映出基本的二元系组织。

下面对代表性的无铅焊料组织特征进行归纳，但是对数据不足的Sn-Cu 系合金，其Cu 量由0.7wt%组成共晶，组织形式为Sn/Cu6Sm 共晶，微量的Cu 不能明显地观察其组织成分，本节暂时省略。

    3.2 Sn-Ag 系合金的组织成分

Sn-Ag 系焊料，作为高熔点焊料已经开始以无铅焊料角色进入实用阶段，特别是其固有的微细组织、优良的机械特性和使用的可靠性，成为明显的替代合金焊料为用户接受。

    图3.1 是Sn-Ag 二元合金的状态图和合金组织的SEM 照片，照片上白色的微粒子为Ag3Sn ，该合金Ag 量在3.5wt%时形成共晶点。在这个Ag 量组成以下的成为亚共晶，组成以上的成为过共晶，在照片上已充分地说明了其组织特征。这个合金组织表示了1Lm 以下的细密Ag3Sn 在Sn矩阵型基体中呈分散状的分散强化合金，由图3.1 的照片可以看到Ag3Sn 的粒子。照片只是一个截面组织，实际上具有相当长的纤维状。

    图3.2 是Ag3sn 示分散状态下的TEM 照片，As3sn 具有Sn母相及其特定的方位关系，两者界面有良好的结晶匹配性，Ag3Sn 在数Dam 大小的环上分散，环内部大体上保持无结晶的形态，晶粒直径同其他焊料相同为数拾1Lm 大小，各个环状并不表示晶界，但是环状的形成会阻碍Ag3Sn 的变位，可以说形成了一种亚晶界。

Sn-Ag 系合金具有优良的机械特性，Ag-Sn 的微细分散状和亚晶界的形成，从组成的Sn-AR二元系合金状态图上。可想象出能得到均匀的Ag3Sn 结晶（共晶）。现实中对这种环状分散状态的组织不能预测，这时有必要对其形成的机理进行研究，一个是要考虑Ag/Sn矩阵间晶格变形的缓和结构，另一个是由于不纯物的存在所生存核的不均匀性影响。作为纯度高的金属基材，最好要认可Ag3sn 分散形态的变化关系，Sn 中的Ag大致上不固溶，Ag3sn 作为稳定性好的化合物，Ag 对Sn中的固溶是不存在的，一旦Ag3Sn已形成，高温放置时也不易粗化，是一种耐热性好的焊料。

    合金中随着Ag 量的增加，表示Ag 组成共晶时，也就是Ag 量在3.5%时的环的尺寸呈细微的分散状态，合金强度逐步上升至最高，其组织与细微化相对应。但是Ag 达到4%形成过共晶状，就会出现明显的劣化，产生数拾，Am 大小的粗化Ag3Sn 板状初晶（结晶）见图3.3不管哪一种合金，如生成数拾Lm 的金属化合物，将会起尺寸面的龟裂，对有可靠性要求的合金来说是必须避免的。这也说明，焊料合金的组成，应该避免粗化脆性初晶的生成。

    在Sn-Ag 合金添加Bi 、cu 、zn 等合金元素的场合，仍可维持基本的Ag3Sn 细微分散组织。（见图3.4 ） ，例Sn-2Ag-7.5Bi-0.5Cu 组织，可看到较大的Bi 结晶，对Ag3Sn 的形成无变化，但如添加第三元素时，其组织亦会细微化。

    分析界面组织，一般Sn 系焊料／Cu 界面，从Cu侧会形成层状Cu3 Sn/Cu6Sn5 , Sn-Ag 系焊料／Cu 也不例外，形成相同的反应层结构（见图3.5 的a ） , Cu3Sn 比较簿，且Cu 和Cu3Sn 的界面较为平坦。而Cu6Sn5较厚，在焊料一侧会形成许多突起。图3.5 的照片是在试验室条件下制成的，在进入实际回流焊时所得到的结果应该是相同的。焊料接合的拉伸试验，从图3.5 的b看到其龟裂发生在半岛状突出的Cu6Sn5根部，龟裂展示在顶端附近，因此，在高强度化应力集中的界面不希望产生凹凸不平现象，最好是形成平坦的界面。

    基板组装时，由于热疲劳等因素所产生的龟裂，其应力集中的场所，对焊料弯月面、引线、基板焊区、元件材质与形状等的差异是不同的，大多数界面发生龟裂的原点是不限定的，其中在界面形成的反应层（特别是Cu6Sn5）是主要因素。Sn-Ag 系焊料焊接后在界面会形成厚的Cu6Sn5向固相状态反应时也会生成厚的CuSn。

Sn-Ag系合金添加Cu时，共晶点的改变Ag量约为4.7 % , Cu 量约在1.7%时产生共晶，例Sn-3.5 % Ag-0.7 % Cu 共晶，还存在未理解之处。这种合金如添加Zn，将会造成在提高合金细微化强度和蠕变特性的同时，焊料表面易形成坚固的氧化膜，使润湿性大大降低。

    Sn-Zn 的合金化将会发生急剧的界面反应相，可合理地利用反应控制来加以改变，这将在后面进行

Sn-Bi系合金组织成分

     Sn-Bi 系焊料，可按图3.6 表示的，能在139℃共晶点至232℃的宽熔点范围内做成合金。

     图3.7 是随着Bi 量的变化其组织成分变化的照片，属单纯的Bi/Sn共晶组织。由共晶组织到21wt % Bi的组成范围，表示了Sn/Bi共晶相和Sn相的二相组织。

     这种典型的二相领域组织见图3.8，在共晶部分Bi在10Lm以上时会出现粗化形状的结晶，由Bi的脆性会影响到焊料的机械性质。另外，在Sn相中有许多微细板状的Bi 析出，Sn基块中固溶着多量的Bi，根据状态图上的判断，Bi 量在21wt%以下时不会形成共晶组织，Bi在Sn中产生的偏析且在Bi浓度低的领域，容易形成共晶组织。

     Sn-Bi 系合金实用化的最大问题点，在靠近190℃附近做成的焊料，从状态图上采看的话，其固液共存领域相当大，这个影响作为凝固偏析的现象，在80℃时是十分稳定的合金组织，超过140℃ 后Bi 的粗化即会发生严重脆性。用低Bi 合金的DTA 评价可明显表示在139℃ 尖顶的吸热峰值，这个现象俗称为“低温共晶”，实际上称为低温共晶并不确切，仅仅是由Bi 的偏析生成的共晶溶解现象。当Bi 的组成在21wt%以下时为何会发生共晶点的溶解，这在状态图上是看不到的。

     从图3.6 中看到，10 % Bi的组成，从0点开始焊料的冷却，首先在A点出现固相，这时固相的组成是B 点的组成，Bi 浓度比初始焊料浓度低，于是，在当然固相中低状态溶液的Bi 浓度升高（C点），向后续出现的固相D点迁移，结果会产生连续性的固相和液相中的浓度变化。

     现实中，对组装基板的冷却都采用缓进形式，是为预防枝状晶体的形成及凝固的不均匀。对于生存的偏析，作为熔液残留部分的Bi 不断地浓化，到最后凝固时的熔液成分如超过21% ，就形成Sn-21Bi/Bi 的共晶组织，由此可见，从O点开如冷却到P点的温度下降，如不发生上述的分离就没有Bi的粗化结晶。关于偏析，Sn-Bi系和Sn-Ag-Bi系存在的问题，可理解为“FILLET-LIFTING ”现象。由焊料本身的凝固收缩及焊料与引线的热收缩，会对固有方向形成一定的力，而没有引线的场合会产生FILLER-LIFTING。Bi对焊区界面的偏析和通孔中的凝固，可同样理解为杠杆原理的提升，在Sn-Bi二元合金研究时，应确认包含2wt % Bi的FILLET-LIFTING ，同样要考虑添加Bi后通孔部分的FILLET-LIFTING 现象。在实用阶段还需对固液共存领域狭窄的Sn-2Ag给予FILLET-LIFTING 认定，譬如对焊区一侧电镀Sn-40Bi的场合，可认为Sn-Ag-Pb三元素固相线一液相线幅度大，这与上面的分析相同。为避免FILLET-LIFTING 现象发生，最好研制固液共存领域幅度小的合金焊料，也可抓住冷却快偏析少的主要因素，通过快冷来抑制FILLET-LIFTING 现象。Sn-Bi系合金的明显缺点，是Bi的粗化晶体，因为Bi性脆，粗化结晶的性质与金属间化合物性质相同同样会恶化机械性能，目前虽然还没看到有关这方面的技术报告，凭经验而言必须避开超过10um 的组织。另外，利用快速冷却效果，由第三元素的合金化使Bi微细分散，进而来改善Bi原本的脆性。

     Sn-Bi合金与Cu连接界面，与Sn-Bi系合金同样会形成Cu6Sn5/Cu3Sn的双层反应层，可以说对Bi的界曲反应是没有小良影口问的。

3.4 Sn-Zn系合金的组织成份

     Sn-Zn系共晶焊料，其熔点是最靠近Sn-PB 共晶焊料的，且良好机械性能的经济性合金焊料，对其进入实用化存在很大希望。图3.9 是Sn-Zn系合金的状态图，元素间大致上不固溶Sn相与Zn相呈分离状，Zn相有比较大的结晶，图3.10 是Zn量发生变化其组织变化的状况。Sn-Zn系焊料与Cu的界面，会形成与其化Sn系合金不同的界面反应相，用SEM 观察时可看到反应层的一层结构，最近用TEM观察时可观察基三层结构（见图3.11）。

