（材料加工工程专业论文）倒装焊无铅互连焊点微观组织与力学性能研究.pdf

竺玺鎏：些= ：耋。! ：兰：翌；：耋竺鎏兰 摘要 倒装焊( f l i pc h i p ) 已成为芯片焊接的首选工艺，其微小的互连焊点是由 s n 的固溶体、共晶组织和金属问化合物( i m c ) 组成的复杂结构，力学性能完 全不同于原始钎料。另外，电子封装中无铅钎料的完全使用已成为必然的趋 势，但其应用中尚存在问题。因此，对无铅钎料焊点的微观组织及力学性能 的研究有着重要的现实意义。 本文分析了长时间老化以及多次重熔条件下f l i pc h i p 焊点微观组织的演 变过程，同时通过深腐蚀观察了某些会属间化合物的三维形貌。结果表明： 随着老化时间与重熔次数的增加，焊点基体组织与a u s n 。都发生了粗化， 且在老化或重熔到一定阶段后界面会有粗大i m c 生成，继续进行粗大i m c 消失；老化过程中i m c 与钎料的接触面逐渐趋于平滑，而多次重熔使界面 i m c 接触面的凹凸形貌更严重；随着老化与多次重熔的进行，对接过程中 的重熔次数对界面i m c 的影响逐渐减小。 测试结果表明焊点的剪切强度随老化时间的延长或重熔次数的增加变化 不大，且断裂均发生在界面处靠近钎料一侧，为韧性断裂。说明s n a g c u 钎 料有很强的抗高温能力。 采用纳米压痕技术测量了焊点整体的硬度及弹性模量分布情况。测量结 果表明：焊点内分布着高硬度区域，界面处由于有脆性1 m c 的存在，因此 整体硬度值比焊点内的高。而弹性模量与硬度之间没有直接的关系。由于 i m c 的存在，使得整个焊点成为一个具有复杂机械性能的混合物，因此钎 料与a u 层体积之比不能太小，否则会对焊点的可靠性造成严重损害。 关键词倒装焊；余属问化合物；微观组织；力学性能；纳米压痕技术 譬玺篓三些查兰王耋堡：竺箸兰兰 a b s t r a c t i nt h ee l e c t r o n i ci n d u s t r yf l i pc h i ph a sb e e nt h ep r i m a r yt e c h n o l o g yu s e di n c h i pi n t e r c o n n e e t i o np r o c e s s i t st i n y s o l d e rj o i n ti sac o m p l i c a t e ds t r u c t u r e c o m p o s e do fs ns o l u t i o n ，e u t e e t i cm i x t u r ea n di n t e r m e t a l l i cc o m p o u n d s ( i m c s ) ， w h o s em e c h a n i c a lp e r f o r m a n c ei sq u i t ed i f f e r e n tf r o mt h eo r i g i n a ls o l d e rb u l k a t t h es r t n et i m e ，t h e r ei sa nu n a v o i d a b l et r a n s i t i o nt ot h ec o m p l e t eu s eo fp b - f r e e s o l d e r s ，b u ts t i l lm a n yi s s u e sr e l a t e dt ot h e i ra p p l i c a t i o n sn e e dt ob er e s o l v e d t h u sr e s e a r c ho nt h e i rm i c r o s t r u c t u r e sa n dm e c h a n i c a lp e r f o r m a n c e si s v e r y n e c e s s a r yf o rt h ef u r t h e rs t u d i e s i nt h i sp a p e r , t h em i c r o s t r u c t u r ee v o l u t i o no f f l i pc h i ps o l d e rj o i n t su n d e r t h e r m a l a g i n g a n d m u l t i p l e r e f l o w sw a s a n a l y z e d ，a n d t h r e e d i m e n s i o n a l m o r p h o l o g i e so fs o m ei m c sw e r eo b s e r v e db yd e e pe t c h i n g t h er e s u l t ss h o w t h a tw i t ht h ea g i n ga n dr e f l o wi n c r e a s i n g ，c o a r s e n i n go fs o l d e rb u l km a t r i xa n