SnAgCu钎料焊点电化学迁移的原位观察和研究

天津大学硕士学位论文石墨烯增强Sn-Ag-Cu复合无铅钎料的设计与性能研究Design and Property Study on a Sn-Ag-Cu Lead-free Solder Reinforced with Graphene学科专业：材料加工工程研 究 生：刘向东指导教师：徐连勇副教授天津大学材料科学与工程学院2012年12月独创性声明本人声明所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究工作和取得的研究成果，除了文中特别加以标注和致谢之处外，论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得天津大学或其他教育机构的学位或证书而使用过的材料。

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学位论文作者签名：签字日期：年月日学位论文版权使用授权书本学位论文作者完全了解天津大学有关保留、使用学位论文的规定。

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（保密的学位论文在解密后适用本授权说明）学位论文作者签名：导师签名：签字日期：年月日签字日期：年月日中文摘要在无铅钎料中，Sn-Ag-Cu系钎料因其良好的力学性能及可靠性，目前被广泛的应用。

但是，随着微/纳机电系统技术的不断进步，微电子器件不断向小型化、轻量化、功能化发展。

传统的无铅钎焊技术已经难以满足钎焊接头可靠性的要求。

因此，急需开发出一种新型无铅钎料以满足更为苛刻的服役条件。

一个可行且具有前景的解决方案就是引入强化相，制备出复合钎料。

在本研究中，采用具有超强的力学性能、热稳定性及导电性的新型二维纳米材料石墨烯作为强化相，加入传统的Sn-Ag-Cu钎料中形成复合钎料。

本文的主要工作可分为两部分。

(1)利用粉末冶金法成功制备了石墨烯纳米片（GNSs）复合无铅钎料，并测试了材料的一系列物理性能及微观组织。

第45卷第3期2019年6月兰州理工大学学报Journal of Lanzhou University of TechnologyVol.45No.3Jun.2019文章编号：1673-5196(2019)03-0022-04电迁移现象对钎焊界面组织的影响及作用机制俞伟元，吴炜杰，孙学敏(兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室，甘肃兰州730050)摘要：使用Zn-Al合金作为钎料，采用直流电阻钎焊技术对6063铝合金进行钎焊连接.研究了电迁移现象对钎焊界面显微组织及形貌的影响，并分析了其作用机理.结果表明：直流电阻钎焊过程中，在电场驱动力和化学驱动力共同作用下，母材中的A1从负极向正极发生电迁移，在此过程中大量空位的存在诱导产生背力促使Zn从正极迁移至负极，进一步研究发现这种由于空位浓度诱导形成的背力梯度使得正极区域固溶体层生长受到抑制，而促进负极区域固溶体层的生长.关键词：铝合金；直流电阻钎焊；电迁移效应；背力中图分类号：TG454文献标志码：AEffect of electromigratory phenomenon on brazed interfacialmicrostructures and its functional mechanismYU Wei-yuan,WU Wei-jie,SUN Xue-min(State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals,Lanzhou Univ,of Tech.,Lanzhou730050,China)Abstract:Taking Zn-Al alloy as solder,brazing connection of6063aluminum alloy is carried out by means of DC resistance brazing technology.The influence of electromigratory phenomenon on microstruc­ture and morphology of brazed interface is studied and its functional mechanism is analyzed.The result shows that，in the process of DC resistance brazing,the electromigration of Al from negative pole to posi­tive one is caused by the electric field driving force and chemical driving force.In this process,the exist­ence of massive vacancy will induce backing force to drive Zn from positive pole to negative one.It is found by further study that the growth of the solid solution layer in the positive polar region will be inhibited by the backing force gradient9which also promote the growth of the solid solution layer in the negative re­gion.Key words:aluminum alloy；DC resistance brazing；electromigration effect；backing force在材料制备、焊接成型等工艺过程中施加电场⑴、声场、磁场⑵等物理场,获得所需组织结构和性能，是近来学术研究的热点•在众多物理场的应用中，以电场的应用最为普遍和成熟•由电场所产生的热电效应、感生出的电磁力引起的驱动效应和电迁移效应，使得电场在材料加工的传热、传质和能量传输中扮演了“能量调控者”的角色.在施加电场的钎焊过程中，液态金属原子偏离原有位置沿着电子运动方向发生移动的电迁移效应,导致了孔洞、裂纹等缺陷的产生以及局部区域化收稿日期：2018-11-18基金项目：国家自然科学基金(51465032)作者简介：俞伟元(1973-),男，甘肃兰州人，博士，教授.合物堆积3〕.已有的研究表明，电迁移效应会对焊点的微观组织及力学性能产生影响,Cheng-En Ho 等⑸基于Huntington和Grone的电迁移理论提出了一个数学模型,对垂直于电子流方向的特定Sn磁通量和Cu扩散以及Cu6Sri5累积之间的联系进行了定量描述・Xu L等⑹学者对热电联合效应下SnAgCu体系的电迁移行为进行了研究,通过观察热电效应下焊点界面IMC生长的情况，发现在阳极界面的IMC层生长速度大于阴极界面的IMC层生长速度，且二者均快于等温时效•有效证明了金属间化合物在电迁移下的极性效应.H Gan等⑺报道了阳极和阴极电迁移极性效应对在焊料槽中IMC形成的动力学影响,实验结果表明，与不施加电流的热第3期俞伟元等:电迁移现象对钎焊界面组织的影响及作用机制・23・处理相比,在正极施加电流促进IMC生长而在负极则会阻碍其生长，同时正极处IMC的生长速率与时间呈抛物线关系且生长速率随着电流密度增大而增大.基于上述研究背景,本文将采用直流电阻钎焊方法，探究钎焊过程中接头界面电迁移行为的作用机理及其对界面微观组织形貌带来的影响.1实验材料和方法1.1实验材料所用母材与钎料分别为6063铝合金和1mm厚的箔片状Zn-2A1钎料，其化学成分见表1,6063铝合金的熔点低于615°C,Zn-Al钎料的熔点为382〜440°C.表1实验用母材、钎料成分及熔点Tab.1Chemical composition and melting points of basematerials and solders for experiment合金质量分数/%固相线温度/°c A1Zn Mg Si Cu606399-0.45〜0.900.20〜0.600.10<615 Zn-Al982---382〜4401.2实验方法直流电阻钎焊原理如图1所示•焊前将8cm厚的铝合金板加工成尺寸为20mmXlO mmX8mm (长X宽X高)的钎焊试样,其中下工件加工一个8mmX6mmXO.15mm(长X宽X高)的凹槽，其中放置用砂纸打磨后的箔片状Zn-2A1钎料0.1g.用240目砂纸打磨工件接触面去除表面致密连续的氧化膜和杂质,随后用丙酮擦拭去除油污,再用无水乙醇清洗;将加工好的试样放置到如图所示的上下电极上，施加80N的恒定压力•钎焊时采用两步电阻钎焊方法，在钎焊第一阶段，通以3.5kA的小电流持续500ms,空隙时间为500ms,在钎焊第二阶段通以7.5kA大电流持续2s,随后空冷至室温•为了确定电流流向对于界面反应的影响，改变电流流向,进行对比实验•钎焊结束后，焊缝沿纵向切开，用金相砂纸逐级打磨并抛光，腐蚀后采用广视场万能图1直流电阻钎焊原理Fig.1Principle diagram of direct-current resistance brazing 金相MEF3显微镜观察试样的焊缝形貌，使用QUANA-FEG450型场发射扫描电镜观察界面微观组织形貌，并分析其组织演变•同时使用能谱分析仪(EDS)对钎焊接头微区进行元素分析，分析焊缝及界面物相的组成.2结果与讨论2.1钎料与铝基体界面微观组织图2为直流电阻钎焊接头微观组织.由图可知，接头主要由两侧界面不等宽固溶体层和共晶相组成(如图2a).通过EDS测得接头微观组织中黑色、灰色和白色相的Zn元素质量分数分别为30.62%、46.61%和95.38%•结合相图,可知图2b中共析cr Al呈灰色条块状，其间分布着块状白色共析p-Zn 相，初晶*A1相呈黑色花瓣状•图2c、d分别为正极界面和负极界面局部放大图像，从图中可以看出，在正极和负极界面处均存在连续的固溶体层,且衬度较深•值得注意的是正极界面的固溶体层厚度明显小于负极界面固溶体层厚度.(a)接头的界面微观组织(b)钎焊接头中的各相组成成分(c)图2(a)中I区域的局部放大图(d)图2(a)中II区域的局部放大图图2直流电阻钎焊接头SEM图像Fig.2SEM images of DC resistance brazed joint2・2合金元素在晶界处的偏聚机理图3为钎焊接头元素面分布图•从图中可以看出,A1原子主要分布在花瓣状的初晶*A1相和共晶a-Al相中，而Zn原子则主要分布在p-Zn相中. Mg和Si原子沿晶界呈现偏聚分布，其中Si元素的偏聚尤为明显•晶界上的Mg和Si原子来自于铝合金基体，随着基体熔蚀扩散进入接头偏聚于晶界.一方面，这是由于和晶内相比晶界上的空位较多，形成空位团簇后的尺寸大小不一，因此晶界上容易出现杂质原子的偏聚;另一方面,熔点低的晶界最后凝・24・兰州理工大学学报第45卷固，当钎焊接头凝固时使液相富含Mg和Si原子、又当相邻晶粒长大至互相接壤时,把富含Mg和Si 原子的液体集中在晶粒之间，凝固成为元素偏聚的晶界，因此存在于晶界.(a)钎焊接头界面FDS面扫图像(b)Al元素面分布图常数,T是温度,Zf是有效电荷数弋是电子电荷,E,是电场.在钎焊初始阶段,化学梯度差和电势差引起的原子流动如图5所示J讣为A1化学电位梯度差导致的扩散相J件为A1电子动量传递效应引起的流动相J严为Zn化学电位梯度差导致的扩散相J分为Zn电子动量传递效应引起的流动相,人为空位通量，箭头为流动方向.(0)Mg元素面分布图(d)Si元素面分布图图3钎焊接头元素面分布Fig.3Distribution maps of element interface in brazed joint图5电迁移作用下传质过程Al界面7FZn(Al)钎料7FX界面jfA1阴彼—阳极Fig.5Schematic diagram of mass-transfer process under action of electromigration2.3直流电阻钎焊过程中电迁移现象通常情况下电迁移是金属原子沿着电子运动方向(负极至正极)而发生迁移的一种物理现象⑻，这是由于施加电场过程中高密度电流聚集，电子与金属原子撞击发生动量传递，因为带负电的电子向阳极移动，因此动量传递致使原子向阳极移动,最终导致金属原子沿导体产生了质量的输送•从图4中固溶体层厚度变化可以看出,Zn的电迁移方向是从正极向负极，这与一般的电迁移现象截然相反•这种异常的“电迁移效应”可能是界面上Al.Zn原子电迁移速率不同导致的背力诱导产生的，其机理可能如下：界面原子扩散主要由电场和化学势驱动,原子的流动通量可以由如下方程描述⑷:Ji=誓(kT驾严+Zf幺E J(1)其中:N,是原子密度,D是扩散系数M是玻尔兹曼稳态原子流动通量如下〔7—:Ji=J^+J^+J?+J?+J a(2)根据方程(2),在阳极和阴极界面Zn原子流动通量为丿anocle=JT+JT—人(3)丿cathode=JT—JT+人(4)其中Janode是流向正极的Zll的流动通量；J c athode是流向负极的Zn的流动通量•结合方程式(3、4)可以得出:J cathode—丿anode=2(人一丿严)(5)同理可得流向正极与流向负极的A1的流动通量差值:(6)由式(5、6)可知相对净流动通量由空位密度和电势产生的流动通量差值决定.温度为600°C时A1的有效电荷为一16,Zn的有效电荷为一2.5+0.2,A1的有效电荷值是Zn的6.4倍，即在相同的电势差作用下,A1所受到的电场驱动力要远大于Zn.由方程(7)可以计算出电场(a)负极在上时的钎焊界面(b)正极在上时的钎焊界面图4电迁移后的钎焊界面Fig.4Brazing interface after electromigration 驱动力下Al.Sn原子的电迁移速率:型=争畑〜15.4(7)经计算，在相同电势差下,Al的电迁移速率是Zn的15.4倍，即在电迁移作用下A1原子的流动通量远大于Zn原子的流动通量，此时A1电迁移产生大量空位，此空位浓度梯度作用大于作用在Zn上的电场驱动力和化学驱动力，因而有大量Zn原子将在A1电子电迁移引起的背力梯度效应下迁移至负极.第3期俞伟元等:电迁移现象对钎焊界面组织的影响及作用机制•25•由此相反的化学势能电位梯度产生一个背力⑹:九一疇⑻其中4是原子量,先是电子通量方向的应力梯度.由以上计算可知，成立,显然与实验结果相符合.因而可以得出结论,A1在电迁移作用下产生的极大空位浓度诱导产生背力,促使Zn改变流动方向,迁移至阴极.Zn原子则在背力梯度和不均匀热场作用下，沿晶界进行扩散.进一步观察发现在钎焊界面正极端固溶体层的厚度小于负极端固溶体层厚度，如图6所示.(a)正极在上时的钎焊界面(b)负极在上时的钎焊界面图6钎焊焊缝界面SEM图像Fig.6SEM image of brazing seam interface 界面固溶体层厚度取决于电流流向，这与之前的分析相符合•高密度直流电的通入在负极区域形成极大的空位，这空位浓度梯度差克服了电场驱动力以及化学驱动力使得Zn从正极向负极流通，促进负极区域附近固溶体的生长，而电流在正极区域附近则起到阻碍作用，使得固溶体层厚度减薄.3结论1)在电场作用下，界面原子扩散主要受电场和化学势驱动,其运动方向是两个驱动力竞争的结果. Zn这种不寻常的电迁移行为使界面上Al、Zn原子电迁移速率不同，而产生极大空位浓度梯度诱导产生背力,在此背力作用下,诱导Zn从正极向负极发生“异常迁移”.2)母材中的A1电迁移产生的背力梯度同时使得正极区域固溶体层的生长受到抑制，而在负极区域固溶体的生长得到促进.参考文献：[1]NOVOSELVO K S,GEIM A K,MOROZOV S N.et al.Elec­tric field effect in atomically thin carbon films[J].Science, 2004,306(22):666-669.[2]GOERBIG M O.Electronic properties of grapheme in a strongmagnetic field[J].Review of Modem Physics,2011,83(4): 1193-1196.[3]NEWMAN D C.Novel uses of electric fields and electric cur­rents in powder metal(P/M)processing[J].Materials Science &Engineering A,2000,287(2):198-204.[4]CHIANG K N,LEE C C,LEE C C,et al.Current crowding-in­duced electromigration in SnAg3.o Cuo.5microbumps[J].Ap­plied Physics Letters,2006,88(7)：0721021-0721023.[5]HO C E,LEE P T,CHEN C N,al.Electromigration in3D-IC scale Cu/Sn/Cu solder joints[J].Journal of Alloys&Com­pounds,2016,676：361-36&[6]XU L,PANG J H L.Electronic components and technologyconference[C].San Diego：IEEE,2006.[7]GAN H,TU K N.Polarity effect of electromigration on kinet­ics of intermetallic compound formation in Pb-free solder V-groove samples[J].Journal of Applied Physics,2005,97(6): 0635141-0635144.[8]OU S Q.Electronic components and technology conference[C].Lake Buena Vista：IEEE,2005.[9]CONRAD H.Influence of an electric or magnetic field on theliquid-solid transformation in materials and on the microstruc­ture of the solid[J].Materials Science&Engineering A, 2000,287(2):205-212.[10]BLECH I A,HERRING C.Stress generation by electromigra­tion[J].Appled Physics Letter,1976,29(3):131-133.。