     图3.11中，靠Cu一侧的层次未鉴定，大致上组成Cu/10mm左右的Cu-Zn化合层/薄的CuZn层/厚的Cu5Zn8层/Sn-Zn层次。因为Sn中Zn的活量不能高固溶Zn与浮出表面的Cu所形成的界面发生反应，化合物中Sn的固溶度很小，这是生存特异面层的原因。

     由于这个合金系界面相的变化大，可以少许灵活地利用界面反应的控制，就是说，不管哪一种合金系，因其界面强度大，所要求的反应层要薄，Sn和Cu的界面反应快，尽管在回流焊工艺中其界面反应从数秒到数拾秒，但形成的反应层已超过了10 汕mo 这里，参与反应的Zn量很少，Sn只与少量的Zn组成合金化。因此，反应层在达到（成长）数Dam 厚时就可能停止，通过反应层来进行Sn的扩散的因素很小，在短时间内不会形成Sn-Cu间的化合物。图3.12 上Zn的量为横坐标，表示了反应层厚度的变化，Zn量的减少其反应层厚亦相应减少。由此可见，有必要知道形成反应势垒层Zn量的下限值为多少程度，因为其他类型的合金添加微量Zn时也会产生同样的效果。当然，对添加时发生的耐氧化性的劣化，必须采取相应的措施。

     Sn-Zn系合金的存在问题是耐热性，这会影响其实用化的进展，经国外有关专家的试验指出，到125 ℃ 止可充分利用，特别是有150 ℃ 耐热性要求的场合，在Cu一侧与Ni/Pd/Au 等形成的反应势垒，有必要进行充分的电镀。

无铅焊料连接可靠性

     4.1 连接可靠性的特征

     随着半导体制品向小型化、大规模、高集成化发展之际，给电子工业的组装技术带来了许多新的课题，特别是针对高密度组装技术的不断发展，焊料接合部的可靠性问题己成为新的重要内容，得到了整个行业的关注。

     焊料接合部可靠性特征主要有以下几项：

     （l）接合部接受的主要负荷形态是热负荷。

     （2）使用多种新材料，做成异材接合结构。

     （3）小型且高集成，但周围结构及其复杂。

     （4）随着部晶材料的微细化，对涉及材料强度的结晶粒度、不纯夹杂物、微孔率、表面微裂、金属间化合化物层与成型前松散材料相比，松散材料的强度必须等于微细部材的强度，因此焊料接合部强度可靠性试验至今不用标准试验片方式，而实施实际的接合结构强度解析试验。

     4.2 焊料接合部热疲劳强度评价法的现状和问题点

     表面贴装电路的组装形式所形成的接合部见图4.1，通常采用机械和电的方式完成连接，这时使用的共晶焊料熔点一般在183℃，在组装电路和基板不发生损伤的情况下，可以采用价廉的树脂进行封装，当前为适应表面贴装的高密度要求，针对接合面积的缩小及接合部所承担的应力，为提高接合可靠性大多从“材料、结构、工艺”这三个方面进行改善，对基板和各种封装元器件因热胀系数差而生存的热应力，常用低循环热疲劳及蠕变试验等作为测试对策。

     表面贴装元器件与基板组装后实际形成一种复合结构，元器件经过热循环负荷后不发生接合部的断线不良，这种强度可靠性是必须具备的，但是，由于是异种材料组合形成的结构，且形状复杂，对热负荷生存的应力就不得不依赖有限单元法来进行解析。因此，作为接合部强度的评价方法有以下几项。

     （l）不用标准试验片，对组装的各类电子元器件可用热负荷测试其疲劳寿命可靠性试验。

     （2）凡符合疲劳寿命可靠性试验条件的元器件，都需进行接合部应力、应变解析，掌握确切的微接合部应力动态，对得到的解析参数分析后，设立正确的疲劳寿命评价法则。

     （3）对类似结构进行强度评价时，首先对符合使用条件的对象物进行解析，再将解析结果通过上述（2）的方法实行疲劳寿命强度评价。

     焊料接合部的热疲劳寿命评价方法，比较常用的是Coffin-Manson 法则，该方法在江苏省SMT 专业委员会出版的《 SMT 工程师使用手册》 中己作过介绍，这里不再阐述。经最近的研究，根据Norris 指出的温度循环频率和最高温度影响，提倡使用coffin-Manson 法则，由Engel-Maier 的报告，，对疲劳寿命有影响还包含最高温度的温度保持时间和平均温度等内容。焊料接合部低循环疲劳强度非线性应变成分影响的差异，还可采用应变区域分割法或应变能量分割法进行评价。这里要注意的是，进行焊料接合部强度评价时，必须根据应力应变解析结果求出作为评价基准的力学系数。设定怎样的解析模式来评价焊料接合部的力学动态，所得到的解析评价参数结果是不同的，这时还要考虑到对可靠性实验结果的解释分歧。应力• 应变解析评价模式要注意到材料特性的温度依存性和时间依存性，用解析结果来评价试验结果时，必须考虑到疲劳寿命评价法则中的平均温度与频率的影响因素。如果对评价中的材料特性的温度依存性、时间依存性的考虑是正确的，就不一定改变强度评价法则中的平均温度和频率，也就是根据Coffin-Manson 法则来进行评价。

     这里对焊料接合部产生的蠕变，通过非线性热应变评价方法经计算来解析非线性应变，再按照应力应变解析结果，利用Coffin-Manson 法则开展接合部的热疲劳寿命评价。

     4.3 焊料接合部的应力应变评价

     为介绍受热循环疲劳接合部生存的应力，应变特征，这里先以Sn 为例子，说明材料的非线性特性和蠕变动态、弹塑性特征。

     （1 ) Sn-Pb 共晶焊料的材料特性

     Sn-Pb 共晶焊料的蠕变特性可以用下式表式

     这里，εc为等效蠕变应变速度，α（MPa）为Mises 的等效应力，Q为活化能量，R为气体常数，T为绝对温度。对上式中的蠕变常数εo和蠕变硬化系数n，根据国外有关专家提供的试验数据 。蠕变特性具有很强温度的依存性，作为材料常数还包括屈服应力，在下式（2）中，áy（T-125℃）/áy（T-20℃）约为0.30。因而屈服应力在高温和低温时有很大的不同，解析时要考虑到温度的依存性，屈服应力并不表示焊料的弹塑性动态，只会对蠕变动态产生显著影响。

     áy（T）=（81.54-0.18325*T）（MPa）------------------------（2）

     这里T 为绝对温度。

     （2）解析模式

     在图4.1 表示的接合模式中，a是引线型封装接合模式，b是倒装片或BGA的接合模式，c是LCC的接合模式，图中的a点是非线性应变的集中点。

     焊料接合部的温度负荷条件有图4.2 表示的二种类型，负荷一的类型（图4.2 的a）是接合部的过负荷热循环试验（TCT ) ，一般在焊料接合部的可靠性评价试验中使用，负荷二的类型（图4.2 的b）是产品实际使用时的热负荷条件例子。

     在高温环境对结构物实行应力应变的评价方法，可在负荷区间进行弹塑性解析，在负载保持时间进行蠕变解析，但由于焊料接合部温度比原来材料使用温度要高，关键的因素是在温度变化时间对接合部正确地给予蠕变应变解析。这里为说明对不同材料解析模式对应的解析结果，由图4.3 表示了三种解析模式，图中a是对温度变化时间和保持时间总时刻的弹塑性蠕变解析。b是温度变化时间的弹塑性解析和保持时间的蠕变解析，c忽视了焊接材料的蠕变特性，在温度变化时间弹塑性解析。

     二种类型的解析模式

     对图4.1 解析的结果由图4.4 （状态l）表示，说明接合部的各等效非线性应变成分和非线性应变解析结果。这里，等效塑性应变εeqp和等效蠕变应变εeqc及等效全非线性应变εeqin 的各个增量关系式有以下几个：

     上式中δεijp、δεijc 为各种塑性应变、蠕变张量，δεijp、δεijc 为各种增量，其中的δεij 是各种张量的综合规约（定义）。

     图4.4 的模式a、b ，其表示的全非线性应变大致相同，等效非线性应变的各成分在图上得到结果就大不相同。模式a 是非线性应变的蠕变成分，模式b 是非线性应变的塑性成分。

     图4.5 （状态2）是在使用环境温度循环时得到的解析结果，图中a、b 与图4.4 的结果相就不大相同。模式c 的结果比较低，其应变振幅基本上接近0 ，说明衡量非线性应变的解析精度，还是采用模式a、b 较妥，模式c方式就不能说明问题。

