Ni 含量對In-48Sn 釬料焊點顯微組織和剪切性能的影響

吳皓東，楊莉，高慧明，姜偉

(1.廣東工業(yè)大學(xué)，廣州 510000；2.廣東工業(yè)大學(xué)先進(jìn)制造學(xué)院，廣東 揭陽 515200；3.國家模具質(zhì)量監(jiān)督檢驗中心，江蘇 昆山 215300；4.蘇州大學(xué)，江蘇 蘇州 215000)

0 前言

二元共晶In-48Sn 釬料因具有熔點低（120 ℃）、潤濕性優(yōu)異和延展性好等優(yōu)點，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于電子封裝領(lǐng)域[1]。然而，共晶In-48Sn 的低強(qiáng)度和較低的熱穩(wěn)定性，限制了其作為低溫釬料的進(jìn)一步應(yīng)用。低溫瞬間液相（Transient liquid phase,TLP）鍵合因其鍵合的焊點具有“低溫連接、高溫服役”的特點而引起廣泛關(guān)注[2-6]。通過TLP 鍵合制備In-48Sn 復(fù)合釬料焊點可有效改善其力學(xué)性能和熱穩(wěn)定性。

研究者們向釬料當(dāng)中加入金屬顆粒以期提高復(fù)合釬料潤濕性和釬料焊點的力學(xué)性能。Liu 等學(xué)者[7]研究發(fā)現(xiàn)：添加不同孔洞率的泡沫Ni 可以有效提高In-48Sn 釬料的拉伸性能，復(fù)合釬料焊點的最大抗拉強(qiáng)度大于兩者的疊加強(qiáng)度，達(dá)到“1+1 ＞ 2”的效果。Han 等學(xué)者[8-9]向In-48Sn 釬料中分別加入Ag 和Cu，研究發(fā)現(xiàn)：微量的Ag 降低了In-48Sn 的熔點，增強(qiáng)了In-48Sn 合金的抗拉強(qiáng)度，提高了In-48Sn 的斷后伸長率；添加了質(zhì)量分?jǐn)?shù)8.0%Cu 的合金具有最大的抗拉強(qiáng)度17.0 MPa。曹聰聰?shù)葘W(xué)者[10]研究了熱循環(huán)下Sn2.5Ag0.7Cu0.1RExNi/Cu 釬焊焊點組織與性能，研究發(fā)現(xiàn)：添加微量Ni 能降低IMC厚度和粗糙度，抑制IMC 的生長，減緩焊點抗剪強(qiáng)度的降低。

目前，關(guān)于Ni 顆粒對In-48Sn 顆粒復(fù)合釬料TLP焊點相組配和剪切性能影響的研究較少。該文將In，Sn 和Ni 顆粒粉末混合，通過機(jī)械攪拌法制備了In48Sn-xNi 復(fù)合釬料。采用TLP 制備復(fù)合釬料焊點，討論了Ni 顆粒含量對In-48Sn 釬料焊點顯微組織及力學(xué)性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗材料為純度為99.9%的In，Sn 和Ni 顆粒粉末（粒徑為5～15 μm）。向In 顆粒中加入48%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）Sn 顆粒制成In-48Sn 釬料粉末。然后加入相對于In-48Sn 釬料粉末不同含量的Ni 顆粒（15%，30%，45%，60% 和75%），再加入10% 的Flux 55 助焊劑，機(jī)械攪拌2 h 獲得的5 種比例的In48Sn-xNi(x=15，30，45，60 和75)復(fù)合釬料。選用純度為99.99%的無氧紫銅板為上下基板，上下基板規(guī)格分別為10 mm ×10 mm × 4 mm 和12 mm × 12 mm × 4 mm，對其進(jìn)行拋光后吹干。用自制模具先將In48Sn-xNi 均勻涂抹在下基板面上，并將上基板拋光面倒置在釬料層上，釬料的涂覆過程如圖1 所示。通過TWB-100 晶圓鍵合機(jī)進(jìn)行焊點的鍵合，鍵合溫度為260 ℃、鍵合壓力為3 MPa、鍵合時間為90 min 且真空度為5 Pa。