d a u s n 4o c c u r s ，a n dl a r g ei m c sf o r mn e a rt h ei n t e r f a c ea f t e ra g i n gf o rs o m et i m e o rr e f l o w i n gf o rs o m et i m e s ，b u tt h e yd i s a p p e a ra g a i nw h e nt h ec o u r s ec o n t i n u e s t h ei n t e r r a c i a lm o r p h o l o g yb e t w e e ni m ca n ds o l d e rb u l kb e c o m e sm o r ep l a n a r a f t e ra g i n g ，w h i l ei tb e c o m e se x t r e m e l yr o u g hb ym u l t i p l er e f l o w s i n f l u e n c eo f r e f l o wt i m e si nb u n e db o n d i n g ( a s b o n d e dc o n d i t i o n ) o nt h ec h a r a c t e r i s t i c so f i n t e r r a c i a li m ci sw e a k e n e da st h ep l o c e s so f a g i n ga n dr e f l o w i n gg o i n g ， a c c o r d i n gt ot h et e s t s r e s u l t si tc a l lb ef o u n do u tt h a tt h es o l d e rj o i n t s m a i n t a i nn e a r - c o n s t a n tb a l ls h e a rs t r e n g t hi nl o n g - t i m ea g i n go rm u l t i p l er e f l o w s ， w h i c hs u g g e s t st h a ts n a g c u s y s t e m sh a v e ah i g hr e s i s t a n c et oh i g ht e m p e r a t u r e s t o r a g e b e s i d e s ，t h e yf a i le x c l u s i v e l yi n s i d es o l d e r b a l l si nad u c t i l em a n l e d i s t r i b u t i o no fh a r d n e s sa n dy o u n g sm o d u l ev a l u e si n t h ee n t i r es o l d e r i o i n t sw a sm e a s u r e db yn a n o i n d e n t a t i o n r e s u l t so fm e a s u r e m e n ts h o w t h a tt h e r e e x i ts o m er e g i o n sw i t hh i g h e rh a r d n e s sv a l u e si nt h es o l d e rj o i n t s ，h o w e v e r , o v e r a l lh a r d n e s sv a l u e si nt h ei n t e r f a c e sa r eh i g h e rt h a nt h o s ei nt h es o l d e rb u l k s i n c eb r i t t l ei m c sa r em o s t l yd i s t r i b u t e dt h e r e y o u n g sm o d u l ev a l u ed o e sn o t m a t c hi t sh a r d n e s sv a l u ea tt h es a m e1 0 c a t i o nc o m p l e t e l y s i n c et h ef o r m a t i o no f i m c si nt h ee n t i r es o l d e ri o i n tm a k e si t am i x t u r ew i t hd i f f e r e n tm e c h a n i c a l p e r f o r n l a n c e s i ti sr e c o m m e n d e dt h a ts o l d e rb u l kv o l u m e c a nn o tb et o os m a l l i i - ! ：玺鎏三些尘：王兰堡土兰竺篓兰 c o m p a r e