     （3）解析结果

     图4.6、图4.7是接受加速试验条件和实际使用条件（图4.2）时，接合部A点的剪切应力和剪切非线性应变的磁滞曲线。

     图4.6 表示的加速试验条件是温度变化时间产生的接合部非线性应变，温度保持时间形成的蠕变应变可以忽略，热循环试验对接合部授予的由温度变化负荷造成封装体与基板间的线膨胀失配是一种强制位移方式。由非常强的蠕变动态发生的接合部非线性变形，大体上在温度变化的同时会产生封装体与基板的线胀失配，在温度变化结束时蠕变变形将达到饱和状态，而在温度保持时间产生的蠕变变形是比较小的。但是，上面的解析结果并不适用于全部的热循环问题。图4.7 是实际使用环境的解析结果，在保持时间内所产生的接合部非线性应变振幅很大，这是不可忽视的。进行使用环境接合部的强度评价，注重保持时间内的应变评价是正确的。

     图4.8 是在各个试验时间区间产生的非线性应变振幅，关于非线性应变在温度变化时间和温度保持时间，从图4.6 、图4.7 表示的结果是同样的。对应变振幅值的解析图4.8 （状态l ） ，在保持时间其蠕变应变振幅较小，集中在保持时间的初始状态。

疲劳寿命试验法和评价法

     4.4 疲劳寿命试验法和评价法

     （l）热循环加速试验和疲劳寿命评价方法

     作为接合部热循环疲劳强度评价的试验方法，最好使用热循环加速试验，为验证上述采用应力解析方法说明非线性应变振幅和热循环疲劳试验对接合部疲劳寿命的关系，利用非线性应变振幅施行的接合部热循环疲劳试验结果由图4.9 表示。图示说明采用几种不同的条件得到的疲劳寿命结果差不多在相同的直线上，评价应力应变首先要正确评价各试验区间（温度变化和温度保持）对蠕变的影响，同时还需考虑焊料材料的温度依存性。在材料的时间依存性和温度依存性正确评价的基础上，利用接合部生存的非线性应变振幅，再根据Coffin-Manson 法则得到接合部的热疲劳强度，热疲劳强度评价公式见下面。

 

     这里的Nf表示接合部的疲劳寿命，△εeqin 是根据材料的时间依存性和温度依存性评价后得到的接合部非线性等效应变振幅。用热循环疲劳实验可以减少表示强度特性的△εeo、m系数，这是试验时需注意的一点。

     （2）机械性疲劳试验和疲劳寿命评价方法

     在研究接合部热疲劳寿命时，常用热冲击试验机进行循环试验，但是热冲击试验机的高温、低温保持时间比较容易控制，由高温到低温或由低温到高温的温度变化时间较难控制，因焊料接合部形状的不同有时要实行不同的疲劳寿命试验，就需改变试验温度等级，原来设定的高温侧温度为125℃-150℃ ，针对使用温度20℃-80℃ 的共晶焊料（熔点183℃）这样对上面的热循环试验条件有必要重新考虑。

     热循环试验存在的问题是，对接合部采用的是热疲劳寿命加速试验，很少采用作为实际使用时的模拟试验。另外，在实际使用场合设计的接合部疲劳寿命最少为10周期（循环），每试验一个周期最短时间为20 分钟，10的周期需要4-5 个月以上的试验时间，这种评价方法化费的代价太大。在新产品投产期间，投资商所希望的热循环疲劳试验至多1-2 个月。

     近年来，作为热循环疲劳试验的替代方式，有人提出了机械等温疲劳试验方法，即考虑到焊接材料的温度依存性，使用经应力/应变评价得到的非线性应变振幅，按统一的热循环疲劳寿命评价方式一一接合部低循环热疲劳强度评价来获得结论。对焊料接合部施行恒定温度下的机械往返荷载，由接合部产生的往返型非线性应变的模拟，完成热疲劳强度的评价。

     剪切型机械性疲劳试验方法说明的试验结果，记述了机械疲劳试验和热循环疲劳试验的相关关系，也说明了作为疲劳试验替代方式的妥善性。机械加速试验的特征有以下几点。

     （a）可以进行比热循环试验的速度（时间）宽得多的机械性试验。

     （b）可以正确地控制对接合部施加的应变速度。

     （c）根据已控制的应变速度，可对接合部的非线性应变成分比进行正确控制，并由各应变成分（sc、sp）调整对接合部生存的不同损伤。

     （d）可在恒温下对接合部设定任意的应变范围，得到近似于大的或小的热循环试验结果。

     微型结构的疲劳试验可分为负载控制试验和位移控制试验二种，负载控制试验依赖于测力传感器的测试精度，现常用1/5000 的全频式测力传感器，但由于电子器件接合部的疲劳破坏产生的封装体与基板间的线胀失配，接合部遭受的负荷与强制位移模式相似，为此，执行接合部热疲劳强度模拟试验时，也可采用位移控制方式，。在电子元件进入小型化时代，开展接合部位移控制试验，其位移行程可设定在10 微米到数拾微米间，位移精度可控制在0.5 微米以上。

     图4.10 是剪切型机械式疲劳试验机外观，试验时将夹盘固定在工作台上，由线性传动装置作左右方向的往复运动。在位移控制场合，通过装置上的位移仪测量最大，最小位移量，这时试验片粘接在封装体上部夹头上，分别与基板下部、夹盘固定。试验片的限幅方法是影响试验性能的主因，这里通过限幅来避开对试验片的限幅负荷，特采取了限幅装置设计，以提高试验的可靠性。

在室温20℃时施行的二种应变速度的机械疲劳试验结果由图4.11表示，接合部应变速度在0.4%/S场合，产生的是非线性应变的塑性应变万分，应变速度为0.003%/S时产生蠕变应变，两都结果的比较，往返蠕变应该显示的疲劳寿命△εsc和往返塑性应变显示的疲劳寿命△εp，其产生的差异不大。说明可利用接合部生存的非线性等效应变幅度进行接合部疲劳寿命的评价。

     图4.11的结果也表示了热循环疲劳试验的结果，说明各个应变速度的机械疲劳寿命特性是一致的，也意味着所有疲劳寿命结果可用一条近似寿命曲线来表示，就是通过前面的公式（4）来进行疲劳寿命的预测。

     (3 )BGA 接合部的疲劳寿命评价

BGA 焊接接合部大多用回流工艺形成，利用常规的回流焊工艺要使各接合点形状都一致是困难的，BGA 接点（引线）的疲劳寿命与其接点形状有很大的关系，为提高BGA 的接合部疲劳寿命可考虑做成各种各样的接点形状。

     图4 . 12 是三种不同BGA 接点形状，其疲劳寿命评价结果见图4 . 13 ，纵轴表示非线性等效应变振幅，是利用三维有限单元解析计算对接合转角部应变的平均值。

     各种BGA接合部疲劳寿命形状并不是曲线，而是相同的直线状，其线性倾斜接近2. 0, 因此BGA 的接合部疲劳寿命可以按下式进行评价。

       △ εo 是系数，显示BGA 的接合部寿命特性，在不考虑 BGA 接点形状的情况下，可以用上式进行非线性应变的评价，不过要注意的是，表示疲劳寿命特性的厶80与常规贴装型 SMD 是不同的。

     4.5 BGA/无铅焊料（Sn-3.5Ag-0.75Cu ）焊接的疲劳寿命评价上述评价方法是针对Sn-Pb 共晶焊料的疲劳寿命评价方法，但也适用于其他类型焊料的评价。采用 Sn-3.5Ag-0.75Cu无铅焊料接合的BGA 接合部评价结果参见图4.14。结论与使用Sn-Pb共晶焊料评价的结果相同，同样可用 Coffin Manson 法则评价其疲劳寿命。

无铅焊料的疲劳特性

     5.1 焊料的等温疲劳试验

     各类电子产品是在温度不断地变化状态下使用的，由lC 封装、印制基板、各种各样元件工作时的热涨差所引起的变动位移，其应力通常都会作用于最薄弱环节― 焊料接合部，造成热疲劳损伤。因此，进行高可靠的焊料接合部设计，首先要理解无铅焊料的等温疲劳特性。

     焊料接合部的结构在硅芯片和陶瓷基板等刚性比较高的场合，例BGA ( ball grid array 等）焊球的应力松驰速度快，给接合部的最大应变是高温时的保持时间及应变控制的往返变形负荷。对QFP、PLCC等使用场合，焊料的应力松驰速度比前者慢，到达高温时是暂时性的间断变形，属应变控制与荷载控制混合形态下的往返变形负荷，然而，不管哪一种场合，应变控制的疲劳是主要的，在实验室进行上述疲劳试验时，应变控制方式是可实现的。

     试件经受的负荷样式，BGA类主要是剪切应变负荷，QFP、SOP类不仅是剪切应变、是与拉伸压缩棍在一起的复合模式。在多轴应力/应变条件下，一般采用VonMises 等效应力和等效应变。对于单轴拉伸模式的等价应力/应变，可利用有限单元法等的模拟方式求得接合部疲劳破坏等效应变，用拉伸压缩模式由焊料的疲劳试验结果，来推算其疲劳寿命。

     由于焊料接合部存在脆性金属化合物状的接合界面，需通过重迭接合评价反映接合界面的影响，S n-3.SAg 焊料的拉伸疲劳试验结果和Sn-3.5Ag/Cu 铜接合体的剪切疲劳试验结果比较由图5.1 表示（组成单位mass%、下同）图上纵坐标根据下式求得VonMises 等效应变，横坐标为疲劳寿命。由图5.1 看到，拉伸模式的疲劳试验结果与剪切模式疲劳试验结果差不多在同一条直线上，这意味着，采用VonMises 的等效应变方式，可对焊料拉伸模式疲劳结果和接合体剪切疲劳结果进行直接比较。下面说明的是利用应变控制方式对Sn-Ag 系无铅焊料铜接合体的等温疲劳试验结果。