圖1 釬料涂覆流程圖

采用Zeiss Supra 55 型掃描電子顯微鏡（Scanning electron microscope,SEM）對焊點組織進(jìn)行觀察并進(jìn)行圖像的采集。采用X-act INCA150 型能譜儀（Energy dispersive spectrometer,EDS）對焊縫及界面處的金屬間化合物（Intermetallic compound,IMC）進(jìn)行化學(xué)成分分析。采用UTM5305 電子萬能試驗機(jī)進(jìn)行焊點的剪切性能測試，沿垂直于焊縫方向切割試樣，試樣剪切面尺寸為1 mm × 1 mm，拉伸速率為0.02 mm/min。采用SEM 對焊點剪切斷口進(jìn)行觀察與圖像采集。各Ni 含量復(fù)合釬料焊點均重復(fù)測試3 次以減小測試誤差。

2 結(jié)果與討論

2.1 焊點組織

Cu/In48Sn-xNi/Cu 焊點微觀組織形貌如圖2 所示，可知焊點由界面擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)和焊縫組成。由圖2a 和EDS（表1）分析可知，當(dāng)Ni 含量為15%時，焊點界面IMC由Cu 基板側(cè)Cu3(In,Sn) 相和靠近焊縫側(cè)Cu6(In,Sn)5相組成。In 原子與Sn 原子具有相同的晶體結(jié)構(gòu)，且兩者原子半徑相近，In 原子置換出Cu6Sn5中的Sn 從而形成了Cu6(In,Sn)5相。Cu6(In,Sn)5相因其成核驅(qū)動力高于Cu3(In,Sn)相而先成核生長[11]，而后Cu 基板上的Cu 原子在濃度梯度的驅(qū)動下向焊縫中擴(kuò)散，與Cu6(In,Sn)5相反應(yīng)生成Cu3(In,Sn)。當(dāng)Ni 含量增加到30%～75% 時，界面只有Cu3(In,Sn) 相。這主要是因為Ni 起到了結(jié)晶核心的作用，增加了界面間元素擴(kuò)散的阻力[12]，反應(yīng)生成的Cu6(In,Sn)5減少，Cu6(In,Sn)5→Cu3(In,Sn)相變過程能夠進(jìn)行完全。界面IMC 的厚度由15%Ni（圖2a）時的4.01 μm 逐漸減小到75%Ni（圖2e）時的2.83 μm。這是因為隨著Ni 顆粒的增加，焊縫中In 和Sn 的濃度降低，釬料中的Ni 比從Cu 基板擴(kuò)散至釬料中的Cu 先一步與InSn 釬料反應(yīng)形成IMC。當(dāng)Ni 含量為15%～30%時，如圖2a～圖2b 所示，焊縫中主要有Ni3Sn4相和InNi6Sn5相[13]。當(dāng)Ni 含量增加到45%～75%時，焊縫中主要有InNi6Sn5相和未反應(yīng)完的Ni。這是因為In 在Ni3Sn4相中具有一定的溶解度而存在于Ni3Sn4相內(nèi)，當(dāng)Ni 含量不斷增加時，焊點中的In 和Sn 的濃度逐漸降低，在Ni3Sn4中的In 全部和Ni3Sn4形成InNi6Sn5三元相。Ni 含量為30%時，焊點基體內(nèi)部出現(xiàn)大量的黑色孔洞區(qū)域。一方面是因為外載壓力使焊點中的液相InSn 釬料被擠出，InSn 釬料來不及擴(kuò)散并填滿焊縫。另一方面是因為Ni3Sn4和InNi6Sn5的線膨脹系數(shù)不同，相變過程中產(chǎn)生了體積收縮。