ＷＡ Ｎ Ｇ Ｌ ｉ ｎ ｇ ’Ｌ Ｉ Ｕ Ｘ ｉ ａ ｏ ． ｊ ｉ ａ ｎ １ ， ２ １ ＷＡ Ｎ Ｃ ｈ ａ ｏ ’
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Ｉ １ ． Ｃ ｈ ｉ ｎ ａ Ｎ ａ ｔ ｉ ｏ ｎ ａ ｌ Ｅ ｌ ｅ ｃ ｔ ｒ ｉ ｃ Ａ ｐ ｐ ａ ｒ ａ ｔ ｕ ｓ Ｒ ｅ ｓ ｅ ａ ｒ ｃ ｈ Ｉ ｎ ｓ ｔ ｉ ｔ ｕ ｔ ｅ Ｃ ｏ ． ， Ｌ ｔ ｄ ． ， Ｇ ｕ ａ ｎ ｇ ｚ ｈ ｏ ｕ ６ １ ０ ３ ０ ０ ， Ｃ ｈ ｉ ｎ ａ ； ２ ． Ｈ ａ ｒ ｂ ｉ ｎ Ｉ ｎ ｓ ｔ ｉ ｔ ｕ ｔ ｅ ｏ ｆ Ｔ ｅ ｃ ｈ ｎ ｏ ｌ ｏ ｇ ｙ Ｓ ｈ ｅ ｎ ｚ ｈ ｅ ｎ Ｇ ｒ ａ ｄ ｕ ａ ｔ ｅ Ｓ ｃ ｈ ｏ ｏ １ ． Ｓ ｈ ｅ ｎ ｚ ｈ ｅ ｎ ５ １ ８ １ ２ ９ ， Ｃ ｈ ｉ ｎ中国 电器科学研究院有 限公 司，广 东 广州 ５ １ ０ ３ ０ ０ ； ２ ． 哈尔滨 工业 大学深圳研究生院 ，广东 深圳 ，５ １ ８ １ ２ ９）
摘
要 ：电迁移 问题作 为影 响焊点可靠性 的关键 问题之一 ，容易导致焊点 出现裂纹 、丘 凸和空洞等焊接缺
陷 。其失效机制有 电流拥 挤效应 、焦耳热效应 、极化效应和金属间化合物失效等 。聚焦ｓ ｎ — Ａ ｇ — ｃ ｕ 系无铅钎料焊
点的 电迁移 问题 ，介绍 了这一领域 电迁移的失效机制 、影响因素和防止措施 的研究现状 ，并展 望了今后的研究发
展趋势 。
关键 词 ：Ｓ ｎ — Ａ ｇ — Ｃ ｕ 无铅钎料 ；电迁移 ；电流拥挤效应 ；焦耳热效应 ；极化效应
Ａ ｂ ｓ ｔ ｒ ａ ｃ ｔ ： Ａ ｓ ｏ ｎ ｅ ｏ ｆ ｔ ｈ ｅ ｋ ｅ ｙ ｉ ｓ ｓ ｕ ｅ ｓ ａ ｆ ｆ ｅ ｃ ｔ ｉ ｎ ｇ ｔ ｈ ｅ ｓ ｏ ｌ ｄ ｅ ｒ ｊ ｏ ｉ ｎ ｔ ｒ ｅ ｌ ｉ ａ ｂ ｉ ｌ ｉ ｔ ｙ ， ｅ ｌ ｅ ｃ ｔ ｒ ｏ － ｍ ｉ ｇ ｒ ａ ｔ ｉ ｏ ｎ ｐ ｒ ｏ ｂ ｌ ｅ ｍ ｓ ｃ ａ ｎ ｃ ａ ｕ ｓ ｅ ｔ ｈ ｅ ｆ ａ ｌ ｌ ｕ ｒ ｅ ｉ ｎ