     5.2 Sn-Ag 系无铅焊料的疲劳寿命范围影响。

     图5.2 是Sn-3.5Ag-Bi 和Sn-3.5Ag-ln 无铅焊料、图5.3 是Sn-3.5Ag-Cu 和Sn-3.5Ag-Zn 三元系无铅焊料利用拉伸模式的疲劳寿命及塑性应变范围的影响表示，图上纵坐标是塑性应变范围的对数，横坐标是负载降低到50%时往返数的对数、这里控制波形为对称三角波，应变速度是不含蠕变影响的5×10^(-3)*5^(-l)。

     一般10^4周期以下的破坏称为低循环疲劳，由Coffin Manson法则成立的下式可以确认。

        △εp*Nf^a=C----------------------------------(2)

     上式△εp印塑性应变范围，N为疲劳寿命，a、c 为材料常数。

     不同合金的等温疲劳特性略有差别，Sn-3.5Ag 有良好的疲劳特性，其寿命是现行Sn-37Pb的10倍左右，在添加Bi形成三元合金后，焊料的疲劳寿命随Bi的浓度增加而降低，添加比率2%时约1 / 10 , 5 %Bi 约1 / 100、10 % Bi约1 / 200。添加其他元素例h、Cu、Zn等对疲劳寿命不会产生大的影响，通常比率在2％时，可与Sn-3.5Ag具同样优良的疲劳特性。这种倾向可由图5.4 表示，与拉伸断裂伸长性的减少很相似，拉伸断裂伸长性       D = In [100 / ( 100-RA )] ，RA为断面减少百分率，总之添加元素对低循环疲劳寿命的影响、由各种合金的断裂伸长性（D）来支配。图5.5表示的是各合金的疲劳寿命（断裂伸长性标准为ZD ）存在factor 三种程度的偏差，也可用一条直线来表示，说明Sn-3.5Ag 系无铅焊料的低循环疲劳寿命，不考虑合金组成所支配的断裂伸长性，还可用 Coffin-Manson 来给予预测。

     图5.6 是Sn-3.5Ag-Bi/铜接合体的剪切疲劳寿命对塑性应变范围的影响，纵坐标是剪切塑性应变范围的对数，横坐标是载荷降低至50%时的往返循环数对数，控制波形为对称三角波、应变速度5×10^(-3)*5^(-l)。各接合体的疲劳寿命及塑性应变范围的影响与原来的焊料结果相同，随着Bi 浓度的增加而降低疲劳寿命。接合体在接合界面形成脆性Cu6Sn5 金属间化合物层，这个化合物层将影响到焊料的疲劳特性。

     Sn-3.5Ag 与sn-3.5Ag-SBi 无铅焊料剪切疲劳试验后的接合体断面照片由图5. 7 展示，从Sn-3.5Ag接合体断面Cu6Sn5观察发现，疲劳后的开裂在金属间化合物层内部展开，显示了与焊料的强度关系。在含Bi 较多、因焊料层强度高，焊料层负荷应变松弛前的脆性金属化合物层是发生破坏的起因，Bi 伸长性的降低，不会使焊料的疲劳特性降低，是由于强度显著升高而导致接合界面的破坏，从而降低了接合体的疲劳寿命，因此，Bi 添加量的多少是需要注意的。

     5.3 无铅焊料的疲劳寿命及应变速度对保持时间的影响

     在高温（大于0.4Tm ）应变速度慢的场合，即最大应变时长时间保持状态会发生应力松弛和蠕变，这时，蠕变和疲劳损伤的重叠，将形成疲劳开裂与蠕变空穴的混合破坏模式。作为蠕变疲劳相互作用的基本研究方法，对应变控制疲劳频率和保持时间的影响、这里以钢铁材料（黑色金属）作为研究中心。经研究发现，采用钢铁材料与焊料经过基本的高温疲劳，试验后的结果基本相同。图5.8 是在总应变范围1% , Sn-3.5As 疲劳寿命及应变速度的影响，5×10^(-3)*5^(-l)以上的应变速度区域，疲劳寿命是固定的，在此以下会随其应变速度疲劳寿命逐步减少，这个倾向在Sn-Pb 系提供的报告中基本一致。应变速度5×10^(-2)*5^(-l)和1×10^(-3)*5^(-l)试验后的断面组织由图5.9 表示，5×10^(-2)*5^(-l)时开裂的展开出现在结晶晶间和晶粒内，在应变速度比较快的场合可能会成为晶间破坏和晶粒内破坏的混合模式。在应变速度为1×10^(-3)*5^(-l)空穴所生存的晶间，其破坏模式也可确定为疲劳开裂和蠕变空穴的混合形式。

     上述说明，无铅焊料的应变速度在1×10^(-3)*5^(-l)以下时，将由单纯疲劳• 蠕变形成重叠型损伤机构，会使寿命降低。

     图5.10 是在总应变范围1%、Sn-3.5Ag-x 合金的疲劳寿命及拉伸保持时间的影响示意，可看出，在最大应变时经设定的保持时间不论哪种合金的疲劳寿命都显著降低，但保持时间经120S后寿命降低的趋势基本饱和。说明在保持时间中是产生蠕变应变的原因，保持时间越长蠕变应力越大，当蠕变空穴增加则疲劳寿命减少，这个疲劳过程与确认Sn-Pb 系焊料的疲劳寿命基本是相同的。但是，从设定的拉伸保持方式分析，不考虑各合金的寿命优劣关系，同样用对称三角波试验时，添加Cu 和h 比添加Bi 有更好的疲劳特性。

     上面的内容均就室温试验而言，在实际进行寿命预测时，要考虑到应变波形对疲劳寿命的影响。Sn-Ag 系无铅焊料的等温疲劳特性，基本上与原来对钢铁材料进行的高温疲劳解析方法同等，但是，目前研究的项目还不多，没有充分、详细的使用数据，今后对接合界面的形成、热疲劳机理、高精度寿命预测等还需开展更为广泛的研究。

无铅焊料的热疲劳特性

     对无铅焊料进行热疲劳研究是最近才开始的事情，至今还没有构成完整的寿命预测模型，美国NCMS (NationalCenterforManufacturingSciences）的Lead Free solder project 曾对无铅焊料的热疲劳特性作了大量的研究。

作为焊料接合部热疲劳特性的评价方法，有通过视力对疲劳开裂的评价方法、利用电阻值变化的计测方法、或通过剥离试验对接合部剩余强度进行测定的方法等，对有框架引线类的QFP、PLCC等大多采用剥离试验求出接合部剩余强度再进行评价的方法。

     图6.1-图6.4是将QFP 通过Sn-3.5Ag-x系无铅焊料组装于基板后，经热循环测试的器件与基板接合强度变化，及各个循环数的接合强度在初始强度下的减少关系（表示单位mass %）采用的QFP 试件由图6.5 表示（引线间距0.65mm、线数100）。

     QFP 的引线电镀了Sn-20Pb ，热循环制订二种方式，-30℃-130℃ 温度范围（△T-160K ）和。0℃-100 ℃ 温度范围（△T = l00K )，升降速度1.78K/min，保持时间10min，采用气相式温度循环试验机。接合强度使用万能精密拉伸试验机，用0.5mm / min 的十字型滑块速度将引线框对着Cu 焊区垂直方向进行拉伸，在试验次数到30 次后，再用威伯尔曲线图计算出平均拉伸强度。

     各焊料接合部的初始强度，除去合金Alloy H ( Sn-7.SBi-ZBi-0.SCu）以外，其余的接合强度都在其以上或同等。Sn-3.5Ag在添加Bi 后，其接合强度有上升的趋势，在2%时其强度达到峰值，其它场合强度都表示了降低趋势，Alloy H 合金所显示的初始强度与其他合金相比是最低的。

     在添加Cu 的场合，接合强度同样显示上升，到1%时，比Sn-37Pb 、Sn-3.5Ag 有更好的接合强度。分析AT = 100 K 时各合金热循环和接合强度的关系，不难看出Sn-3.5Ag、添加Cu 后的接合强度下降趋势缓慢，而添加Bi 后，不管哪种合金都随着热循环数的增加接合强度明显下降，对添加Bi比较，Sn-3.5Ag 添加Cu、其强度下降非常少，即进入1200次循环后也不出现热疲劳损伤，具极优异的热疲劳抵抗性，而添加Bi 的合金焊料、其显示的接合强度，有的比Sn-37Pb还低。由此说明，在△T=100K 温度循环下，要保证无铅焊料具Sn-37Pb 以上的热疲劳抵抗性，Bi 添加量的界限为2%。

     △T=160K 与△T=100K的比较，强度跌落的斜度较大，与添加Bi 的合金比较，Sn-3.5Ag 和添加Cu 的合金热疲劳特性良好、强度下降系数与△T=100K相同。Sn-3.5Ag的热疲劳抵抗性最好，在1200次循环后强度还保持在初始强度的80%添加Bi的合金强度降低与其浓度有关、在1200次循环后其强度为初始强度的20%程度。添加Cu的合金，明显地受到热疲劳损伤，1200次循环后其强度大体上与Sn-37Pb相同。