dt ot h a to f a uf i n i s h ，o t h e r w i s ei tw i l lb ee x t r e m e l yd e t r i m e n t a lt ot h e i n t e g r i t yo f s o l d e r j o i n t s k e y w o r d sf l i pc h i p ；i n t e r m e t a l l i cc o m p o u n d ；m i c r o s t r u c t u r e ；m e c h a n i c a l p e r f o r m a n c e ；n a n o i n d e n t a t i o n i i i 坠玺鎏：! 。些查兰王耋堡；：耋磐鎏兰 1 1 选题意义 第1 章绪论 电子封装与组装的迅速发展和技术的不断进步，使得对钎焊的性能要求不 断提高。随着现代高集成度、高性能电子电路设计的发展，焊接点越来越小， 而所需承载的力学、电学和热学负荷越来越重，对其可靠性要求同益提高。同 时，传统的锡铅钎料由于p b 对环境的危害，不久的将来必被禁止应用在电子 工业中。国际上无铅钎料的研究早已成为热点问题，研究得出的大多数无锚钎 料都以s n 基为主。 目前，工业界最关心的是无铅钎料替代含p b 钎料后的焊点可靠性问题。 互连焊点中的金属间化合物1 m c ( i n t e r m e t a l l i ec o m p o u n d ) - - 直是影响其可靠性 的关键因素，随着s n 基无铅钎料的推广和使用，再流焊温度提高，这种可靠 性问题会变得更加突出和复杂。倒装焊( f l i pc h i p ，简称f c ) 是电子封装中芯片 与基板直接互连安装的一种方法。它更适合于高频、高速的电子产品应用 1 1 。 封装中采用f c 后，由于其互连焊点愈加微小，i m c 不仅存在于焊点界面，而 且分布于焊点内部，焊点的微观组织成为s n 的固溶体、共晶组织和i m c 组成 的复杂结构，其力学性能将完全不同于原始钎料。由于i m c 普遍较脆，焊点 内大量的i m c 必定会对可靠性造成致命的损害。 i m c 对焊点可靠性的影响主要归于其形态和分布。目前为止从实验和计算 方面进行寿命预测时，并没有把焊点中i m c 的影响因素考虑进去，因而造成 了实验与理论的脱节。因此将i m c 的形貌与分布状态考虑到焊点可靠性分析 中，是s n 基无铅钎料应用的基础研究工作。本文主要研究倒装焊( f c ) 中s n 基 无铅钎料s n - a g c u 焊点的微观组织演变及微观力学性能，目的在于寻找出焊 点的微观组织与其力学性能及可靠性之间的相互关系。 1 - 2 本领域研究综述 1 2 _ 1 无铅钎料的研究成果 目前提出的无铅钎料合金主要以s n 基为主犯1 。如二元合金s n a g ，s n b i ， 竺兰鎏i ! ：兰尘：耋2 坚；! ：耋竺篓兰 s n - c u ，s n z n 二元合金，s n a g - c u ，s n - a g b i ，s n - a g z n 三元合会及s n a g c u - b i ，s n - a g - z n a 1 四元合金等。除s n 、a g 、c u c b ，其它合金成分如b i 虽然润 湿性及物理性能均很好，如在s n - a g 系合金中添办l l b i 能提高钎焊接头的抗拉强 度【j j ，但是存在供应的问题；i n 为稀有会属，价格昂贵；而z n 太易氧化从而使 含z n 钎料的润湿性很差；s b 有毒，被排除在可实际应用的无铅钎料合金成分之 外。目前普遍认可的无铅钎料为s n a g _ c u 2 , 4 】。 共晶s n a g c u 合会的共晶温度已被确定为2 1 7 c ，它能与c u 形成良好的 接头，尤其适用在焊接接头要承受大量的热循环和机械震动的场合。它的工作 温度可高达1 5 0 c ，热一机械性能比传统的s n p b 钎料还要好，热循环中s n a g - c u 比s n p b 的疲劳寿命长【5 引。无论从力学性能、润湿性和可靠性来说，作为 s n p b 钎料的替代s n a g c u 都是最佳的。 但是直到目前s n - a g - c u 合金的共晶成分还是没有能确定。基于各种不同 的研究方法，该成分被分别认为是s 州7 a g - i 7 c u ( w t ) 【9 j 、s n 一3 5 a g o 9 c u ( w t ) 【10 】或3 , 5 4 - 0 3 a 9 0 9 0 2 c u ( w t ) d l l 等。而从相图中得出的共晶点 是s n 3 3 8 a g 0 8 4 c u ( w t ) 1 2 j 。s n a g c u 合余的共晶成分组成对接头的可靠性 非常关键，需要更进一步的研究确定。 1 _ 2 2 无铅互连焊点的微观组织研究 在热循环的过程中，焊点的组织结构会发生变化，影响焊点的可靠性。焊 点的微观组织包括焊点本身的组织结构和焊点与凸点下金属化层u b m ( u n d e r b u m pm e t a l l i z a t i o n ) 的界面层组织与结构，其中界面上的反应行为是研究的重 点。