微电子封装中焊点的电迁移现象分析与研究房加强;于治水;苌文龙;王波;姜鹤明【摘要】综述了当前对微电子封装中焊点的电迁移现象及其影响因素的研究现状,分析了电流密度、温度和合金成分对电迁移失效过程的影响,以及电迁移对焊点力学性能、疲劳强度和焊点断裂机制的影响.研究发现,电迁移显著降低焊点的力学性能,对微焊点平均拉伸强度的影响存在尺寸效应,明显地降低了微焊点的振动疲劳寿命,且电迁移使微焊点的断裂机制由塑性断裂转向脆性断裂.【期刊名称】《上海工程技术大学学报》【年(卷),期】2013(027)001【总页数】6页(P76-81)【关键词】微电子封装;电迁移;金属间化合物;断裂失效【作者】房加强;于治水;苌文龙;王波;姜鹤明【作者单位】上海工程技术大学材料工程学院,上海201620【正文语种】中文【中图分类】TN305.94电子技术的飞速发展，促使电子元件集成度的不断提高，互连焊点直径大小和焊点间距随之缩小，从而导致互连焊点中电流的密度不断增大，可达104 A／cm2，甚至更高［1］.在高密度的电流作用下，互连焊点中的原子或离子随着电子迁移造成焊点内的成分偏析，会出现丘凸和空洞［2］，导致微互连焊点电迁移失效，严重影响电子产品的性能和高可靠性，这是电子元器件微型化、精密化以及互连焊点极小化的结果［3］，已引起业内专家和科研人员的广泛关注.因此，电迁移失效已成为电子封装工业中的一个关键问题.1 电迁移现象与原理1.1 电迁移现象电子在导体中长时间移动，推动金属原子或离子运动的现象，称为电迁移现象［4－5］.电子元器件的集成度越来越高，微焊点间的距离越来越小，造成互连焊点中的电流密度不断增加，导致金属原子的高能态迁移，在金属互连线中形成空洞、小丘或凸起破坏焊点，如图1 所示［6］.有研究［7－8］表明，高电流密度下在锡铅（SnPb）焊点多处发生电迁移现象.图1为一个典型的倒装芯片互连焊点的结构示意图［9］.图1 典型倒装芯片结构示意图Fig.1 Schematic diagram of typical structurefor flip chip1.2 电迁移原理对于互连微焊点而言，由于焊点特殊的几何形状，在焊点与导线的接点处发生电流拥挤效应和金属间化合物（IMC）生长的极性效应，即金属原子由阴极向阳极扩散，溶解了阴极的IMC，导致阴极裂纹和空洞的出现，同时使阳极的IMC 得到生长［10－11］.因此，阳极发生原子的堆积，而阴极处裂纹和空洞逐渐长大，最终导致焊点断裂失效；而阳极处则由于原子的堆积而形成一些凸丘（如图2所示），最终导致焊点破坏，元件短路失效，缩短了焊点平均失效时间［1，4］.在高电流密度下，焊点互连线中高速向阳极运动的电子碰撞金属原子，发生动量交换，虽然金属原子受到电子风力［12］和静电场力的双向作用，但电子风力起主导作用，因此电迁移中原子的迁移是在电子风力作用下的定向迁移［5，9］.图2 铝箔在高电流密度下的电迁移效应Fig.2 Electromigration effect ofaluminium foil in a high electric current densityTu等［9］研究表明，在电迁移过程中铝（Al）片越长，阴极的损耗越明显，如图3所示.铝片的长度存在一个“临界尺寸”，由Nabarro－Herring 蠕变模型的晶体内部平衡空位浓度理论模型可推算，如果空位浓度梯度效应和电迁移效应在“临界尺寸”下处于平衡状态，就不会出现明显的原子迁移，因而也不会出现电迁移失效.这说明在高电流密度下导线中同时存在背应力效应和电迁移效应［5，9］.图3 Blech电迁移实验结构图Fig.3 Structural diagram of Blech electromigration experiment2 电迁移的影响因素Brandenbury等［13］于1998年首次提出电迁移失效现象，随后电迁移被作为微电子封装可靠性问题进行研究［14］.Tu等［6－11］在电迁移研究领域做了大量的研究发现，焊料合金的低熔点及较高的原子扩散率是电子产品在服役时产生电迁移现象的主要原因［15］.2.1 电流密度对电迁移的影响在微电子封装中，由于微焊点结构特征的影响，电流从导线流动到焊点时，导电路径的横截面面积发生突然变化，造成电流聚集，而电流聚集对电迁移有显著的影响.一般凸点中的平均电流密度为104 A／cm2，接触点即电流拥挤区域的电流密度可达105 A／cm2，甚至更高.Chen等［16］研究发现，在焊点中发生电迁移需要一个临界电流密度，当焊点承载的电流密度低于临界电流密度时，电迁移不会发生；反之，电流密度越大，电迁移失效越严重.而临界电流密度的大小和钎料、温度有关.Hsu等［17］研究发现，对于Sn－3.8Ag－0.7Cu钎料，当温度为80℃时，临界电流密度为4.3×104 A／cm2；当温度为100℃时，临界电流密度为3.2×104 A／cm2；而当温度为120℃时，临界电流密度为1.4×104 A／cm2.此外，电流密度的大小对阴极处IMC的溶解速度也有很大影响.Tu 等［18］研究发现，增加电流密度会加快阴极处IMC的溶解速度，当焊点互连线中的电流密度为2×104 A／cm2 时，经过10h，电迁移就几乎全部溶解了阴极处的IMC.Shao等［19］研究发现，电流密度对电迁移失效机制也会产生影响，Sn－3.5Ag在不同的电流密度下失效机制也不同.文献［7］研究指出，焊点下的金属化层UBM芯片为2μm 时，电流拥挤区域出现在钎料中；而UBM为10μm 时，电流拥挤出现在UBM 中而不是在钎料中.为了避免电流拥挤的出现，Tu等［8］提出了加厚UBM，加宽钎料凸点和高电流密度区域.2.2 温度对电迁移的影响在电迁移过程中，空洞、凸起的形成导致了互连线的线性阻值增加，产生焦耳热，当焦耳热越积越多达到1 000～1 500℃／cm 时，就会引发热迁移［20－22］.热迁移的存在对电迁移有重要影响，当两者迁移的方向一致时，热迁移加速电迁移的过程；当两者迁移方向相反时，热迁移减缓电迁移的过程.文献［23］经过有限元模拟和理论分析证实了这一点，但是研究者发现，不管热迁移单独存在还是两种迁移并存，都会出现IMC在热端变薄、冷端变厚的现象［24－26］.当电迁移的过程中存在热迁移时，在迁移驱动力方面，热迁移会高于电迁移.因此，在研究原子迁移时，考虑温度水平的同时，还要考虑另一重要因素即温度梯度［26］.在传统的锡铅（SnPb）焊点中，Sn和Pb 原子的迁移方向受温度的影响非常明显.当温度大于等于100℃时，Pb原子从阴极迁向阳极，Sn原子从阳极迁向阴极；室温下，Pb原子从阳极迁向阴极，Sn原子从阴极迁向阳极［5］.此外，温度不同时，扩散的主导元素也不同.如传统Sn－Pb钎料，当温度低于100℃时，Sn 扩散比Pb 快；而当温度高于100℃时，Pb却比Sn扩散快［27］.另外，焊点内温度梯度也会对空洞迁移产生影响.电迁移中电流拥挤效应产生的大量焦耳热会引起焊点内温度梯度变化，引起空洞迁移和长大，导致焊点失效.Wang等［28］研究了焊点内温度梯度对焊点内空洞的影响，研究表明，温度梯度会改变空洞附近的电阻系数和扩散系数，使得空洞沿界面处长大，加速电迁移失效.2.3 合金成分对电迁移的影响Lee等［15］研究表明，焊料合金的熔点越低越容易导致电迁移失效.传统的SnPb焊点中，主要的迁移原子为Sn 原子和Pb 原子，Sn 原子和Pb原子有异向迁移倾向，并在两端分别聚集着大量的Sn原子和Pb原子，如图4所示［5］.图4 SnPb焊点在电迁移前后内部组织形貌分布对比图Fig.4 Comparison of internal morphology of SnPb solder joints before and after electromigration无铅锡银铜（SnAgCu）焊料和SnPb焊料的电迁移过程明显不同.在SnAgCu焊点中，Sn原子和Cu原子为主要的迁移原子，且Sn原子和Cu原子的迁移方向沿着电子的方向从阴极迁向阳极.不同的焊料合金会呈现不一样的极性效应，如锡锌（Sn9Zn）钎料刚好呈现出与一般钎料相反的极性效应.Wang等［30］研究发现，Sn9Zn在温度为140℃，电流密度为4.26×104 A／cm2 时，电迁移166h后，阴极处的IMC比阳极处的IMC要厚.一般情况下，焊点中Sn在阴极的浓度（质量分数，全文同）总是高于在阳极的浓度［8］，但Sn浓度的增加会导致Sn的扩散速率下降.研究还发现，Sn原子的电迁移方向与Sn的浓度梯度方向相反［30－31］.Chen等［32］试验发现，在钎料中添加Sb，金属间化合物的厚度减小，并且晶粒得到细化，充分证实了在钎料中添加Sb等固溶原子，不仅可以抑制IMC的生长，而且还提高了焊点的力学性能［33］.同样Li等［34］研究也表明，钎料中添加了Sb后，金属间化合物的生长速率明显下降.Chen等［33］发现，向SnAgCu 钎料中添加Sb，虽能显著提高其力学性能，但Sb的掺杂也降低了无铅焊点抵抗电迁移的特性，故在钎料中是否添加Sb，或添加多少Sb，应根据实际情况全面考虑.3 电迁移对微焊点的影响3.1 电迁移对焊点力学性能的影响三元合金SnAgCu是目前最常用的无铅互连焊点材料.Sn的化学活性和润湿性较好，它与贵重金属元素形成的IMC 聚集在焊点的界面处，但消耗了UBM 层，且IMC易脆，故显著影响了焊点的机械强度.通过对不同电迁移时间的试样做拉伸试验［5］，绘制材料的拉伸曲线图如图5所示，由图可知，电迁移效应会导致焊点的力学性能下降.图5 不同电迁移时间的试样拉伸曲线图Fig.5 Tensile curves of samples in different electromigration times电迁移是焦耳热和电流综合作用下的质量传输过程.杨艳等［35］研究表明，电迁移与热时效均导致微焊点平均拉伸强度明显退化，并且在确定的服役时间内高密度电流作用引起的平均拉伸强度下降幅度更大，对微焊点可靠性的影响更明显.常红等［36］研究表明，电迁移使Sn－3.0Ag－0.5Cu焊点的剪切强度显著下降，电迁移36h使剪切抗力降低了约30%；而电迁移48h后，降低了50%，不仅降低速度快，降低幅度也很大.电迁移对微焊点平均拉伸强度的影响存在明显的尺寸效应.随着微焊点高度尺寸（体积）的不断减小，由电迁移和热时效导致的微焊点平均拉伸强度明显减弱.因此，在焊点微小化过程的焊点设计和制作及可靠性评价时应予以考虑［35］.3.2 电迁移对焊点断裂机制的影响在无电迁移作用时，微焊点断裂是发生在焊点的钎料部分且呈延性断裂，而经历过电迁移极化效应的影响，微焊点最终在钎料与铜导线界面的阴极处断裂呈现延性与脆性并存的断裂［37］.通过对不同电迁移时间的试样做断裂机制和端面形貌研究［5］，发现在高电流密度下，微互连焊点的断裂模式是一个由塑性断裂向脆性断裂的过程.3.3 电迁移对微焊点振动疲劳性能的影响尹立孟等［37－38］研究了微焊点在不同电迁移时间和电流密度时的振动疲劳行为及性能.研究发现，电迁移严重影响微焊点的振动疲劳失效，使振动疲劳寿命下降，不论是延长电迁移时间，还是增大电流密度都会加速微焊点由塑性断裂向脆性断裂转变的过程，微焊点的振动疲劳失效就是振动疲劳与蠕变共同作用的结果.4 结语电流密度、电迁移时间与温度、合金元素等因素，明显影响了电迁移的失效过程.电迁移显著降低焊点的力学性能，其对微焊点平均拉伸强度的影响存在明显的尺寸效应，电迁移使微焊点的振动疲劳寿命明显下降，且无论是延长电迁移时间还是增大电流密度，都会加速微焊点由塑性断裂向脆性断裂转变的过程.