     热疲劳试验证明，在△T =160K时，特性超过目前Sn-37Pb所具热疲劳抵抗的合金有Sn-3.5Ag或添加1%Cu以下的合金焊料，从合金熔点的观点考虑，Bi的含量多对其合金性能比较有利，从热疲劳抵抗观点考虑，Bi的含量应该加以限止．

     6.2 QFP/焊料接合部的热疲劳损伤过程。

     △T = 160K ，经200、400次循环后Sn-3.5Ag、Sn-3.5Ag-0.5Cu、Sn-3.5Ag-5Bi 焊料接合部的各种断面组织由图6.6 表示。对其断面组织观察，先用2400＃的金刚砂研磨观察面，再用1mm 的金刚石研磨膏进行抛光研磨，经光学显微镜分析、200 次循环后的Sn-3.5Ag 和Sn-3.5Ag-0.5Cu 焊料接合部看不到热疲劳的开裂，Sn-3.5Ag-5Bi 接合部，在焊料弯月面上部发现有裂纹，其裂纹已接近引线框。400 次循环后的观察分析、各个合金接合部均已发生裂纹，Sn-3.5Ag 的接合部裂纹的进展量较少、Sn-3.5Ag-0.5Cu 接合部裂纹已接近引线框，Sn-3.5Ag-5Bi 接合部的开裂就更严重。热疲劳开裂进展倾向，用拉伸的强度下降系数来反映或评价热疲劳损伤看来是妥当的。另外，开裂在弯月面上部发生后，会向内部发展，并进一步沿引线框进展的状态，这可称为热疲劳损伤过程的前半部（显示焊料疲劳特性），焊料/引线框界面的开裂进展状态可称作热疲劳损伤的后半部，暗示了QFP/焊料接合部的热疲劳特性。

     热疲劳损伤过程的前半部与焊料的低循环疲劳特性相似，也意味着焊料疲劳特性是热疲劳特性的反映，特别是△T=100K场合，热疲劳试验结果与焊料疲劳特性间有着良好的相关关系。

     Sn-3.5Ag 和Sn-3.5Ag-SBi 系合金接合部疲劳开裂的过程，经扫描型电子显微镜观察照片由图6.7 表示，(△T = l 60K )。图示说明，热疲劳开裂在弯月面上部发生后向弯月面内部进展并沿着引线框展开。Sn-3.5Ag接合部疲劳开裂状况。由图6.7（a）表示的那样会在生存界面的金属化合物层附近展开，Sn-3.5Ag-Cu的接合部损伤与上述的相同。S n-3.5Ag-5Bi 接合部的开裂进展情况在图上也可确认，该合金是Bi 含量多的高强度焊料，因焊料层强度高，受负荷的应变在焊料层不能充分吸收，开裂都发生在接合界面的金属化合物层内部，通常，开裂都从破坏韧性低的化合物层中向伸长性好的焊料一侧缓慢地进展。然而，含有Bi 的合金热疲劳抵抗低，造成焊料本身的疲劳抵抗性低，这是开裂过程容易通过的原因。另外，比引线框电镀中含有Pb或Bi-Pb，会在Sn-3.5Ag-5Bi焊料的接合界面附近偏析，开裂也会沿这个Pb层进展，有这种因素引起的热疲劳抵抗劣化，也是需要考虑的。

     关于无铅焊料热疲劳特性目前的研究，只能在有关限止的条件下加以相互比较，今后进行正确寿命预测的详细研究是必要的。（利用模拟型热疲劳试验机）Sn-3.5Ag 和Sn-Ag-Cu 系都具优异的热疲劳特性。但是在当前使用时，由于组装基板和元件的表面处理还未做到无铅化，在生存接合界面的各种金属化合物层将影响到接合部的热疲劳特性，这是无铅焊料应用中的问题悬念。为今后得到可靠性良好的接合体，对各种因素的问题更要执行详细的基础研究。

无铅焊接的实际应用事例7.1 Sn-Ag系（高温型）--------------------NEC的应用事例

     7.1.1 在回流焊接中的应用

     目前已经开始应用的无铅焊料，Sn-3.5Ag-0.75Cu 对回流焊／波峰焊／手工焊都适用，回流焊专用的常选择Sn-2Ag-3BI-0.75Cu。由于目前电子元件的电极还未全部都做到无铅化，本节讨论、评价的主题还是以现行使用的电镀Sn-Pb 电子元件作为讨论对象。

     （l）无铅焊膏基础评价

     回流焊接使用的无铅焊膏，除了必须适应应用中的印刷／元件贴装／回流焊等工艺外，与原来焊膏相同，还需要进行润湿性、焊料球、印刷性、印刷塌边、加热塌边、触变性、焊剂可靠性等方面的评价。

     表7.1 是有关无铅焊料扩展性、焊料球的测定比较（图7.1）。采用无铅焊料的液相线（216-220℃）加上50℃的270℃进行测试，（焊接A ，在回流温度240℃时也进行了测定），与Sn-37Pb 的焊料相比，焊料A/B 在润湿扩展性上有明显的跌落，其中添加3 % Bi的焊料B，比焊料A 的扩展性要好。

     焊料球试验：24 小时内的凝聚度在2 以内，焊料粒子的氧化比较少，状态良好。铜板腐蚀试验，铜镜腐蚀试验、迁移试验、焊剂可靠性等全部通过，操作工艺评价例印刷性、塌边性、触变性等，无铅焊料A、B与Sn-37Pb的性质基本相同，不存在使用上的问题。

     作为无铅焊料润湿性低的理由，与Pb比较主要是金属氧化物生成的自由能较稳定，是由金属性质所产生的现象。在认识其润湿性质后，可经焊剂的改进和在NZ 气体中进行焊接等方式，来增加无铅焊料的润（2）接合部评价

     对0.5mm间距的QFP 执行抗拉强度与剪切强度的测定。条件：两面回流焊接，一次预热（烘烤），焊接温度240 ℃（峰值）升温曲线，在所定的温度循环试验实施后，观察强度性质和断面组织。强度方法见图7.2，元器件测定结果汇总在表7.2，强度变化见图7.3经试验，QFP 的抗拉强度在不加入Bi，焊料A（Sn-3.5Ag-0.75Cu）破坏大体在焊区部剥离，依存于焊区强度；加入3% Bi的焊料B（Sn-2Ag-3Bi- 0。7Cu)到300 次循环，在焊料接合界面的破坏比较多，其强度比Sn-37Pb低。超过500循环从焊区上脱离，与其他焊料无明显差别。

     片式元件的剪切强度对钽电容来说有明显差异。从图7.4 中，Sn-3.5Ag-0.75Cu 焊料与原来的 Sn-3 7Pb 相同热循环后强度不降低，在 500 循环后元件电极的剥离发生在焊料接合界面以外的地方Sn-2Ag-3Bi-0.7Cu 焊料的剪切强度最大会减少约 30 ％，将在焊料接合界面产生破坏，从初始断面比较，Sn-2Ag-3Bi-0.7Cu形成的弯月面大，故接合面积比Sn-3.5A g-0.75Cu要宽。

     含有Bi 的Sn-2Ag-3Bi-0.7Cu 焊料，断裂界面发生在接合界面处，与接合面积、应力、应变无关，主要是焊料中的Bi 增加了其抗拉强度，作为整个接合体来看待的场合，说明焊料延伸性的重要，不可按照原来的应力/应变产生的接合界面破坏这样的思路来进行推测。上述成分的焊料Bi 的添加量未超过3 % ，这样焊料强度不受损伤，在润湿性得到改善的同时，其液相线只是稍微有些降低，但是对接合可靠性来说，显示的作用是重要的。

     （3）在便携式信息产品Mopailegea，上的应用

     用S-3.5Ag-0.75Cu 焊料应用于微型信息产品上的试分析Mopailegea，该产品基板装有1.27mm间距的BGA、0.5mm间距的QFP , 0.5 间距的连接器，1.0×0.5mm的片式元件，回流焊的峰值温度采用液相线巧50℃到270℃，由于事先考虑到部分塑封元件的受热变形，连接器等元件在焊接后再进行组装，焊膏的印刷，元件装载没有出现不良，也没发生因基板变形产生的IC 损伤，在经过样件运作试验后，进入批量化生产。

     回流焊接使用270℃的高温，对耐热性差的元件是比较担心的。后一种试验，采用的焊接峰值温度设定在220℃，温度保持时间在25秒左右（见图7.5 ) ，试验中连接器没有发生变形，焊料的熔融性良好，说明这种焊接方式是可行的。为使元件遭受的热应力低一些，焊接温度的均匀化是重要的。

     （4）剩余课题

     利用Sn-Ag系高温焊料进行回流焊的最大课题是电子元件焊接时的损伤，因目前大多数电子元件是针对Sh-37Pb 焊料而设计的，其中比较典型的簿型的LSI 封装和塑封件连接器等，存在的问题大。组装中对热容大的大型QFP、BGA有必要对其端子部加热，如果同时存在热容小的元件一起加热，很可能就会产生对元件的过热，即超过了元件承受的耐热温度。