k z e n g 和k n t u 2 以热力学驱动力、与时问有关的动力学过程、形态和 微观结构的改变为基础，对电子封装中无铅钎料的六种可靠性问题进行了分 析，并与s n p b 钎料进行了比较。这六种问题分别为：( 1 ) 无铅钎料与基板焊盘 上的厚余属化层之间的界面反应；( 2 ) 无铅钎料与芯片薄膜u b m 之间的界面反 应；( 3 ) 无铅钎料接头在固态老化过程中的i m c 的生长；( 4 ) 芯片端与基板端金 属化层通过钎料连接时的长距离反应；( 5 ) 倒装焊( f l i pc h i p ) 接头中的电迁移现 象；【6 ) 铜引脚框架上无铅钎料中的s n 晶须生长现象。从中可以看出，无铅钎 料钎焊中的可靠性问题主要与再流过程中与老化过程中的微观组织变化有关。 无论是在封装重熔还是在组装再流焊过程中，钎料与焊盘都会发生反应， i m c 将会在界面处生长，界面处生成了i m c 表明界面实现了较好的润湿和连 接，但较厚的i m c 层将会弱化焊点性能，使接头变脆，可靠性下降。i m c 的 哈尔滨工业大学工学硕士学位论文 厚度与一系列因素有关，如温度、时间、合金特性和沉淀形貌【1 2 】。其与扩散时 间的关系满足经典扩散理论1 1 3 - 1 4 ： 90：(皿)(1-1) 式中：旷一i m c 的厚度( m ) ；卜一扩散时间( s ) ；卜金属间化合物生长扩散 率( m 2 s 1 ) ，它随着温度而变化，由a r r h e n i u s 方程确定： d = d o e x p ( 一号 -(1-2) 式中d 旷一扩散系数( m e s 1 ) ：9 一i m c 的活化能( j m o l 。1 ) ：r b o l t z m a i l n 常数= 8 3 1 4 0 m o l - ik 1 1 。 由此可见，金属间化合物层的厚度随老化时间的平方根线性增加。事实 上，活化能能够反映原子晶界扩散的性质，例如n i 、c u 和s n 等。这是因为 n i 和s n 原子在钎料焊盘界面扩散需要克服比c u 和s n 通过晶界扩散形成化 合物更大的能量势垒，因此n i s n 化合物的生长速率比c u - s n 化合物慢。金属 间化合物的生长动力学方程可以被用来预测c u s n 和n i s n 化合物在一定加热 条件和时间下的生长厚度。这些信息反过来可以用来评价金属间化合物层厚度 对焊点可靠性的影响。 实验结果与以上计算是一致的1 1 3 】。如图1 1 所示，s n a g c u 体系在不同温 度下老化i m c 都随着老化时间的增加而增厚，且老化温度升高i m c 的生长速 度增快。这表明固相焊点中界面金属间化合物的生长规律是通过传统动力学理 论描述的扩散生长，其生长速度由互扩散控制而不是由组元间的反应控制。图 1 - 2 显示了重熔时间对i m c 厚度的影响，可见其影响与老化时间的影响相似。 图1 - 1 s n a g c u 系中i m c 的平均 厚度与老化时间的关系 图1 - 2 多次重熔席不同 合金系中i m c 的生长 竺兰鎏三兰盔：三兰堡土兰堡鲨兰 与含铅钎料相比，无铅钎料由于重熔温度更高、含s n 量更大，导致了溶解速 度和i m c 的形成速率都更快1 1 5 1 。 哈尔滨工业大学的田艳红等人【l6 l 进行了a u 在钎料中溶解与扩散方程的动 力学分析后得出：从热力学上讲，a u 向钎料中溶解的驱动力为界面两侧a u 的 化学势梯度；从动力学上讲，a u 的溶解可用溶解反应过程来描述。a u 向熔融 钎料中的溶解由n e m s t 一次速度方程控制： c ，= c j l e x p 【- t p y b l ，。( 1 3 ) c = 0 l 。：一( 1 4 ) 式中爵( m o l c m 3 ) 为a u 在熔融钎料中的极限溶解度；k ( c m s ) 为a u 的溶 解速度常数；s ( c m 2 ) 为液态钎料与a u 接触面积；s ) 为时问；p ( g c m 3 ) 为液念 钎料的密度：v ( c m 3 ) 为液态钎料体积。 通过菲克扩散第二定律可以计算a u 在钎料中的扩散情况： a c a 2 c、 百。”萨 l 。3 j 将菲克扩散第二定律褰勒展开，得到无量刚形式的有限差分解： c “2c w + ，( c f - l ，一2 c u + c i + l , j ) ( 1 _ 6 ) 式中，= 掰( s x ) 2 ，x = x d ，孝= d t 8 2 ，c = c c 其中掌，x ，c 均为无量纲的 量。x ( c m ) 为离界面的距离；艿( c m ) 为钎料厚度。采用数值积分方法，可得出 a u 在界面处不同温度下达到溶解极限所需时间。 关于无铅钎料与a u n i c u 焊盘的界面反应机理已有不少研究。由于 a u s n 4 的形成意味着一个a u 原子能吸引4 个s n 原子，因此少量的a u 就能导 致大量的i m c 的形成。