1 引言

近年来，微电子互连制造中无铅焊料合金已经开始得到工业应用，由于大部分无铅焊料合金的熔点比共晶SnPb焊料合金高[1]，采用传统的红外或热风等整体加热方法进行组装互连时，芯片和印刷线路板受到较高的热作用，容易引起器件和线路板的较大变形，导致互连焊点失效或后期服役过程中可靠性差，尤其对高密度面阵封装互连焊点，如BGA（Ball Grid Assembly）、CSP（Chip Scale Package），整体加热方法引起的变形降低其互连焊点的可靠性[2-4]，因此，有必要开发局部集中加热的微电子互连方法，C.Q.Wang等人开发了BGA焊料凸台的激光重熔方法[5]，分析了激光加热过程的热变形以及焊料凸台界面的组织演化，由于激光具有快速局部加热和冷却特性，较好地解决了变形引起的可靠性问题，其焊料凸台组织也得到了改善，但是激光设备的成本较高且难以实现面阵封装器件的组装互连，作者开发了感应自发热重熔新方法[6]，新方法使面阵封装的焊料凸台在高频电磁场下快速局部自发热重熔化，不仅实现面阵封装器件焊料凸台的制备，还可以实现面阵封装器件的组装互连。但是对新方法制备的焊料凸台组织以及可靠性方面尚缺乏足够的研究。

焊料凸台成型后焊点界面处产生的金属间化合物保证焊料合金与焊盘的冶金接合，但由于金属间化合物的机械及物理性能与焊料和焊盘材料不同，在服役过程中焊料球内部和界面处的IMC的形态会发生变化，影响微电子互连焊点的长期可靠性[7-9]，为了观察焊料组织及金属间化合物演变对焊料凸台可靠性的影响，通常采用高温老化试验[10-11]，焊料凸台可靠性评估大多采用剪切试验方法，它具有简单方便实现的优点[12-14]。

本文采用感应自发热重熔方法制备无铅焊料凸台，通过剪切试验方法分析焊料凸台的可靠性并利用扫描电镜观察分析焊料凸台剪切断裂模式，阐明利用感应自发热重熔获得的焊料凸台剪切断裂模式与金属间化合物演化的关系。

2 实验过程

实验采用直径为0.76mm的Sn3.0Ag0.5Cu无铅焊料球。图1为Sn3.0Ag0.5Cu焊料球微观组织，Ag3Sn金属间化合物分布在β-Sn集体内，Cu6Sn5也和Ag3Sn分布在β-Sn基体、但是由于其含量非常少很难辨别出来，焊盘采用BT基板上的Au/Ni/Cu圆形结构，BT基板厚度为0.5mm，Cu焊盘厚度为10μm，铜焊盘表面的Au/Ni层是通过电镀方法形成，其厚度分别为2μm和5μm，焊盘直径为0.6mm，焊剂采用松香基RMA（Rosin Mildly Activated）型。

高频感应圈电流约650A、频率为100kHz，加热时间11s，无铅焊料凸台在120℃下进行老化，老化时间分别为1、4、9、16天。老化试验后，利用万能试验机进行了剪切强度实验，劈刀距基板表面的距离为100μm，并且以0.1mm/min的速率沿水平方向推动焊料凸台，直到剪切力达到最大值为止。

利用扫描电子显微镜观察了焊料凸台剪切断口形貌，分析了不同老化条件下焊料凸台的剪切断裂模式，SEM的加速电压为20KV，用能谱（EDX）分析了化合物的成分。

3 实验结果与讨论

3.1 无铅焊料凸台的剪切载荷-位移曲线

图2为两次感应重熔获得的无铅焊料凸台在剪切强度试验过程中体现的三种典型剪切载荷-位移曲线，曲线1表示无铅焊料凸台剪切载荷的变化对变形位移非常敏感，随着微小的剪切位移剪切载荷达到极值，然后焊料凸台的承载力没有随变形位移缓慢下降，而是从极大值迅速下降为0，曲线2也表示无铅焊料凸台剪切强度对变形位移非常敏感，但是载荷峰值比曲线1较大幅度提高而且随着进一步增加位移，承载力开始比较明显地下降。曲线3表示焊料凸台的承载力随并行位移缓慢上升，其最大承载力略高于曲线2；在随后0.2mm-0.3mm的位移范围内剪切载荷经历缓慢降低的过程，没有表现出很大的降低幅度，当位移超过0.6m m-0.7mm后，即已相当于圆形焊盘的直径，剪切载荷发生了陡降，这种载荷-位移曲线表明焊料凸台在剪切力作用下发生颈缩并断裂，从这三种形式剪切载荷-位移曲线的不同特征可以明显地看出无铅焊料凸台不同剪切失效行为。