针对Sn-Ag系焊料的应用发展，在减少对多引线LSI 和小型元件使用限止的同时，设法增加元件的耐热性，适当降低回流焊的最高温度，提高回流炉的均匀加热能力，提高焊接预热温度，改变元件电极的设计等都是急需要着手进行的课题。

     7.1.2 在波峰焊接中的应用

     使用焊料槽的波峰焊接，最好希望所用的焊料为单纯组织，以得到变化少，稳定性好的焊接，现选择Sn-3.5Ag-0.75Cu 作为波峰焊接用无铅焊料。

     （l）波峰焊工艺

与原Sn-37Pb 相比，无铅焊料的熔点比原来的要高出60℃（240℃-250℃）。波峰焊接过程是基板焊接部分加热，元器件的本体一般不与焊料接触或接触时间很短，对元器件来说耐热性基本没有问题，Sn-3.5Ag-0.75Cu 无铅焊料的波峰焊试验，其焊接温度设定在250℃，工艺上存在的问题是：

     a. 润湿性恶化

     b. 容易发生焊料浮渣

     为改善焊料的润湿性，考虑的方式是增加助焊剂的活性，从环境保护角度出发，最好选用活性度弱的免清洗焊剂。用2500（2 进行的波峰焊接，其焊接质量接近于Sn-37Pb ，没有出现焊料向未插入元件的通孔扩展的现象（见图7.6），焊料的扩展现象不仅针对于高温系无铅焊料，是整个无铅焊料范围的共题。防止焊料生存浮渣的对策是防氧化剂、还原剂，从焊接设备一侧考虑可选择NZ 波峰焊和合适的焊料喷口，另外，无铅焊料的价格比Sn-37P h 高，可控制焊料投入量的无铅焊炉设备已进人市场，也可使用带焊料槽再循环使用部件的设备。

 

     （2）弯月面提升的课题

v在使用Sn-Bi 系焊料进行波峰焊接时会产生弯月面提升（Fillet-Lifting）不良情况，由图7.7 展示。对焊料元素分布状态分析的话，可看到在焊料和Cu 焊区界面生存的偏析，这是在导热系数大的引线附近焊料开始凝固的原因，而造成弯月面的提升。在图7.8 上可看到，随着固化现象的组织变化，由Bi的偏析使焊区周边形成Bi-rich 状低溶点部分，再由引线和焊料热收缩产生对低熔点部焊料的拉伸，从而造成了焊区部的上浮现象。

     不仅焊料使用中会发生低温相，作为焊料和电镀使用的S-Ag-Pb 和Sn-Pb（指贴装元件电极）其熔点比Sn-Ag系焊料低，应用中也同样会发生低温相，说明了焊料与电镀关系的重要性，焊料弯月面提升的发生机理有以下三点。

     ① 由焊料本身产生的低温相。

     ② 由焊料与电镀关系产生的低温相。

     ③ 在固液共存领域大的场合所使用的焊料。

     在末插入元件的通孔部和由于焊料的热收缩及凝固收缩现象均会产生焊料的弯月面提升，作为对策，要注意到焊料本身的低温共晶和基板的表面处理，并对电镀选用的元素与形成低温相的关系也必须注意。无铅焊料的应用不仅仅是焊料的替换，所对应的基板表面处理、元件电极电镀、焊接工艺设定等均是重要的因素。

无铅焊料的应用说明    

     7.2 Sn-Ag-Bi 系（中温型）------------------日立公司应用事例无铅焊料的应用说明

     7.2.1无铅焊料的应用说明

    日立公司对无铅焊料的应用目标，2000 年在各类产品中达到50 % , 2001 年将达到1 00 ％。目前己经开始应用的无铅焊料大致分为表7.3 中的三类，即作为高温系的Sn-Ag ，普通基板和耐热性差的元件不能使用该焊料。焊接温度偏低，可保证中度可靠性的中温系Sn-Ag-Bi 焊料和耐热性非常低的产品用的含Bi5％及57 % ，回流、波峰焊用低温系焊料。

    表7.3 无铅焊料分类和川途

    无铅焊料实用化的优选顺序应根据产品的可靠性为首要因素，此外，回流焊场合，应以焊接温度、机械特性、熔融特性、成本为重要因素。波峰焊场合，应将使用成本、使用长期性（耐氧化、不纯物等问题）作为考虑的重要因素。

高温系Sn-Ag 无铅焊料因具耐高温性、耐热疲劳性、耐蠕变性优点，接合可靠性方面没有什么问题，也就是焊料本身没有问题，被接合体（元件、基板等）因受到强的应力，有时可能会产生损伤，增加无铅焊料使用时的缓冲作用是用户所期望的。在即将要进入无铅化时代之际，去除接合界面的破坏应力因素，实行非破坏组装设计要个重要课题。

    在无铅化的过渡时期，大部分电子元件仍电镀Sn-Pb，在使用无铅焊料时，对焊接好的产品有必要进行可靠度的认定。中温、低温系无铅焊料所对应的使用对象应该明确，作为生产企业，应该具备无铅焊料的基础数据、制品可靠性数据、评价数据、使用界限、使用方法的规定等技术资料。

    7.2.2 在回流焊上的组装应用

    ( l ）焊料组成与引线上的金属层及组装的接合强度关系

当前的电子元件电极上电镀的（Sn-10Pb ) , Pb量约为10mass % , Sn-Ag-Bi 系无铅焊料对元件电极镀层的影响可通过接点的可靠性评价来表示。

    从前面所知，焊料中的Bi 会使接合强度降低，为确定这个因素，特对Sn-Ag-Bi 焊料的Bi 量在0-57mass％范围内的变化进行了模拟试验，试验用引线宽3mm，厚0.15对试验基板执行90 度剥离测试，来测定接合强度，分析断面状况（见图7.9 ) 。

    试验用引线有二种，一种是电镀Sn-Pb 的42 合金，另一种为Cu 引线，结果显示，Cu 引线对Sn-Ag 添加Bi 后不太敏感，在Bi量5mass％基本无变化，但42合金引线在Bi 量2mass％时，接合强度明显下降。从破坏剥离面的分析，引线侧、焊料侧的剥离面由图7.10 展示，破坏断面发生在引线与焊料的界面附近，按Bi量其破坏状态存在着差异。不含Bi的破坏断面、引线侧有残余焊料，说明是焊料中的破坏，与过去Sn-37Pb的破坏模式是相同的。

    Sn-Ag 在添加2mass% Bi后，引线侧的焊料开始减少，结论是42合金上生成的化合物层和焊料界面的破坏，而Bi 量的增加在焊料一侧是前的比例多，说明不参与反应的Bi 在界面析焊接后Sn、Pb、Bi三元素的掺合，大约97℃Sn-Pb-Bi 三元共晶析出，将Sn-2.5Ag-15Bi + a与Sn-10Pb 金属层焊接组成的接合部进行DSC 测定结果见图7.11。97 ℃吸收的峰值，并析出三元共晶，这种析出状态对实际使用时是否会造成可靠性影响，能否在高温环境中使用等问题都要加以预测。

    使用剥离试验方法测定比较容易，测定时的引线刚性可能比实物要强，同时这种测定方法与接合界面扁平部的大小所取得的数据，能否代表普遍性，还有待进一步探讨。除此之外，还有前几章介绍过的对QFP 封装进行45 度方向的剥离拉伸测试，这时接合点对应的是剪切方向、垂直方向力，引线的刚性比前者小，因焊料组成、镀层的差错，会对敏感性表现不一，但属于实物性测试，这二种试验方法，各有长短，可以并用。

    Sn-3Ag-Cu 高温系、Sn-3Ag-SBi 中温系、Sn-2.SAg-15Bi 低温系与各种金属镀层的接合强度见图7.12 。图7.12 中的虚线表示是原来Sn-37Pb 焊料与42 合金的接合强度，弯月面强度12ksf ，扁平部强度1.5ksf 。Sn-3Ag-cu 焊料与Sn 、Sn-Bi 、Sn-Pb 镀层的弯月面强度比原来强，但在扁平部却显示不出长处，由于抗挠性等初始强度对弯月面部的作用，给扁平部带来的强度降低影响可能考虑不到，这是需要改善的。含Bi5mass%、15mass%焊料与Sn-3Ag-Cu 比较，接合强度显著减少。

     ( 2 ) Bi 浓度的变化与接合部的温度循环试验

    图7.13 是Sn-3Ag-0.7Cu 焊料中由Bi 量变化的示意，条件：42 合金引线电镀Sn-10Pb ，温度-5℃-125℃，1小时/循环，经样板封装温度循环的试验结果。样板封装的接合点是按照承受大的应力，应变作用设计的，剥离强度与前述相同，由Bi 量的增加而寿命下降。图示中，没有Bi 的场合，开裂沿着引线在焊料中进展，除去快速情况下的焊料开裂，焊料的破坏靠近在界面附近，由Bi 量变化的断裂寿命同初始剥离强度表示的破坏强度一致。在加入Bi 的焊料场合，把焊料镀层由Sn-10Pb 改为Sn 镀层，这时界面强度提高，且不易生成低温相，寿命可大幅提高。但是，目前元件电极的镀层不可能在短期内全部改成Sn 镀层，在这个过渡期可以对应使用没有Bi 的高温系焊料和加入少量Bi 的中温系焊料，想必是可行的。