普遍的观点【2 4 ， 2 1 l 认为，再流焊过程中a u 向熔化的 钎料中溶解得很快，从而使n i 暴露出来，暴露出来的n i 与钎料反应生成 n i 3 s m ，而溶解的a u 能在钎料固体中与s n 以a u s n a 化合物沉淀下来。这种化 合物在低温下很脆，裂纹容易在i m c 处萌生和扩展，当浓度很高时会降低焊 点的热疲劳寿命，是会属体系失效的潜在因素。将再流后的焊点经过老化处理 发现a u s n 4 中n i 含量增多，且又回到了界面附近。( a u ，n i ) s n 4 在n i 3 s n a 界面 的再沉淀是伴随着s n p b 钎料接头中的p b 而出现的，而无铅钎料接头中这种 情况则不会出现t 2 2 2 。鉴于此，有学者认为s n a g c u 中根本就没有a u 脆问 题，因为在老化过程中易脆的( a u ，n i ) s m 并没有迁移到界面。而很多情况下， 哈尔演t 业大学t 学硕i ：学位论文 a u 被视为引起焊点质量弱化的直接原因。热循环得到与老化相似的结果1 2 3 1 。 含铅接头产生这样的现象可能是由于n i 对a u s n 4 的稳定作用，即n i 向 a u s n 4 的溶解降低了它的吉布斯自由能，即能量的减少成为a u s n 4 在界面处 获取n i 的驱动力，从而导致a u 的迁移【2 4 】。然而对无铅钎料还没有找到合理 的解释。( a u ，n i ) s n 4 n i 3 s n 4 界面很脆，一些接头在b g a 板上组装时会沿着界 面丌裂1 2 ”。从该角度考虑，应对焊点尺寸和a u 层的厚度加以限制。因为研究 1 4 】的结果显示，焊点太小、u b m 上的a u 层过厚，都会造成焊点内形成大量 的i m c ，从而影响接头的性能。 k z e n g 等人的研究【2 ，17 l 显示，对于共晶的s n a g 和s n a g c u 来说，钎焊接 头的截面分析中a 9 3 s n 的形态显示为长针状晶体。但当钎料通过深度腐蚀去除 后，它们变为了薄片状。如果该a 9 3 s n 晶体在高应力区形成，如在钎料球和 u b m 间的边角区域，裂纹便会产生并沿着a 9 3 s n 和钎料的晁面繁殖，从而导 致如图1 3 所示的失效。 a ) s n 一3 5 a g - 0 7 c ub ) s n - 3 5 a g 图1 - 3n i ( p ) a uu b m 的倒装焊( 日j pc h i p ) 接头在热循环屙的火效【2 在倒装焊接头中还观察到了有趣的现象1 2 j 。芯片端的a 1 n i ( v ) c uu b m 通 过共晶s n p b 或s n a g c u 钎料凸点与基板端的a u n i ( p ) c u 焊盘连接起来，接头 示意图如图1 4 。几次再流后，芯片端形成的i m c 就会破碎，如图1 5 。而当 基板端中用c u 作焊盘时破碎就不会发生。熔化钎料中的扩散很快，因此我们 可以认为这些金属成分能穿过焊接接头而发生反应。这说明基板端的金属化物 能引起芯片端金属化物的不稳定。研究者对此的解释为，由于共晶s n a g c u 钎 料中的( a u ，n i ) s n 4 颗粒始终位于钎料体中且不向界面移动 2 ，说明在无铬钎 料中界面处的n i 3 s n 4 层并不吸引a u s m 或( a u ，n i ) s n 4 。尽管( a u ，n i ) s n 4 的形成 能比a u s n 4 的低，但高的界面能没能将它吸引到n i 3 s n 4 附近。不过( a u ，n i ) s m 鉴尘篓；：兰主：兰：篓；：兰基鎏兰 低的形成能可能会提高芯片端h i ( v ) 的溶解量，从而a u 会导致n i ( v ) 的溶解， 造成芯片端金属化物的不稳定。其实对无铅钎料来说，不管有没有a u ，由于 ( c u , n i ) 6 s n 5 的不稳定，n i ( v ) 的溶解只是时间的问题【l8 1 ，a u 的增加只是提高了 溶解速度。而含铅钎料接头中如果不含a u ，c u 6 s n 5i m c 会形成阻挡层，保护 n i ( v ) 不与熔融钎料反应【”l 。对共晶s n a g 和s n a g c u 在1 5 0 c 老化1 0 0 0 h 后进 行的剪应力测试【1 3 ，2 2 】表明，接头均在钎料球内部延性失效，断裂处有大量的塑 性变形，断裂表面粗糙且有严重的微坑。但s n p b a g 接头趋向于脆性失效且失 效模式随老化时间而变化。而在多次重熔后，三种合金都在钎料球内部延性断 裂。老化后由于i m c 的变厚，接头的强度会下降。 图1 4 接头与金属化层的示意幽嘲 a ) 芯片一基板连接后b ) 1 0 次重熔后 图1 - 5 共晶s n a g c u 倒装焊接头截面s e m 照片 对钎焊反应的研究，特别是钎料u b m 薄膜反应的研究，对于理解i m c 剥 落以及防止这些现象的发生以使焊点具有较高的可靠性都有非常重要的意义。 另外，i m c 形貌本身也很有意义。在电子封装中，f c 焊点在制造和使用中要 竺玺篓：! ；些銮：三主翟土兰兰兰兰 经历几个再流焊过程，还要经历固态老化、热应力循环等可靠性问题。因此研 究界面反应是很有意义的。 