3.2 无铅焊料凸台的剪切失效模式

根据无铅焊料的剪切载荷-位移试验中表现出来的不同剪切失效行为，进一步分析无铅焊料凸台的以下三种剪切断裂模式。

图3显示了对应图2中曲线1的焊料凸台剪切断裂横截面，从图3中可以看出焊料凸台在剪切力作用下稍稍发生变形，然后在焊料与焊盘界面处发生了脆性断裂，从图中可以看出，裂纹沿Ni层和焊料合金界面的金属间化合物层发生，并沿脆性的金属间化合物界面延伸，图4所示为脆性断裂模式下焊料凸台断口表面形貌，由于发生了脆性断裂，断口表面非常整洁[15]。分析表明，裂纹一般起裂于Ni镀层然后延伸到金属间化合物层。

图5显示了对应图2中曲线2的焊料凸台剪切断裂横截面，从图5（a）中可以看出，在剪切初期与脆性断裂模式相似地发生了焊料凸台的塑性变形，然后裂纹在焊料凸台接合界面发生，并在焊料合金内部不断扩展，最终凸台在剪切力作用下发生焊料内部断裂，虽然焊料凸台界面处也产生了脆性的金属间化合物，如图5（b）所示，但是裂纹起裂于Ni镀层处，经过一段焊料的塑性变形裂纹向更薄弱的焊料内部扩展，没有沿着金属间化合物层扩展，这说明无铅焊料凸台接合界面处适当厚度的金属间化合物的存在可以加强焊料合金与焊盘的冶金接合，但是界面处不能过多地产生金属间化合物，否则容易发生焊料凸台的脆性断裂，降低剪切强度。图6是对应图2中曲线2的焊料凸台剪切断口扫描电镜照片，从图中可以看出断口上存在大量韧窝，表明裂纹从Ni层的原始微裂纹开始延伸进入焊料内部后，以韧性断裂的形式在焊料凸台中不断扩展最终导致焊料凸台韧性断裂[14]。

图7显示了对应图2中曲线3的焊料凸台剪切断裂横截面。从图7中可以看出，在剪切力作用下焊料凸台发生了较大的塑性变形，但是凸台界面和焊料合金内部没有发生明显的裂纹扩展，在进一步的剪切力作用下，由于焊料合金与焊盘连接面积变小以至于不能满足强度要求导致断裂，由于Sn3.0Ag0.5Cu无铅焊料合金的塑性较好[16]，在焊料重熔过程中只要界面反应控制不产生过多的脆性金属间化合物，焊料凸台就必比较容易发生较大的塑性变形，最终导致焊料凸台的塑性断裂，图8（a）为对应图2中曲线3的焊料凸台剪切断口扫描电镜照片，图8（b）为焊料凸台断裂处的外观形貌，可以看出，焊料凸台在剪切力作用下发生了较大的塑性变形，最终形成颈缩并发生断裂分离焊盘，断口处明显地显示剪切韧窝。

3.3 界面IMC演化对剪切失效模式的影响

无铅焊料不同的剪切失效模式的出现与高温老化密切相关，在老化0、1、4、9、16天的条件下其失效模式出现的概率也不同，老化时间较短时其剪切断裂主要以塑性断裂和韧性断裂为主，随着老化时间的增加韧性断裂的几率逐渐增加，在老化较长时间后，产生了少量的脆性断裂，未老化的二次重熔Sn3.0Ag0.5Cu凸台焊料/Ni层界面存在一层连续的含Cu为的Ni3Sn4，随着老化时间的增加，焊点界面处金属间化合物层逐渐变厚，且分化为两种不同成分的化合物层，如图9（a）。图9（b）、（c）、（d）为对老化16天的二次重熔凸台界面进行线扫描分析结果，发现靠近Ni层的化合物成分接近（Ni，Cu，Au）3Sn，而靠近焊料内部的化合物成分接近（Cu，Ni，Au，）6Sn5，可见，在老化过程中焊料内部的Cu原子向焊料与焊盘界面扩散，并在界面处富集，产生脆性化合物（Ni，Cu，Au）3Sn和（Cu，Ni，Au）6Sn5。

随着老化时间的增加，界面处的AuSn4相由针状变为块状，不象SnPb共晶焊料随着老化时间增加界面处形成明显的层状AuSn4化合物，因此无铅焊料凸台发生脆性断裂的概率较小。另一方面，焊料内部大量的片状Ag3Sn化合物变成较粗大的粒状，焊料合金的塑性变差较难发生塑性变形，相应地在剪切过程中塑性断裂发生的几率变小，主要以韧性断裂模式为主。

4 结论

（1）经过两次ISHR重熔Sn3.0Ag0.5Cu无铅焊料凸台的剪切强度能够满足实际使用中的需要。

（2）焊料凸台的剪切载荷-位移曲线的特征以及对焊料凸台剪切断口的扫描电镜形貌分析结果表明，不同老化时间下无铅焊料凸台的剪切断裂表现为塑性、韧性和脆性三种断裂模式。

（3）在不同的老化条件下，失效模式的出现概率也不同，老化时间较短时其剪切断裂主要以塑性断裂和韧性断裂为主，随着老化时间的增加韧性断裂的几率逐渐增加，在老化较长时间后，产生了少量的脆性断裂，这与老化过程中界面处和焊料内部的IMC演化有关。