目前，多数研究学者对微电子中的电迁移问题的研究，基本上还停留在电迁移失效机制和电迁移对微焊点影响的层面上，缺少实际的解决微电子封装中凸点电迁移失效的解决方案，期待研究学者作进一步研究.另外，互连焊点的电迁移失效实际是多种影响因素的叠加或耦合（如在“电－热－力－化学”的综合作用）造成的，因此以后应该对综合作用下的电迁移作更多的研究和探讨.参考文献：［1］杨艳.无铅电子封装微互连焊点中的热时效和电迁移及尺寸效应研究［D］.广州：华南理工大学，2010.［2］张新平，尹立孟，于传宝.电子和光子封装无铅钎料研究和应用进展［J］.材料研究学报，2008，22（1）：1－9.［3］Tu K N.Recent advances on electro－migration in verylarge－scale－integration interconnects［J］.Journal of Applied Physics，2003，94（9）：5451－5473.［4］杨邦朝，苏宏，任辉.无铅焊料的研究（4）：电迁移效应［J］.印制电路信息，2005（10）：60－72.［5］谷丰.SnAgCu无铅焊料润湿性及焊点电迁移研究［D］.广州：华南理工大学，2010.［6］Tu K N，Mayer J W，Feldman L C.Electronic Thin Film Science：for Electrical Engineers and Materials Scientists ［M］.New York：Macmillan College Publishing Company，1992.［7］Tu K N，Gu X，Gan H，et al.Electromigration in solder joints and solder lines［J］.JOM，2002，54（6）：34－37.［8］Tu K N，Gusak A M，Li M.Physics and materials challenges for lead－free solder［J］.Journal of Applied Physics，2002，92（11）：1－19.［9］Zeng K，Tu K N.Six cases of reliability study of Pbfree solder joints in electronic packaging technology［J］.Materials Science and Engineering：Reports，2002，38（2）：55－105.［10］Lee T Y，Tu K N.Electromigration of eutectic SnPb andSnAg3.8Cu0.7flip chip solder bumps and underbump－metallization ［J］.Journal of Applied Physics，2001，90（9）：4502－4508.［11］Gan H，Tu K N.Effect of electromigration on intermetallic compound formation in Pb－free solder－Cu interfaces［C］∥Proceedings of 2002 Electronic Components and Technology Conference.San Diego：IEEE ECTC，2002：1206－1212.［12］Christous A.Electromigration and Electronic Device Degradation ［M］.1st Edition.New York：John Wiley＆Sons Inc.，1994：1－46.［13］Brandenbury S，Yeh S.Proceedings of surface mount internationalconference and exhition［R］.San Jose：SMI，1998：337－344.［14］Grosjean D E，Okabayashi H.1－D model of current distribution and resistance changes for electromigration in layered lines［J］.IEEE Transactions on Electron Devices，1997，44（5）：744－749.［15］Lee T Y，Tu K N，Kuo S M，et al.Electromigration of eutectic SnPb solder interconnects for flip chip technology［J］.Journal of Applied Physics，2001，89（6）：3189－3194.［16］Chen C，Liang S W.Electromigration issues in leadfree solder joints ［J］.Journal of Materials Science：Materials in Electronics，2007，18（1－3）：259－268.［17］Hsu Y C，Chou C K，Liu P C，et al.Electromigration in Pb－free SnAg3.8Cu0.7solder stripes［J］.Journal of Applied Physics，2005，98（3）：1－6.［18］Pierce D G，Brusisus P G.Electromigration：a review［J］.Microelectronics Reliabity，1997，37（7）：1053－1072.［19］Shao T L，Chen Y H，Chiu S H，et al，Electromigration failure mechanisms for SnAg3.5solder bumps on Ti／Cr－Cu／Cu and Ni（P）／Au metallization pads［J］.Journal of Applied Physics，2004，96（8）：4518－4524.［20］Ye H，Basaran C，Hopkins D.Thermomigration in Pb－Sn solder joints under joule heating during electric current stressing ［J］.Applied Physics Letters，2003，82（7）：1045－1047.［21］Huang A T，Gusak A M，Tu K N，et al.Thermomigration in SnPb composite flip chip solder joints［J］.Applied Physics Letters，2006，88（14）：141911－141913.［22］Tu K N.Solder Joint Technology［M］.New York：Springer，2007. ［23］常红，李明雨.SnAgCu焊点电迁移诱发IMC 阴极异常堆积［J］.电子元件与材料，2011，30（4）：50－52.［24］Huang A T，Gusak A M，Tu K N，et al.Thermomigration in SnPb composite flip chip solder joints［J］.Appl Phys Lett，2006，88（14）：141911－141913.［25］Chuang Y C，Liu C Y.Thermomigration in eutectic SnPb alloy［J］.Appl Phys Lett，2006，88（17）：174105－174108.［26］Hsiang Y H，Chih C.Thermomigration in Pb－free SnAg solder joint under alternating current stressing［J］.Appl Phys Lett，2009，94（9）：92107－92110.［27］Rinne G A.Electromigration in SnPb and Pb－Free Solider Bumps［C］∥Processings of the 54th Electric Components and Technology s Vegas：IEEE，2004：974－978.［28］Wang H，Li Z H，Sun J.Effects of stress and temperature gradients on the evolution of void in metal interconnects driven by electric current and mechanical stress［J］.Modelling and Simulation in Materials Science and Engineering，2006，14（4）：607－615.［29］Zhang X F，Guo J D，Shang J K.Abnormal polarity effect of electromigration on intermetallic compound formation in Sn－9Zn solder interconnect［J］.Scripta Materialia，2007，57（6）：513－516.［30］Blech I A.Electromigration in thin aluminium film on the titanium nitride［J］.Journal of Applied Physics，1976，47（4）：1203－1208.［31］Blech I A，Herring C.Stress generation by electromigration ［J］.Appl Phys Lett，1976，29（3）：131－133.［32］Chen B L，Li G Y.Influence of Sb on IMC growth in Sn－Ag－Cu－Sb Pb－free solder joints in reflow process［J］.Thin Solid Films，2004，462－463（9）：395－401.［33］何洪文，徐广臣，郭福.Sb掺杂对SnAgCu无铅焊点电迁移可靠性的影响［J］.电子元件与材料，2008，27（8）：65－67.［34］Li G Y，Chen B L，Shi X Q，et al.Effects of Sb addition on tensile strength of Sn－3.5Ag－0.7Cu solder alloy and joint［J］.Thin Solid Films，2006，504（1－2）：421－425.［35］杨艳，尹立孟，马骁，等.电迁移致SnAgCu微焊点强度退化及尺寸效应研究［J］.电子元件与材料，2010，29（2）：70－73.［36］常红，李明雨.电迁移对Sn3.0Ag0.5Cu无铅焊点剪切强度的影响［J］.电子元件与材料，2011，30（2）：29－31.［37］尹立孟，张新平.电迁移致无铅钎料微互连焊点的脆性蠕变断裂行为［J］.电子学报，2009，37（2）：253－257.［38］尹立孟，李镇康，刘斌.电迁移作用下的微焊点振动疲劳行为研究［J］.电子元件与材料，2011，30（4）：63－66.。