综上所述，再流焊与老化过程中焊点微观组织的演变是一个非常复杂的过 程，目前所得结果还比较零散不够全面，某些现象还没有找到产生的原因，关 于焊点的微观组织尤其是金属间化合物的形貌与分布对其微观力学性能及可靠 性的影响还有待进一步探讨。 1 2 3 金属间化合物微观力学性能的纳米压痕测量 纳米压痕( n a n o i n d e n t a t i o n ) 是一种在纳米尺度上描述材料机械性能的新方 法。随着现代微电子技术的发展，人们迫切需要知道焊点的微观组织结构和它 的宏观力学性能之间的关系。但是由于封装焊点的尺寸越来越小，传统的硬度 测量技术已不能满足微小焊点研究的要求，此外，研究中还需要掌握焊点的弹 性性质，而纳米压痕技术就可以有效的满足这些需求。 目前纳米压痕技术在封装焊点上的应用主要是用于钎料基体和常见i m c 的微观力学性能指标测量。如r r c h r o m i k 等人1 27 j 通过试验测出c t h s n 5 和 c u 3 s n 的硬度值分别是6 5 0 3 g p a 和6 2 o 4 g p a ，a 9 3 s n 的硬度值为2 9 0 2 g p a ，s n 基体的硬度则为0 1 1 0 0 5 g p a 。这表明i m c 相对钎料基体呈现出 明显的脆性，而a 9 3 s n 则比c u - s n 化合物要软。可见对i m c 的力学指标的精 确测量有助于对封装焊点的热机械行为的理解。 对于c u s n 化合物，x d e n g 等人【2 8 】测出c u + s n 5 和c u 3 s n 的弹性模量分别 为1 1 2 3 5 0 g p a 和1 3 4 2 6 7 g p a ，而f i e l d s 等人得出的结果却分别是8 6 2 g p a 和1 0 8 + 4 g p a 2 7 】。可以发现由于试样准备、试验方法、测量仪器等的差 异，各研究得出来的结果相差很大。同时在实际的焊点中，还存在很多复杂的 多元化合物，而目日口还没有关于这些复杂化合物的报道。并且目前大部分的试 验都是在测量之前专门制备出所需的i m c ，而不是直接对封装的焊点进行测 量，因此并不能得到一个真实的焊点各处的力学性能分布。 1 3 本文主要研究内容 本文以界面反应行为为重点，研究倒装焊( f c ) 中老化以及多次重熔时s n 基无铅钎料与u b m 薄膜( a u n i c u ) 反应的微观组织演变过程，以及焊点微观 组织对其力学性能的影响。主要内容包括：采用扫描电镜s e m 研究多次重熔 和老化时f c 无铅焊点的界面反应行为及微观组织演变，对焊点进行剪切强度 i i f 尔滨工业人学工学倾十一学位论义 测试；对焊点垂直与水平切片，通过刻蚀去除钎料，研究金属问化合物的立体 形态与分布：用纳米压痕仅测量焊点整体的硬度和弹性模量的分布，获得其微 观组织对其微观力学性能的影响。 哈尔滨工业大学t 学顾卜学位论史 2 1 试验材料 第2 章试验原理与方法 图2 1 所示为本文使用的f l i pc h i p 焊点结构。钎料合会采用日本千住金属 工业株式会社的无铅e c os o l d e r 合金m 7 0 5 钎料球，其合会组成为s n 一3 0 a g 一 0 5 c u ( w t ) ，熔化温度为2 1 7 2 2 09 c 。由图2 2 、2 3 得知，s n 3 0 a 9 0 5 c u 钎料球内部组织由s n 相与少量的a 9 3 s n 、c u 6 s n 5 组成。试验使用的钎料球 直径分别为0 3 m m 、0 4 m m 、0 5 m m 和0 6 m m 。芯片与b t 基板两处的焊盘都 为a u n i c u 三层结构，铜箔焊盘表面通过电镀的方法形成n i 和a u 层，厚度 分别为7um 和2um 。焊盘直径为1 6 m i l ( 0 4 r a m ) 。图2 4 为a u n i c u 焊盘表 面及截面扫描电镜一s e m 照片。 幽2 - 1 f l i p c h i p 焊点结构 图2 - 2s n - a g c u 三元合金相图( s n 角放大) 图2 - 3s n 3 0 a 9 05 c u 钎料球内部组织 哈尔滨t 业大学工学硕f + 学位论文 a ) 焊盘表面b ) b t 基板焊盘截面 图2 4a u n i c u 焊盘表面及截面s e m 照片 2 2 试验过程 主要试验过程如下： l 进行钎料合金红外重熔试验，先将o 5 m m 钎料球在芯片焊盘上重熔一 次，再在b t 基板焊盘上重熔一次，因此钎料球芯片界面经历了二次重 熔。为了简化，称此过程为“对接”。对接后分别对焊点在1 5 0 。c ”f 老化4 小时、4 8 小时、1 2 0 小时，另一部分对接焊点在相同钎焊参数下再整体重 熔一次、四次、九次。分别研究老化过程中以及多次重熔后焊点界面反应 行为和微观组织的演变，并通过深腐蚀观察垂直于焊点界面的截面上i m c 的形貌。 2对o 5 m m 钎料球与b t 基板焊盘分别进行多次重熔以及老化试验。对一部 分焊点进行剪切强度测试，另一部分焊点通过深腐蚀观察平行于界面的截 面上i m c 的形貌。 