表1 圖2 中各點的EDS 結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)，%）

圖2 Cu/In48Sn-xNi/Cu 的焊點微觀組織形貌

2.2 焊點剪切性能

Ni 顆粒含量與復(fù)合釬料焊點抗剪強(qiáng)度的關(guān)系如圖3 所示。隨著Ni 含量的增加Cu/In48Sn-xNi/Cu 焊點的抗剪強(qiáng)度呈先上升后下降的趨勢，Ni 含量為45%時，抗剪強(qiáng)度達(dá)到峰值9.76 MPa。未反應(yīng)的Ni 顆粒以細(xì)小晶粒的形式均勻的分布在焊縫，少量的Ni 顆?？捎行ё璧K位錯的運動和協(xié)調(diào)焊縫組織變形，從而提高焊點的強(qiáng)度。Ni 顆粒對焊點組織的細(xì)化（圖2a～圖2c）可使焊點在變形過程中受力更加均勻、塑性變形較小且應(yīng)力集中較小，從而提高了焊點的強(qiáng)度。界面IMC 的厚度對焊點的強(qiáng)度起決定性作用[14]，合適的IMC 厚度可保障界面IMC 與Cu 基板形成良好連接。InSn-45Ni 復(fù)合釬料焊點的界面IMC 層平均厚度約為3.47 μm，此時界面IMC 層厚度較為適中，并且此時的焊點中的組織相對致密與細(xì)化，Ni 顆粒彌散分布而未團(tuán)聚，故其抗剪強(qiáng)度從InSn-15Ni 時的6.75 MPa 上升至9.76 MPa。當(dāng)而Ni 含量超過45% 時，焊縫中InNi6Sn5相附著在Ni 顆粒上并開始團(tuán)聚，焊縫中的組織變得粗大，界面IMC 與焊縫組織連成一片。而過度生長的IMC 呈現(xiàn)脆性，因此造成了焊點抗剪強(qiáng)度的下降。

圖3 Cu/InSn-xNi/Cu 焊點抗剪強(qiáng)度

2.3 剪切斷口形貌

Cu/In48Sn-xNi/Cu 焊點的剪切斷口形貌如圖4所示。由圖4 可知，Ni 含量對焊點剪切斷口形貌的影響不大，In48Sn-(15～60)Ni 下焊點剪切斷口處均存在大量顆粒狀組織和棒狀(Cu,Ni)6(In,Sn)5相，In48Sn-75Ni焊點剪切斷口還有Cu 基板裸露出來。(Cu,Ni)6(In,Sn)5相由焊縫側(cè)(Cu)6(In,Sn)5相轉(zhuǎn)變而來，由此推斷In48Sn-(15～60)Ni 焊點斷裂在界面IMC 與焊縫的交界面處。主要原因是15%～60% Ni 含量下，界面IMC 與焊縫交界面上存在許多孔洞，可在焊點塑性變形過程中作為裂紋形核源與擴(kuò)展通道，促進(jìn)復(fù)合焊點的斷裂。In48Sn-75Ni 焊點斷裂在焊縫組織與Cu 基板的交界處，此時焊縫中形成全I(xiàn)MC 結(jié)構(gòu)，與Cu 基板未形成良好連接。In48Sn-(15～75)Ni 復(fù)合釬料焊點的斷裂方式均為脆性斷裂。

圖4 Cu/In48Sn-xNi/Cu 焊點剪切斷口形貌

3 結(jié)論

（1）In48Sn-15Ni 復(fù)合釬料焊點界面IMC 出現(xiàn)了分層，In48Sn-(30～75)Ni 復(fù)合釬料界面IMC 為單層的Cu3(In,Sn)相。Ni 顆粒可抑制界面IMC 的生長，隨著Ni 含量的增加，界面IMC 厚度由Cu/In48Sn-15Ni/Cu時的4.01 μm 逐漸減小到In48Sn-75Ni 時的2.83 μm。適量的Ni 顆?？杉?xì)化焊縫組織，Cu/In48Sn-45Ni/Cu 焊縫組織最為細(xì)化。

（2）焊點的抗剪強(qiáng)度隨Ni 含量的增加呈先上升后下降的趨勢。In48Sn-45Ni 復(fù)合釬料焊點因Ni 顆粒細(xì)化了焊縫組織、阻礙了位錯運動、使界面IMC達(dá)到合適厚度，其抗剪強(qiáng)度達(dá)到峰值9.76 MPa。In48Sn-(15～60)Ni 復(fù)合釬料焊點均斷裂在焊點界面IMC 與焊縫交界面處，In48Sn-75Ni 復(fù)合釬料焊點斷裂在焊縫組織與Cu 基板的交界面處。斷裂機(jī)制均為脆性斷裂。