3) 含 Bi 量多的低温系焊料可靠性评价

低温系 Sn-2Ag-7.5Bi-0.5Cu、Sn-2.8Ag-15Bi、Sn-2Ag-22Bi、Sn-1Ag-57Bi 四种焊料的熔点、回流温度、机械特性等汇总在表 7.4 。该类焊料与 Sn-10Pb 镀层 ( 引线 ) 的 QFP 在-55-125 ℃ 温度循环试验中，对接点要求是严格的。图 7.1 4 左面是200 次循环后的接点外观、右面是 100 次循环后的接点断面，含Bi 量在 7.5 ％、15 ％时看不到异常情况， 22 ％时可看到焊料中的空孔，57％时组织有明显变化。

空孔发生的原因， Sn-Bi-Pb 约 97 ℃ 时生成低温相， 57Bi 在 137 ℃ 低温相时由 Pb 的进人而造成的。含 Bi 多的焊料，占有共晶组织的比例多 ( 见图 7.15) ，当镀层成分 Pb 进入，作为初晶形成的熔点比较高， Pb 进人在 Sn 晶间生成的 57Bi 共晶 ( 低温相生成为 9 7 ℃ ) ，因为试验的最高温度为 125 ℃ ，由再熔融因素就得到了组织发生变化的状态。 22Bi 断面上的空孔缺陷，想必是 Sn 晶，间低温相的生成，焊料的移动所形成的。 57Bi 的场合，Sn 晶以微细粒状聚集，这时 Pb 容易掺人空孔缺陷减少，组织变化十分明显， 57 Bi 三元共晶中对 Sn 基体周围的包围量还不十分充分，可推定为 Pb 的影响还没有遍及到全体的原因。

 片式元件 (Ni/Sn 镀层 ) 用上述四种低温焊料焊接后进行的抗挠性、高温放置、温度循环试验结果由下面说明。

图 7.16 是初始剪切强度和基板抗挠性评价

Bi 量多的低温焊料与片式元件组装后，对基板的抗挠性和剪切强度与原来的 S n-37Pb 相比，其性能还略高一些。图 7.17 是焊料成分改变后与片式元件组装，经 100 ℃、125 ℃、150 ℃ 的 1000 小时高温放置试验，以及-55-125 ℃ 1000 次温度循环试验，剪切破坏时的强度与初始剪切强度的比率表示。图中各曲线是 10 只元件数据的平均值。结果显示，镀层为 Ni/Sn 的片式元件，利用 Bi 系焊料在 100 ℃、125 ℃ 和-55-125 ℃ 长期试验条件下性能恶化很少，基本上没有问题。

但是在 150 ℃ 时，由于 Bil5 ％以上焊料Sn晶周围形成的137℃共晶成分超过 5 ％， Sn 晶周围的溶化将使强度显著降低。Bi7.5％的焊料经 DSC 分析在137℃ 的反应很少，这个微量经过 1000 小时试验是看不到强度劣化的。片式元件在150℃ ，经 200 小时放置后的弯月面外观观察，以 Bi 量比例在接合界面中心观察再熔融痕迹，是焊料中 57Bi 共晶组织 (137 ℃ ) 存在的因素，成为强度降低的原因 ( 见图 7.18) 。

表 7.4 中对上述四种焊料进行了综合评价， 7.5Bi 焊料焊接温度比其他品种高，在 125 ℃ 可靠性试验上，外观组织是稳定的， 15Bi与57Bi 共晶比较，耐高温性好，但由于固相、液相间温差大，考虑到焊料提升问题不适宜在波峰焊使用，同时在混合式组装工艺使用时也要注意， 57Bi 系焊料延伸性、抗挠性良好，可考虑在混合组装工艺中使用。 ( 混装工艺 --- 波峰焊同回流焊组合形式    

7.2.3  在波峰焊接的实用化研究

(1) 通孔基板接点

图 7.19 是波峰焊接时通孔基板接点产生的焊料提升机理，这种现象是基板焊接时基板一侧的焊区与焊料间的剥离，树脂系基板，对引线等的导热系数比较小，最终凝固在基板焊区一侧。

含 Bi 量多的焊料，因液相线和固相线温差大的原因会影响凝固时间，最初在容易冷却的引线端部凝固，对弯月面有一定的约束，这期间由于基板厚度方向的热胀差形成的大收缩量，最终凝固部分在靠近焊区一侧的焊料容易发生剥离。

为防止焊料的提升，采取急冷方式缩短凝固时间，并由 Bi 的分散保证接合界面的强度。 ( 见图 7.20) ，基板焊区产生的焊料提升现象，经 Bi 层状偏析的 XMA 图像观察可参阅图 7.21 。目前的波峰焊装置，对固相、液相温差大的焊料，要在焊接中实现急冷程序可能不易办到，为此可使用低温系的 57Bi 共晶焊料。

无液相、固相温差的 Sn-3Ag-Cu 共晶焊料，在熔点 218~C 的瞬时会发生凝固，这种现象不是凝固中的提升，是由凝固时温度到室温形成的温差产生的热应力与接合界面强度关系，基板玻化温度在 125℃以上时，热膨胀系数就高，基板厚度方向的收缩量也比原 Sn-37Ph 大，由于 Sn-3Ag-Cu 共晶系接合界面强度大的原因，焊接中会少许发生一些提升现象。作为防止对策，可缓和焊料与基板组装时的热应力，在使用高温系焊料焊接通孔基板场合，可考虑使用 Sn-3Ag-Cu 共晶系或低成本的 Sn-Cu共晶系焊料。

便用 Sn-3Ag-5Bi 焊料，在-55-125℃ ，1小时／循环，1000 次循环后观察通孔两面基板的断面结果由图 7.22 表示。从图上可确认到，由焊料提升部分的间隙扩展状态成为裂纹形状，实际上，经过温度循环发展成裂纹是不大可能的，正因为焊料提升因素，使接点部的应力已部分释放，对使用上是不会存在问题的。试验中还发现带 Sn-Pb 镀层基板与 Sn-3Ag-5Bi 焊料焊接时，基板通孔界面有时还存在提升，另外带薄镀层 Au 基板用上述焊料焊接时就不会产生提升不良。这个结果说明，通孔型两面基板的波峰焊接工艺，与金属层的组成只要是匹配的，就不会发生提升，有时通孔部稍微有焊料提升发生，对制品的使用不会有大的问题。

7.2.4  在混装工艺时的温度循环试验评价

装有 SOP、QFP 、片式阻容件等的两面基板，采用回流、波峰混载工艺进行温度循环试验时，使用的循环温度有二种：-55-125℃、-40-85℃。焊料有三种： Sn-3Ag-0.7Cu、Sn-3Ag-5Bi-0.7Cu、Sn-2.8Ag-15Bi。试验结果，在 -55-125℃，经 2000 次循环，使用 S n-3Ag-o.7Cu 高温系焊料未发生断线不良，但焊接中的回流温度太高、部分元件存在耐热性问题，对推广使用受到限止。使用 Sn-3Ag- 5Bi-0.7Cu 中温系焊料，焊接接点在 750 次循环后发生断线不良，可判定为具中等可靠程度，面对常规电子产品的可靠性等级，可推广使用。 Sn-2.8Ag-15Bi 的低温系焊料组装的 SOP、QFP 在。 200 次循环后产生断线 ( 循环条件：-55-125℃ 见图7.23) 也就是说，在这个条件下可靠性难以保证，对低温焊料采用超过 97℃ 的加速试验条件是不合适的，改用 -40-85℃ 条件重新评价，经 2000次循环后没有断线发生。

含 Bi 的低温系焊料，因 Sn-Pb-Bi 低温相 (97℃) 原因，在高温下强度降低将影响可靠性，与镀层含 Pb 的元件组装时，试验的评价条件应设定在 97℃ 以下。与镀层含 Sn 的元件组装时，评价的温度最大可到 125℃ 。 Sn-2.8Ag-15Bi 焊料与 Sn-10Pb 镀层的元件组装时，因接合界面强度小可能会发生脱落问趣，特别在混合组装工艺场合，先由回流焊完成基板 A 面的接点，在基板 B 面波峰焊时，由基板挠曲、元件结构、尺寸等会给接点较大的应力，当这个应力等级超过接合界面强度就会发生元件的脱落。同样，在温度循环试验场合，如对元件接点应力等级会发生元件的脱落。对于表面贴装元件接点的应力等级，如果要求是严格的，可考虑避免采用回流、波峰混装工艺 .