3进行不同直径钎料球在相同直径焊盘上的重熔与老化试验，对获得的焊点 进行组织分析与纳米压痕试验。 2 3 试验方法及设备 2 3 1 红外重熔试验 采用丙酮浸泡，并用超声波清洗基板及焊盘表面，然后在焊盘上涂水溶性 哈尔滨工业人学工学硼l 学位论文 钎剂以固定钎料球，接着进行红外重熔试验。试验采用s i k a m af a l c o n5 x 3 型红外再流焊机，其传送速度在2 5 4 15 2 4 0 c m s 范围内可调，加热温度范围为 室温至4 8 0 。c ，温控精度为0 5 。采用传输带将试件放入炉内，经过预热 区、加热区、冷却区而从另一端输出。红外炉示意图如图2 5 所示。本试验中 加热温度为2 6 0 ，超过钎料熔化温度以上6 0 s 。每次重熔都采用相同的重熔 参数。 霸攀黍写孬嘲毋l国钎箭帮研囡可l 囫 t 考t幸毒t彳 幸 毒芎t 圉i 园亡墨= j 口亡盈 口 舀= 圈 墨匕j 妇翻i 匿壅臣噩噩蛋虽疆互覆覆藿覆至蚕虽趸琵爱夏互互乏夏嚣星琵翻 l 。 图2 5 红外亚熔原理示意图 2 3 2 老化试验 老化试验采用d g 2 0 0 0 2 台式干燥箱进行，其最高工作温度为2 0 0 。试 验中将温度设定好后，浚干燥箱可以自动调节以应对温度波动，使温度保持恒 温。本文试验的老化温度都为1 5 0 。c 。 2 3 3 焊点剪切强度测试 焊点的剪切实验采用图2 - 6 所示的微机控制电子拉力实验机，产品型号为 k d 0 5 ，产品规格o 5 k n ，选用1 0 0 n 测力传感器，位移速度选用0 1 5 m m s 。 我们设计了专用卡具和拉钩，其剪切原理如图2 7 所示。拉力实验机的前端卡 具卡住拉钩并逐渐向上运动，测力传感器将测得的力值传送到计算机，作出剪 图2 - 6 拉力实验机幽2 7 剪切试验原理幽 哈尔滨工业大学1 二学硕士学位论文 切曲线，给出最大剪切力值。 2 3 4s e m 分析 将重熔与老化后的对接焊点与要进行纳米压痕试验的焊点迸行垂直切片， 将切片后的样品用树脂封起来，分别采用3 6 0 # 6 0 0 # 8 0 0 # - 1 2 0 0 # 2 0 0 0 # 水砂纸 打磨，然后用1 0 “i l l 的金刚石研磨剂抛光。抛光后的样品在新鲜的腐蚀液中 腐蚀5 1 0 s 。腐蚀液的成分为0 2 6 h c l + 2 9 3 h n 0 3 + 8 4 5 3 c 2 h 5 0 h + 1 2 2 6 h 2 0 。使用荷兰菲利浦公司的f e is i r i o n 扫描电镜( s e m ) 分析i m c 的 组织形貌，该仪器的电子分辨率为1 s n m ，放大倍数为1 5 3 0 0 0 0 0 倍。分析 钎料焊盘的界面i m c 以及焊点内部的微观组织，并用与扫描电镜配套的e d x 能谱分析化合物构成分。 以上分析完后再将对接焊点重新抛光，同时对钎料球与b t 焊盘的重熔与 老化焊点进行水平切片，采用同样的程序打磨抛光。用2 0 0 浓h c l + 9 8 c 2 h 5 0 h 腐蚀液对样品进行深度腐蚀1 5 2 0 m i n 。同样用f e is i r i o n 扫描 电镜和e d x 能谱分析界面l m c 的三维立体形貌与成分。 2 3 5 焊点力学性能的纳米压痕测试 2 3 5 1 试验原理采用o l i v e r 和p h a r r 方法对测量中获得的载荷和位移数据进行 分析以得到硬度和弹性模量值2 7 2 9 0 3 2 。测量中的卸载曲线符合以下幂律方程： p = a ( h - h ，) ”2 1 ) 式中p 一载荷：疗一压头压入深度； 厂一卸载过程的截段位移；a 和m 一 一常数。 接触刚度s 与接触深度分别由以下两式得到： 黔氖 ( 2 _ 2 ) 砌l 、 ”h m a 。- 等( 2 - 3 ) 式中是常数，对于b e r k o v i c h 压头取0 7 5 ：尸，。一加载的最大载荷。 压头，试样系统的当量弹性模量e 定义如下： 12 哈尔滨工业人学工学烦卜学位论义 驴蚓一+ 半l 广 式中卜弹性模量，y 泊松比。若测得接触刚度s ，则： 耻志s ( 2 4 ) ( 2 - 5 ) 金刚石压头的参数已知( 五| 1 1 4 0 g p a ，v = 0 0 7 ) ，因此压痕模量e x l 为： f 。专l ( 2 - 7 ) 若试样的泊松比已知，根据以上结果便可得出试样的弹性模量e 。 试样的硬度h n i 由下式得到： 日”2 而- m a x ( 2 - 8 ) l ， 式中仿一压痕的投影面积。 2 3 5 2 试验设备与过程试验采用的h y s i t r o nt r i b o s c o p e 是配置在商用扫描探 针显微镜( s p m ) j r 的深度敏感压痕硬度测量系统( d s i ) 。图2 - 8 为该测量系统的 核心部分：传感器和t r i b o 扫描部件。图2 - 9 为试验选用的b e r k o v i c h 压头，其 半径约为t 3 0 n t o ，总角度是1 4 2 3 。，半角为6 5 3 5 。 