电子封装用Sn-Ag-Cu低银无铅钎料研究进展及发展趋势卢晓;张亮;王曦;李木兰
【期刊名称】《包装工程》
【年(卷),期】2022(43)23
【摘要】目的为了适应高银钎料向低银钎料转变的发展趋势,综述近年来对低银SnAgCu钎料的最新研究,展示其在电子封装材料领域中宽广的应用前景。

方法通过分析国内外有关低银钎料的研究成果,详细介绍合金化和颗粒强化等方法对低银钎料熔化特性、润湿性、显微结构、界面组织、力学性能的影响,重点总结元素掺杂的最佳添加量以及改性机理。

结论通过添加金属元素、稀土元素、纳米颗粒,采用新型搅拌技术能有效提升钎料性能,部分改性后的低银复合钎料性能达到了高银钎料性能水平。

【总页数】19页(P118-136)
【作者】卢晓;张亮;王曦;李木兰
【作者单位】江苏师范大学机电工程学院
【正文语种】中文
【中图分类】TG425
【相关文献】
1.低银Sn-Ag-Cu无铅钎料的发展现状及发展趋势
2.Sn-Ag-Cu系无铅钎料的研究进展
3.低银Sn-Ag-Cu无铅钎料的性能研究
4.新型低银无铅电子钎料的开发与应用研究
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SnAgCu-nano Al钎料Anand本构关系及焊点可靠性张亮;韩继光;郭永环;何成文【摘要】In this paper, the constitutive relation of SnAgCu-nano Al is investigated and the constitutive model is used in the finite element simulation to analyze the stress-strain response in FCBGA devices. The results show that the nine parameters of the Anand model can be fitted based on nonlinear data fitting method with different temperature and strain rate. Combining Anand model, the stress-strain response of solder joints is calculated by using the finite element method, and it is found that the distribution of stress-strain of solder joints in FCBGA device can be affected by the solder joints array, i.e., the maximum stress-strain concentrates in the concern solder joints. The results also demonstratethat the stress-strain of SnAgCu-nano Al solder joints is lower than that of SnAgCu solder joints, which implies that the addition of nano Al particles can enhance the reliability of SnAgCu solder joints.%研究了含纳米0.1 wt.%Al颗粒SnAgCu无铅钎料Anand本构关系，将本构关系应用于有限元模拟，分析FCBGA器件SnAgCu-nano Al焊点的应力-应变响应。

1 试验材料和方法
1. 1 试验材料 试验选择 Sn - 3. 5Ag - 0. 5Cu钎料为初始合金
(以下简称为 Sn - Ag - Cu) ,添加的铈含量见表 1。 试验采用免清洗助焊剂和尺寸为 10 mm ×30 mm × 0. 3 mm 的标准测试紫铜片 。 Sn、Ag、Cu按添加不同 含量的铈后余 量的 96∶3. 5∶0. 5质量 比进 行配 制 、
收稿日期 : 2005 - 10 - 12 基金项目 : 南京航空航天大学引进人才科研基金项目 ( S0462 - 061)
表 1 试验钎料合金的成分组成 (质量分数 , % ) Ta b le 1 Com po ne n ts o f so lde r a llo ys
序号
1
2
3
4
5
铈
0
0. 01
te n s ile s tre ng th s o f Q FP m ic ro 2jo in ts
从图 3可知 ,随着铈含量的增加 ,抗拉强度随之 增加 ,当铈含量 (质量分数 )为 0. 03%时达到最大 ; 到 0. 1%时 ,抗拉强度反而下降到未添加稀土元素 的钎料的水平 。
3 分析与讨论
根据 1. 4 章节的试验方法 ,采用常用的镀锡焊 盘焊接 QFP48元器件 ,焊点采用微焊点强度测试仪 测试焊点的抗拉强度 ,结果见图 3。
图 3 不同铈含量的钎料与 Q FP焊点拉伸强度之间的关系 F ig. 3 R e la tio n be tw e e n d iffe re n t co n te n ts o f C e a nd
第 10期 薛松柏 ,等 :微量稀土元素铈对 Sn - Ag - Cu无铅钎料物理性能和焊点抗拉强度的影响 25