在无铅焊料逐步进入普及应用阶段 , 作为对应 PB 镀层元件的过渡期 , 最好使用 SN-AG 系无铅焊料 , 但考虑到元件的耐热性 , 又不得不选用含 BI 的中温系无铅焊料 , 在今后使用的焊接工艺成熟之后 , 适用的范围会不断扩大 . 为提高中温系无铅焊料的可靠性 , 开发相应的温着少的回流焊设备、降低焊料成本、增加无铅焊膏的稳定性等都是在实用化进程中有待解决的。

7.3  Sn-Ag-Bi 系 ( 目前使用型 )松下电器应用事例

7.3.1  试验方法

无铅焊料的实用化开发，从焊料材料特性面看，作为共晶焊料替代性最高的是 Sn-Ag-Bi 系材料。在利用无铅焊料进入产品批量化生产场合，对焊料的使用要求是与共晶焊料特性类同，且不使电子元件遭受热损伤的低熔点焊料。

Sn-Ag-Bi 系焊料在添加 3-15mass ％程度 Bi 的基础上，在进入批量化生产之前，有必要对其可靠性，基板内温度偏差，原来片式元件使用的适应性等加以研究。焊料成分和片式元件电极镀层情况见表 7.5.

(1) 评价方法

对组装工艺的评价，主要是评价无铅焊料的印刷性能，例流动性、脱版性、可焊性包括焊料润湿性、焊料球的发生概率等 .

接合部可靠性评价方式：回流焊接后、热冲击试验 (-40℃~20℃-85℃ 各 30 分钟 ) 从初始接合部状况到 500 次循环后，测定接合部的接合状态，含引线的抗拉强度、剪切强度测定。并对试件抽样执行 SEM 、 XMA 接合部断面状态分析 .

(2) 评价结果与观察

图 7.24 是 1.6x 0.8mm 片式电阻接合强度的测定结果，显示了 Bi 含量少的场合在焊料内部发生破坏， Bi 含量多的场合破坏生成在焊料与焊区界面。回流焊接后的接合部组织随 Bi 量的增加焊料中的 Bi 逐渐明显，并在焊 IX／焊料界面出现 Bi 的偏析，说明 Bi 对引线及焊区界面强度有影响。

焊区一侧强度测定状况可见图 7.25 ，破断面可见到金属化合物， Sn-Ag-Bi 焊料中勘在 15mass ％场合， Bi 将在焊区／焊料界面析出，在 3mass ％场合基本上不易发生。无铅焊料与现行片式元件 ( 原有镀层电极 ) 组装后，在经 500 次循环热冲击试验，其接合部强度没有变化。

0.5 间距的 0FP( 引线镀层： Sn-10Pb) 热冲击试验的接合强度变化由图 7.26 表示。 Sn-Ag-3Bi 系合金的特性基本上与 Sn-Pb 系共昂同等，试验中接合部组织并未发生裂纹。无铅焊料与目前使用的片式元件组装后的热冲击试验对接合强度不会发生问题，经设定的可靠性试验后，未发生接合部焊料的组织变化，这个结果说明 Su-Ag-3Bi 系无铅焊料在进入批量化基板组装时，没有实用上的问题，可以作为商品化焊料定位。

7.3.2  无铅焊料在回流焊接工艺批量应用评价

(1) 评价内容

作为评价基板，对便携式 MD 组装基板进行了证实评价，回流焊接的温度条件，考虑到基板上的温度分布均匀情况，焊接的峰值温度设定在 220 ℃ 以上。执行基本的组装工艺评价是批量化生产的基础，在进行接合部可靠性评价时，作为最后阶段的可靠性基准，应该把通过产品本身的可靠性评价基准当作可靠性评价目标。组装基板状态见图 7.27 。

(2) 批量化工艺评价

批量化生产工艺，应该以焊接条件的质量面作为评价中心，考虑到组装元件的耐热程度和热容大小，相同的基板，在使用原来 Sn-37Pb 共晶焊料焊接时，基板上的温度偏差可以允许在 20 ℃- 30 ℃ 范围，而使用无铅焊料 (Sn-Ag-Bi) 进行回流焊接，偏差温度不得大于 10-2 ℃ 。利用 Sn-Ag-Bi 系无铅焊料的焊接，基板上的元件配置必须匹配，以保证元件焊接时的耐热性，焊接温度在基板上的偏差控制在 10 ℃ 以内，焊接温度曲线见图 7.28 。按公司 MD 生产线的运转情况，其产量也达到了 40000 台／月。

7.3.5  波峰焊用无铅焊料的开发技术

波峰焊用的无铅焊料，对 Sn-Ag 系材料进行了研究，与原共晶焊料相比、材料特性的改变，使用中容易发生桥联不良，为保证波峰焊接的接合可靠性，松下公司正在进一步开发更加实用的无铅焊料。目前松下公司的电视网络系统、 CRT 用基板组装、 TV 基板已经开始应用无铅焊料，到 2001 年将有四大系列产品完成无铅化组装、包括其他波峰焊的产品也在加速推进。

7.4  Sn-Bi 系 ( 低温型 ) 富士通应用事例

Sn-Bi 共晶系无铅焊料的特征和课题有以下说明。

特征：能够在 170-180℃ 进行焊接，对元件适应性强，且节约能源。具良好的耐热循环疲劳性。

课题： Bi 的资源量不足，与目前带 Sn 二 Pb 镀层的片式元件使用困难。

7.4.1  合金特性

Sn-Bi 与 Sn-Pb 共晶合金的剪切弹性模量 C ，和机械损失． tan8 的温度依存性由图 7.31 表示。两合金的断裂延伸见表 7.6 。 Sn-Bi 在较宽的温度领域与 Sn-Pb 有相同的弹性模量，机械性损失在低温领域将明显减少，从表 7.6 上也看到 Sn-Bi 在低温环境下的延伸性降低。

Sn-Bi 共晶添加 Ag 后的断裂时延伸性和其合金组织见图 7.32 。随着 Ag 的添加使组织细微化断裂延伸增大，图 7.32 中的 C 表示添加过多形成的 Ag3Sn 粗化结晶，组织粗化后延伸性将减少，一般推荐的 Ag 添加比例为 1wt％。图 7.33 表示的是焊料的等温疲劳特性，由往返应力使 S n-Bi 共晶发生裂纹时，痒性模量将下降，而 Sn-Pb 在裂纹发生的初期弹性模量会得到维持， Sn-Bi 添加 1wt ％的 Ag ，主要是提高其耐疲劳性。

尽管 Sn-Bi 共晶的熔点只有 138℃ ，但在 125℃ 的高温环境中仍具有不易蠕变的性质。表 7.7 是 Sn-Bi 共晶的固定蠕变速度与 Sn-Pb 的比较， Sn-Bi 的蠕变速度比 Sn-Pb 小了二位数， Ag 的添加抑止了蠕变。

7.42 接合特性

作为电极材料使用的 CU ， NI 和用于电极无铅化镀层的 PB ，与不同焊料比较的接合强度由图 7.34 表示，这里用直径 1MM 金属丝端面和焊料球接合后测定其拉伸强度， SN-57BI-1AG 对应 CU 、 NI 的强度比 SN-PB 高，反映了焊料合金本身的拉伸强度差别。

 由于接合界面附近脆性 Bi 的浓缩，使 Sn 在 Pd 一侧扩散，由图 7.34 显示的与 Pd 接合时接合强度会降低，这种现象在 Au 的场合也会发生， Pd 镀层薄时，在焊料中扩散与母材接合不会有问题，镀层厚时，因 Bi 的浓缩回流焊接时有必要调整焊接温度和时间。

作为接合部耐热循环疲劳特性的一个例子，将引线镀层为 Pd 的 QF P 分别与 Sn-57Bi-1AG 、 Sn-Pb 共晶回流焊接后的循环次数和引线的抗拉强度见图 7.35 。循环温度-55 ℃ (30 分钟 )---125 ℃ (30 分钟 ) ，电极材料由 AuFlash/Pd/Ni/Cu 组成， Pd 层厚为 0.05ųm ，回流温度的峰值前者为 175 ℃ 、后者为 235 ℃ 。因图 7.35 中的 Sn-57 Bi-1Ag 是与 Ni 底层接合，可得到同图 7.34Ni 线同样高的接合强度。关于 Sn-Bi 焊料的良好耐疲劳性，可参阅美国 NCMS 的作业报告， Sn-Bi 共晶的耐疲劳性比 Sn-Pb 高，事热循环试验中由热胀差应力发生的焊料塑性变形，说明是焊料中晶格缺陷积累所致的疲劳。 Sn-Bi 在热循环试验的保持时间内发生的蠕变应变比 Sn-Pb 要小，也同样说明了耐疲劳性好。  

7.4.3  Sn-Bi 系焊料的课题无铅焊料的开发应用，将使世界上 Bi 的耗量连年增加，如果说今后替代焊料的比例要达到六成的话 ( 日本指定，的计划数 ) 一年中需用的焊料将近 10 万吨，其中包括 5 千吨焊膏，要是全部用 Sn- Bi 共晶来替代看来是困难的。

目前使用的片式元件电极，表面处理的材料大多还是 Sn-10P b ，在使用 Sn-Bi 共晶焊料焊接时，因镀层中 Pb 的混人，会生存溶点 97t 的 Sn-Bi-Pb 三元共晶。在采用 208 引线的 QFP 作热循环试验时 (-55----125 ℃ ) ，在 125 ℃ 状况下，焊料接合部形成固一液相混合状态，溶融的焊料将向引线上部吸附 ( 发生焊料提升现象 ) ，这是既有元件在使用无铅焊料产生的特有问题，加快元件电极的无铅化，也是推动整个电子组装业实现无铅化的关键因素，上述不良也将会解除。