圈2 8 h y s i t r o nt r i b o s c o p e ： 圈2 9b e r k o v i c h 压头 传感器和t r i b o 扫描部件 对待测的焊点进行塑封、打磨、抛光与腐蚀，使相应的焊点组织与金属间 化合物能够显现出来，然后对焊点进行压痕试验。在试验前先使用熔融石英 喻尔演t 业大学工学硕上学位论文 ( s i 0 2 ) 对压痕系统进行校f 。将试样用粘结剂直接固定在金属座( m e t a lh o l d e r ) 上，并将金属座固定在真空卡盘上，然后将事先拟定好测量的焊点各位置输入 系统。试验加载过程如下：采用载荷控制模式，在各点上以o 。6 m n s 的加载速 度加载到3 m n ，再以相同的速度卸载。在加载结束后，利用b e r k o v i c h 压头对 压痕进行扫描，得到压痕的梯度场( g r a d i e n tf i e l d ) 与形貌场( t o p o g r a p h yf i e l d ) 图，由此可以得出各压痕的位置。试验中得到的载荷与位移数据利用前述的 o l i v e r 和p h a r r 方法进行分析。 2 4 本章小结 本章介绍了本文的试验材料、试验过程、各试验所需的设备和实验方法 并着重介绍了利用纳米压痕技术测量试样硬度及弹性模量的原理与过程。 至筌鋈；：些盔：! ：兰堡：兰堡鎏兰 第3 章老化条件下f c 焊点微观组织演变过程 3 1 不同老化时间下f c 焊点微观组织的变化 焊点的微观组织包括焊点本身的组织结构和焊点与u b m 的界面层组织与 结构。在热老化的过程中，焊点的组织结构会发生变化，影响焊点的机械性 能，进而影响到焊点的可靠性，因此研究老化过程中焊点微观组织的变化是十 分必要的。 以老化4 8 小时的对接焊点( 图3 1 ) 为例分析老化过程中焊点的整体微观 结构。图3 1a ) 为焊点经历深腐蚀后的结构，可以看出焊点内部是由有限个晶 粒所组成的；浅腐蚀后( 图3 1b ) ) 可以看到焊点内部分稚着相当数量的会属 间化合物( i m c ) ，并可发现它们都形成在晶界处。以下将从焊点的内部和焊点 与u b m 的界面层两方面详细分析不同老化时间对焊点微观组织的影响。 a ) 深腐蚀b ) 浅腐蚀 翻3 】老化4 8 小对厉焊点的整体微观结构 3 1 1 焊点内部的组织结构 图3 - 2 为焊点内部组织结构随着老化过程的进行的s e m 照片。从中可以 发现，对接后，钎料内部除了原有组织外，还生成了金属间化合物，经e d x 分析证明为a u s r l 4 ，这是出界面处的a u 在再流过程中扩散到钎料内部与s n 发 生反应而形成的。由s n a g c u 三元相图( 图3 3 ) 可知，s n 一3 0 a g 一0 5 c u 在凝 固过程中首先析出卢s n 相，由于a u 在一s n 相中的溶解度很小3 3 1 ，所以溶 哈尔滨工业人学工学硕：l 二学位论文 于钎料中的a u 将被残留在液相中。但随着s n 相的不断长大，a u 将在残余 的熔融钎料中呈饱和态，并以a u s i l 4 形式在晶界处再次析出。同时，当温度降 到钎料的共晶点时，将在多s n 相的边缘处形成a 9 3 s n 、c u 6 s n 5 与富s n 相组 成的共晶区域，因此a u s n 4 将与a 9 3 s n 、c u 6 s n s 在晶界处形成一个混合区。由 图3 - 4 可以很清楚的看出这一点。从晶界的特性来说，由于界面上的能量普遍 比晶粒内部的高，金属问化合物a u s n 4 在晶界处形成，说明它能降低晶界处的 界面能。 出于老化是在1 5 0 ( 2 温度条件下进行的，低于钎料熔点，因此该老化反应 属于固态相变过程，该过程中析出物的粗化驱动力已被证明是相当可观的。对 于弥散的颗粒，其粗化通过小颗粒的溶解和大颗粒的长大来实现，组织粗化的 速度由溶质原子的长程扩散控制【3 ”。g i b b s t h o m s o n 定理与格林伍德模型给出 了其具体的物理描述。已知在熔融s n p b 钎料中，相同温度下a u 的溶解速度 比a g 的大得多【3 5 1 ，而关于固态下a u 、a g 在s n a g c u 中的扩散速度的具体报 曲对接 b ) 对接后老化4 小时 c ) 对接后老化4 8 小时d ) 对接后老化1 2 0 小时 图3 - 2 焊点内部组织结构随老化时间的变化 譬兰鎏王、业盔喾王兰堡。：耋竺鎏兰 图3 - 3 s n - a g - c u 三元相图( s n 角) 图3 - 4 对接后焊点的内部组纵 道并不多。k z e n g 等人认为固态下贵金属在钎料合金中以间隙扩散机制进行 扩散，其速度是相当快的，如1 5 0 时a u 在s n 中的扩散速度约为1 0 一 c m 2 s 【2 j 。由图3 - 2 可以发现，随着老化时间的增加a u s n 4 相发生了糯化，而 a 9 3 s n 则在整个老化过程中一直是小颗粒或小棒状，并没有明显的粗化现象产 生。该现象一直没有得到具体的解释，从扩散速度方面考虑，可能是因为固态 下a g 在s n a g c u 中的扩散速度相对于a u 比较小的缘故。 3 1 2 焊点与u b m 界面的微观组织与结构 3 1 2 1 现象描述焊点未老化和在1