电子封装无铅互连焊点的电迁移研究进展姜楠;张亮;熊明月;赵猛;何鹏【摘要】随着电子封装逐渐向小型化和多功能化发展,互连焊点中的电迁移问题备受关注.本文针对电子封装无铅互连焊点中出现的电迁移问题,先探究了电迁移的影响因素,其中包括电流密度、温度、焊点的成分和微观结构.其次,阐述了电迁移对无铅焊点的力学性能、界面组织、振动疲劳性能和断裂机制的影响.然后针对电迁移问题,介绍了通过添加合金元素和控制电流密度两个方面来提高焊点的抗电迁移失效的能力.最后,简述了该领域的研究发展方向,为进一步研究电迁移对无铅互连焊点的可靠性提供了理论基础.【期刊名称】《电子元件与材料》【年(卷),期】2019(038)008【总页数】8页(P1-8)【关键词】互连焊点;电迁移;综述;界面组织;电流密度【作者】姜楠;张亮;熊明月;赵猛;何鹏【作者单位】江苏师范大学机电工程学院,江苏徐州 221116;江苏师范大学机电工程学院,江苏徐州 221116;哈尔滨工业大学先进焊接与连接国家重点实验室,黑龙江哈尔滨 150001;江苏师范大学机电工程学院,江苏徐州 221116;江苏师范大学机电工程学院,江苏徐州 221116;哈尔滨工业大学先进焊接与连接国家重点实验室,黑龙江哈尔滨 150001【正文语种】中文【中图分类】TG425随着电子产品向微型化和多功能化的方向转变,芯片上焊点的密度逐渐增大。

而焊点的间距和尺寸逐渐减小,导致焊点内的电流密度增加[1],电子封装互连焊点间的电迁移问题越来越严重,已经成为影响高密度互连封装技术发展的关键因素。

电迁移通常是指互连金属或者焊点在电流的作用下,离子或者原子随着电子迁移导致的成分偏析使得裂纹、空洞等材料结构发生的现象[2]。

而空洞的形成会增加扩散通道和空位形核位置,导致空洞进一步长大,从而贯穿整个焊点。

长期以来,锡铅合金因其具有良好的导电性、优良的机械性能、成本相对较低等一系列优点[3],已经成为电子封装领域中不可或缺的钎焊材料。

ｐ ｒ ｔ ｒ ｓｆ ｒｄ ｆｅｅ ｔｐ ｒｏ ｓ ｅａ ｕ ｅ ｏ ｉｆｒ ｎ ｅ ｄ ．Ｔｈ ｃ ｏ ｔｕｃｕ ｅ ｅ ｏｕａｉｎ ａ ｈ ｎ ｅ ｆｃ ｎ ａ ｄ ｅ ｓ ｇ ａ ｉ ｎ ｉｔｉ ｕ ｉｎ ｉ － ｉ ｅ ｍｉｒ ｓｒ ｔ ｒ ｖ ｌ ｔｏ ｔｔ ｅ ｉ ｔ ｒａ ｅ ａ ｄ ｈ ｒ ｎ ｓ ｒ ｄ ｅ ｔｄ ｓｒｂ ｔｏ ｎ ｓｄ ｌ ｅ ｌ ｒ ｔ ｄ ｅ ｉ ｅ ｏｄ ｒｂｕ ｋ ｗｅｅ ｓｕ ｉ ｄ．Ｔ ｅ ｒ ｓ ｌｓｉ ｄ ｃ ｔ ｄ ｔ ａ ｆ ｒｔ ｅ ｅｅ ｔｏ ｇ ａｉ ｎ ｔ ｓ ，ｔ ｅ ｉ ｔ ｒ ｔｌｉ ｏ ｏ ｎ ｓ ｈ ｅ ｕ ｔ ｎ ｉ ａｅ ｈ ｔａｔ ｈ ｌ ｃｒ ｍｉ ｒ ｔ ｅ ｔ ｈ ｎ ｅ ｍｅ ａｌｃ ｃ ｍｐ ｕ ｄ ｅ ｏ
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的 电流 时效试 验． 焊 点微 观 组织和硬 度 梯度 的 变化 两个方 面分析 了电迁移现 象的行 为规律 ． 究 从 研
结果表 明 ， 电迁移试 验后 焊点 阴极 区域金 属 间化 合 物 （ｎｅ ｔｌｃｃｍｐ ｕ ｄ Ｉ 分 解 ， ｉｔ ｍｅ ｌ ｏ ｏ ｎ ， ＭＣ） ｒ ａｉ 附近 形 成
Ｓ Ａｇ ｕＢ － ｉ 铅 微 焊 点 的 电 迁 移 行 为 ｎ Ｃ —ｉ 无 Ｎ
孙凤莲 王家兵 刘 洋 王国军 ， ， ，
（． １ 哈尔滨理 工大学 材料科学与工程学 院，黑龙江 哈尔滨 １０４ ； ５ ０ ０ ２东北轻合金有 限公 司 ， 黑龙江 哈尔滨 １０ ６ ） ５ ０ ０

方 向。 关 键 词 ：无 铅 钎 料 ； Ｓ ｎ Ａｇ Ｃ ｕ系 ； 可靠性 ； 评 述
ｄ ｏ ｉ ：１ ０ ． ３ ９ ６ ９ ／ ｊ ． ｉ ｓ ｓ ｎ ． １ ０ ０ １ — ４ ３ ８ １ ． ２ ０ １ ３ ． ０ ９ ． ０ １ ８
中图 分 类 号 ： Ｔ Ｇ４ ５ ４
文献 标 识 码 ： Ａ
ｅ ｕｔ ｅ ｃ ｔ ｉ ｃ Ｓｎ Ｐｂ ｓ ｏｌ ｄ ｅ ｒ ． Ｔｈ ｅ ｍｉ ｃ ｒ ｏ ｓ ｔ ｒ ｕ ｃ ｔ ｕｒ ｅ ｓ ａ ｎ ｄ ｐｒ ｏ ｐｅ ｒ ｔ ｉ ｅ ｓ ｏｆ Ｓ ｎＡｇＣｕ ａ ｌ ｌ ｏ ｙ ｃ ａ ｎ ｂｅ ｓ ｉ ｇｎ ｉ ｆ ｉ ｃ ａ ｎｔ ｌ ｙ ｉ ｍ— ｐｒ ｏ ｖｅ ｄ ｗｉ ｔ ｈ ｔ ｈｅ ａ ｄ ｄｉ ｔ ｉ ｏ ｎ ｏｆ ａ ｌ ｌ ｏ ｙ ｉ ｎｇ ｅ ｌ ｅ ｍｅ ｎｔ ｓ ａ ｎｄ ｎ ａ ｎ ｏｐ ａ ｒ ｔ ｉ ｃ ｌ ｅ ｓ ． Ｔｈｅ ｒ ｅ ｆ ｏ ｒ ｅ， ｔ ｈｅ ｒ ｅ ｌ ｉ ａ ｂｉ ｌ ｉ ｔ ｙ ｏｆ ｓ ｏ ｌ ｄｅ ｒ
摘要： Ｓ ｎ Ａ ｇ Ｃ ｕ钎 料 广 泛 应 用 在 电 子 组 装 领 域 ， 被 认 为是 传 统 Ｓ ｎ Ｐ ｂ钎 料 的 最 佳 替 代 品 。但 与 Ｓ ｎ ６ ３ Ｐ ｂ ３ ７钎 料 相 比 ， Ｓ ｎ Ａｇ Ｃ ｕ钎 料 抗 氧 化 能 力 差 ， 钎 料 内部 及 焊 点界 面存 在 脆 性 金 属 间化 合 物 块 及 服役 期 间 焊 点抗 蠕 变 、 疲 劳 性 能 较 低 。添 加 合 金元 素 和 纳 米 颗 粒 可 以显 著 改善 Ｓ ｎ Ａｇ Ｃ ｕ 钎料 的组织和性 能， 提 高 焊 点 可 靠 性 。这 对 发 展 新 型 高 性 能 无 铅 钎 料 是

