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1、无铅焊点剥离可靠性分析摘要：采用Sn-2.0Ag-0.5Cu-7.5Bi和Sn-3.0Ag-0.5Cu两种常用潜力钎料，进行不同条件下焊点剥离现象模拟试验，对发生剥离的钎焊条件、剥离面形貌和成分的对比分析表明，前者发生机制与钎焊热裂纹中结晶裂纹发生机制相同，发生概率极高；而后发生剥离可能与钎料和焊盘润湿不良、高的钎焊温度有关，发生概率很小。焊点玻璃现象是指钎焊后立即出现的钎焊后立即出现的钎接圆角从焊盘上升的现象。是无铅焊需要克服的主要缺陷之一，频繁发生于含Bi钎焊点中。1实验设备采用CN300氮气无铅波峰焊机,
2、焊点温度曲线采用RC50FlowProfiler专用测试仪记录。基板采用双面FR4基板,厚度为1.6mm;铜焊盘直径1.57mm,通孔直径0.812mm,元器件引脚采用0.6mm和0.4mm两种;助焊剂为铺展率为(92±3)%的免清洗焊剂。将SA2510锡棒(96.5%Sn-2.5%Ag-1.0%Bi,质量分数)在坩锅中加热熔化,分别加入99.99%纯度的锡、铋粒、铜丝,使钎料中铋质量分数分别达到1.0%,2.0%,3.0%,5.0%和7.5%(7.5%Bi即H合金,熔化温度范围189～213℃[16],也有文
3、献206～212℃)。钎料模拟试验在具有恒温控制的焊锡锅中进行,焊接温度控制在250℃和280℃左右,接触时间为6～7s,取出后立即采用不同介质冷却,考察急冷对剥离现象的抑制作用。切割PCB相同位置上相同条件和数量的焊点,制备金相试样,采用金相显微镜观察纵切面上焊点发生的剥离和其它缺陷,采用S570扫描电镜分别观察剥离纵切面的外观、显微组织和剥离断面的形貌,采用GEOLsuperobe733电子探针进行通孔焊点剥离缺陷的成分分析。2Sn-Ag-Cu-Bi钎料焊点的剥离机制分析图1所示为Sn-2.0Ag-0.5C
4、u-7.5Bi合金剥离的金相照片。结果显示,该钎料焊后空冷及在固液共存温区内平均冷速小于20℃/s情况下剥离的概率都在90%以上,如表1所示。尽管从合金液相线以上的224℃开始水冷,仍不能完全避免剥离的发生,急冷反而导致焊点内部气孔和钎接圆角表面发生裂纹。2.1断面的冶金分析为考察开裂的冶金因素,对图2所示剥离焊点截面上A、B、C3个位置进行成分分析,结果如表2所示。结果表明,越接近焊盘中心,界面区钎料中铋含量越大,焊盘拐角处的铋含量能达到原成分的5～6倍,而焊点其它区域的铋含量则较A区小,接近原始钎料成分,这
5、说明焊点凝固的过程中铋元素在焊盘与钎料界面处发生了严重的偏析。根据凝固理论,先结晶固相中Bi含量低,后结晶相Bi含量高,图2焊点上部区域和A、B、C区铋含量的巨大差异证明了焊点凝固是从一端向另一端沿一定方向进行的。图2也显示,剥离的钎料界面呈大波浪形起伏,无平坦的沿晶断口,表现出结晶裂纹的断面特征。根据波峰焊点凝固模拟结果,与钎角上部区域相比,焊盘与钎料界面窄层的凝固过程发生延后,因此推断剥离发生时钎料界面窄层有液相残存。一般合金在冷却过程中的塑性变化曲线都有两个低塑性区,固液共存的固-液态期是其中之一。开的液
6、膜,因此,该温度范围内塑性最低,几乎为零;也就是说,在凝固的后期,焊盘与钎料界面残存的液相会造成焊点局部区域的低塑性,这是发生开裂行为的冶金因素,而当金属全部凝固后,塑性又会迅速提高。因此,剥离是发生于焊点结晶的固-液态温度期间,而不是发生于固相线以下的冷却过程中。2.2剥离的断面特征考察剥离焊点的断面发现,焊盘拐角附近环形区域都存在大量缩孔,使断面凸凹不平(图3)。断面晶界清晰可见,晶粒之间还存在微缩孔,结构相当疏松。缩孔的存在削弱了界面连接强度。剥离断面没有拉伸形成的韧窝,断口形貌也不同于一般固态下的脆性沿
7、晶断裂。断面晶粒晶界形貌显示出钎焊圆角表面相同的特征,因此推断开裂时该区处于固液共存状态,与结晶裂纹的断口特征相似。在离中心通孔不同距离的位置,钎料的断面特征又存在着较大差别。图4所示为对应图2中D区的断面,该区缩孔周围的凸起部分分布着大量的Bi相,呈脆性断裂特征;断面有大量折断的IMC存在,这与通孔拐角处IMC承受较大的剪切应力有关。图5所示为焊盘拐角C区的钎料断面像,与D区相比,断裂时该区处于固液共存状态,该区Bi含量为36%,如图5(b)所示,并没焊盘的B区和A区钎料断面如图6和7所示,该区域几乎没有孔洞
8、存在,断面均有长约10μm左右的平行撕裂棱,划痕末端有钎料堆积,有IMC折断在撕裂棱内。这是由于剥离过程中焊盘界面嵌入钎料中的IMC受到应力的作用,IMC在钎料表面留下撕裂痕迹,同时较多IMC在应力作用下发生折断,这与纵切面上显示的焊盘外边缘IMC折断是一致的。2.3剥离的力学因素和起源位置对锡铅钎料的热疲劳性能数值模拟预测表明,波峰焊点的应力明显集中在PCB板与焊盘的拐角处,2.3剥