Prof. Wang Chunqing
Academic Degree Applied for: Master of Engineering
Speciality:
Materials Processing Engineering
Affiliation:
School of Materials Sci. and Eng.
On the side of Au/Ni/Cu, (Cu,Ni)6Sn5 was formed when Cu-containing solder is used or Cu pad is present on the opposite side, and Au was involved in the interfacial reactions and formed Cu-Ni-Au-Sn IMC after aging.
Date of Defense:
June, 2006
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
Degree-Conferring-Institution: Harbin Institute of Technology
哈尔滨工业大学工学硕士学位论文
摘要
本 文 研 究 了 三 种 钎 料 （ SnAgCu ， SnPb ， SnAg ）， 两 种 尺 寸 焊 盘 、 三 种 材料的焊盘结构（Ni-Cu，Au/Ni/Cu-Ni，Au/Ni/Cu-Cu）倒装焊点的微观组 织的演变，重点研究了 Cu 和 Au 元素在不同焊盘组合之间的迁移情况。
Dissertation for the Master Degree in Engineering
TRANSFER OF METAL ELEMENTS AND MICROSTRUCTURE EVOLUTION IN FLIP-CHIP SOLDER JOINT

原位电化学表征原理、方法及应用读后感1. 引言1.1 概述原位电化学表征是一种重要的研究方法，它可以在原子尺度上实时监测材料在电化学反应过程中的结构和性质变化。

通过使用原位电化学表征技术，我们可以深入理解各种材料在电化学环境中的行为，并且可以揭示它们与电化学反应之间的相互关系。

1.2 研究背景随着能源需求的增长和环境问题的日益突出，对于开发高效、可持续、环保的能源材料以及解决金属腐蚀等问题提出了新的挑战。

了解材料在电极/溶液界面上的行为对于解决这些问题至关重要。

因此，使用原位电化学表征方法来研究能源材料、生物传感器制备与分析应用以及金属腐蚀行为等领域已成为研究人员广泛关注和探索的方向。

1.3 目的和意义本文旨在系统介绍原位电化学表征的基本原理、常用方法以及其在不同领域中的应用。

首先，我们将简要回顾电化学基础知识，包括电化学反应的基本原理和相关概念。

然后，我们将重点介绍原位电化学表征方法，包括循环伏安法（CV）、定态和非定态电化学阻抗谱（EIS）以及单晶衬底电极技术等。

接着，我们将探讨原位电化学表征在能源材料研究、生物传感器制备与分析应用以及金属腐蚀行为研究及保护应用中的具体应用案例。

最后，我们将总结现有问题和挑战，并展望未来发展方向与重点研究内容。

通过对原位电化学表征的深入了解和探索，我们可以更好地利用这一技术手段来推动材料科学领域的发展，并为实现可持续发展作出重要贡献。

2. 原位电化学表征原理2.1 电化学基础知识在探索原位电化学表征原理之前，我们先对电化学基础知识进行了解。

电化学是研究物质间的电荷转移过程的科学领域。

它研究随着电子转移而产生的化学变化，并利用这些变化来揭示物质性质和反应机制。

常见的电化学现象包括氧化还原反应、阳极和阴极反应以及离子传输等。

这些现象发生在电解质溶液中或固体材料与电解液接触时。

通过测量所涉及实验条件下的电流-时间（i-t）曲线或电势-时间（E-t）曲线，可以获取关于物质以及反应过程动力学与热力学参数的信息。

电化学中的原位痕量物质探测技术电化学是一门重要的化学分支学科，它主要研究化学反应中的电子传输现象以及与之相应的化学现象，是研究电和化学本质的交叉学科。

电化学作为一种研究方法，已经被广泛应用在各个领域，诸如化学、材料科学、生物科学、环境科学等等。

而在电化学中，原位痕量物质探测技术则是其中一个非常重要的技术分支。

什么是原位痕量物质探测技术？原位痕量物质探测技术是一种用于监测和检测痕量物质存在的技术，它广泛应用于生产领域、环境监测、水资源管理，以及医学等众多领域。

在电化学中，原位痕量物质探测技术是使用电化学技术来探测痕量物质的存在和分析它们的特性。

原位痕量物质探测技术可以对分散在溶液中或固体表面的痕量化学物质进行研究。

其主要原理是利用电化学方法来实现化学物质的转化和检测，在电化学过程中，电化学传递产生的电信号可以直接反映化学物质的分布和特性，从而实现痕量物质的探测和分析。

原位痕量物质探测技术的原理和方法1. 电化学传感器电化学传感器是一种基于电化学现象的传感器，它可以直接感测各种物质，包括痕量化学物质。

电化学传感器利用电极表面化学反应的电流和电位等参数，来反映周围环境的化学变化。

根据电化学反应的种类和特点，电化学传感器可以分为氧化还原型、酶型、离子选择性探针型、热型等等。

其中氧化还原型电化学传感器是最常用的，它的工作原理是利用感受器上的电极，在电极与待测液体接触时，通过一些化学反应使液体中的物质对电极发生电化学反应。

这样，在电化学反应中所产生的电流和电位等特性，就能够反映出痕量物质的存在和性质。

2. 循环伏安法循环伏安法是一种常用于电化学分析的方法，它的特点是以电流与电压的变化关系为基础，通过多次循环变化电位及电流来测定液体中的化合物。

循环伏安法有许多种变型，采用不同的扫描方式，循环次数和速率，可以实现对不同物质的检测和分析。

例如，在分析燃料电池膜电极反应特性时，使用循环伏安法可以对电极反应进行多次循环计算，从而获得电极的动力学参数和活化能等特性，这对研究燃料电池的反应机制和效率的提高具有重要意义。

Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Cu(Ni)焊点的抗时效性能孙凤莲， 李天慧， 韩帮耀(哈尔滨理工大学，哈尔滨，150040)摘要： 采用扫描电镜(SEM)研究在150 ℃等温时效下Cu/Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Cu 与Ni/Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Ni 焊点的界面扩散行为. 结果表明，在时效过程中，随着时效时间的增加，Cu/Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Cu 焊点界面金属间化合物(intermetallic compound ，IMC)形貌由开始的细针状生长为棒状，IMC 层厚度增加，界面IMC 主要成分为(Cu,Ni)6Sn 5. Ni/Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Ni 焊点的界面IMC 形貌由细小突起状转变为较为密集颗粒状，且IMC 层厚度增加，界面IMC 主要成分为(Cu,Ni)3Sn 4. 经过线性拟合，两种焊点的界面IMC 层生长厚度与时效时间t1/2呈线性关系，Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Cu 界面间IMC 的生长速率为7.39 × 10−2 μm 2/h ，Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Ni界面间IMC 的生长速率为2.06 × 10−2μm 2/h . 镀镍层的加入可以显著改变界面IMC 的形貌，也可降低界面IMC 的生长速率，抑制界面IMC 的生长，显著提高抗时效性能.关键词： Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag ；金属间化合物；等温时效；镀镍层中图分类号：TG425.1 文献标识码：A doi ：10.12073/j .hjxb .201909290010 序言随着微电子产业的发展，第三代半导体具有禁带宽度大、击穿电压高、热导率大、电子饱和漂移速率高及抗辐射能力强等性能，使其在光电器件、高频大功率、高温电子器件等方面倍受青睐. 由于其工作温度高，需要耐高温的材料进行互联，则对所用钎料提出了更高的要求[1-5].Sn-Ag-Cu(SAC)系钎料作为无铅钎料的典型代表，在无铅化电子封装工艺中得到了广泛的应用. 但由于SAC 系钎料熔点较低，无法满足第三代半导体高温服役的需求，而目前市面上使用的无铅高温钎料多为Au-Sn 合金钎料，但由于其价格昂贵不适用于民用，急需开发一种用于民用、成本不高、对环境无害及适用于更高的工作温度的钎料.Sn-Sb 钎料作为最具有前途的高温钎料之一，其合金熔化区间较窄，而无法很好地应用于二次回流焊中. 国内学者[6]对Sn-Sb 系合金的熔化温度进行了研究，发现其在230 ℃附近总会出现一个吸热峰，导致钎料在二次回流会明显出现液相，使焊点的可靠性降低. 需要通过近一步研究来改善其熔化行为、脆性及可靠性，通过改变合金中各成分的配比或者添加微量元素可改善钎料的润湿性和强度，而在Sn-5Sb 合金钎料中加入微量的镍可以细化钎料合金的微观组织，从而提高Sn-5Sb 合金钎料的综合力学性能.镍作为优异的钎焊阻挡层材料，被广泛用于电子封装中[7]. 作为基底金属与封装钎料之间扩散反应的阻挡层，镍具有明显的阻挡锡向基板中扩散生成过厚的金属间化合物的作用，可以改善焊点的可靠性，从而使其具有更长的高温服役时间.文中采用自主研发的Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag 钎料，研究并讨论了其在150 ℃等温时效下在Cu 基体与Ni 基体上的界面扩散行为.1 试验方法选用新开发耐高温钎料Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag (下文用Sn5SbN 来简写)，将其制作成钎料球以备用. 取尺寸为10 mm × 10 mm 的覆铜板和镀镍铜板作为基体材料. 采用尺寸3.44 mm × 0.75 mm ×0.09 mm 的铜芯片及尺寸为2.55 mm × 2.55 mm ×0.27 mm 的镀镍芯片，先用稀盐酸去除表面氧化膜，之后用无水乙醇超声清洗5 min ，晾干备用. 取直径为400 μm 的钎料球，使用LF-4300-TF 助焊剂收稿日期：2019 − 09 − 29基金项目：国家自然科学基金资助项目(51174069)第 41 卷 第 2 期2020 年 2 月焊 接 学 报TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTIONVol .41(2):28 − 32February 2020采用超声波辅助钎焊的方法制备Ni/Sn5SbN/Ni 及Cu/Sn5SbN/Cu 焊点(钎焊温度为280 ℃，保温时间20 s ，空冷). 将钎焊后的试样放入时效炉中进行等温时效处理，时效温度为150 ℃，时效时间分别为0，150，250和350 h . 将时效后的试样用环氧树脂进行镶嵌，之后再经过打磨、抛光和腐蚀(25%HF +25%HCl + 50%无水乙醇，腐蚀15 min)后，采用扫描电镜(SEM)观察焊点界面金属间化合物的微观形貌，采用能谱仪(EDS)分析相成分. 利用Adobe photoshop CS6软件计算出界面IMC 的平均厚度(IMC 面积除以界面长度，多次测量取平均值).2 结果及分析2.1 Cu/Sn5Sb1N/Cu 焊点的IMC 的形貌及组成界面IMC 生长是钎料与基板元素相互扩散的结果，因此，研究时效对高温无铅钎料焊点界面组织的变化是十分必要的. 图1为150 ℃等温时效进行深腐蚀后，倾斜一定角度的Cu/Sn5SbN/Cu 焊点IMC 形貌，图中A ，B ，C 点为能谱扫描位置图，表1为能谱扫描结果.由图1a 可知，等温时效前，钎料与Cu 基体间、钎料与Cu 芯片间皆形成金属间化合物，金属间化合物的形貌为细小均匀的针状，由EDS 分析可知，A 点处Cu 含量与Ni 含量之和与Sn 含量之比接近于6:5，与(Cu ，Ni)6Sn 5比例相符合，可以判断该处有(Cu ，Ni)6Sn 5生成.图1b 为时效时间为150 h 的Cu/Sn5SbN/Cu 焊点的IMC 形貌图. 由图可知其IMC 呈较粗突起状和棒状，IMC 层的厚度有所增加.图1c 为时效时间为350 h 的Cu/Sn5SbN/Cu 焊点的IMC 形貌图. 由图可知，IMC 呈粗长的棒状并向焊缝处剧烈的生长，IMC 层的厚度显著增加.经过EDS 分析后可知，B 与C 处的Cu 含量与Ni含量之和与Sn 含量的比例接近于6:5，扫描点处的化合物的主要成分均为(Cu ，Ni)6Sn 5，界面处没有发现有明显的Cu 3Sn 相生成，与陈雷达[8]的研究相符.在150 ℃等温时效下，随着时效时间的逐渐增表 1 图1中各点能谱(EDS)分析结果(原子分数，%)Table 1 EDS results of the spots in Fig.1测量点Ag Sn Sb Ni Cu A 00.0043.6301.9201.2153.24B 06.3234.4611.5607.6040.07C00.0041.2900.0001.9356.7820 μmIMCIMCCu 基体Cu 基体AIMCIMC 层厚度IMCu 基体Cu 基体5 μmIMCIMC IMC 层厚BCCu 基体(a) 时效 0 h(b) 时效 150 h(c) 时效 350 h20 μm图 1 Cu/Sn5SbN/Cu 焊点IMC 形貌Fig. 1 IMC morphology of Cu/Sn5Sb/Cu solders.(a) aging for 0 h; (b) aging for 150 h; (c) aging for 350 h第 2 期孙凤莲，等：Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Cu(Ni)焊点的抗时效性能29加，Cu/Sn5SbN/Cu 焊点的IMC 形貌由细小均匀的针状逐渐长大为突起状，最后成长为又粗又长的棒状，IMC 层的厚度明显增加. IMC 的主要成分为(Cu, Ni)6Sn 5.2.2 Ni/Sn5SbN/Ni 焊点的IMC 形貌及组成在钎焊及以后的服役过程中，镀镍层中的微量Ni 会扩散到钎料中，影响钎料的性能及焊点的可靠性.因此研究镀镍层对焊点性能的影响有重要的意义.图2为进行深腐蚀后，倾斜一定角度的Ni/Sn5SbN/Ni 焊点的IMC 形貌，图中D ，E ，F 点为能谱扫描位置图，表2为能谱扫描结果. 由图2可知，钎料与镀镍基体的镀镍层间、钎料与镀镍芯片的镀镍层间皆形成化合物.通过观察图2a 可知，等温时效前，Ni/Sn5SbN/Ni 焊点的IMC 形貌呈不规则的突起状，IMC 层为图中镀镍层与钎料之间薄薄的一层，根据EDS 分析可知，D 与E 处的Cu 含量与Ni 含量之和与Sn 含量之比均接近于3:4，与(Cu ，Ni)3Sn 4的比例相符合，则经过分析可知，IMC 的主要成分为(Cu ，Ni)3Sn 4.经过150 ℃等温时效150 h 后，由图2b 可知，Ni/Sn5SbN/Ni 焊点的IMC 呈细小密集的颗粒状，IMC 层的厚度较未时效前有所增加. 图2c 为时效时间为250 h 后Ni/Sn5SbN/Ni 焊点的IMC 形貌.由图可知，IMC 呈表面较为圆滑的鹅卵石状，且趋于平缓，IMC 层的厚度增加. 图2d 为时效时间为350 h 的Ni/Sn5SbN/Ni 焊点IMC 形貌和能谱点扫描图. 由图可知，IMC 呈颗粒状，IMC 层的厚度明显增加. 经过EDS 分析后可知，F 处化合物的主要成分为(Cu ，Ni)3 Sn 4. 在150 ℃等温时效下，随着表 2 图2中各点能谱(EDS)分析结果(原子分数，%)Table 2 EDS results of the spots in Fig. 2测量点Ag Sn Sb Ni Cu D 0.3356.791.7637.533.59E 0.0059.961.1234.714.21F0.0051.010.3040.118.5720 μm50 μm10 μm10 μmDEIMCIMCIMC镀 Ni 层镀 Ni 层Cu 基体镀 Ni 芯片Cu 基体(a) 时效 0 h (c) 时效 250 h(d) 时效 350 h(b) 时效 150 hIMCIMCFIMC 层厚度镀 Ni 层镀 Ni 基体Cu 基体图 2 Ni/Sn5SbN/Ni 焊点IMC 形貌及点扫描Fig. 2 EDS point scanning and IMC morphology of Ni/Sn5Sb/Ni solders. (a) aging for 0 h; (b) aging for 150 h; (c) agingfor 250; (d) aging for 350 h30焊 接 学 报第 41 卷时效时间的不断增加，Ni/Sn5SbN/Ni 焊点的金属间化合物由细小密集突起状转变为颗粒状，IMC 层的厚度逐渐增加，IMC 的主要成分为(Cu ，Ni)3Sn 4.2.3 镀镍层的作用镀镍层的加入使焊点界面的金属间化合物形貌产生了显著的变化，通过在Cu 基体上加入镀镍层，随着时效时间的增加，界面金属间化合物形貌由细针状至粗长棒状转变为细小突起状至密集颗粒状.镀镍层对焊点界面的金属化合物层厚度也有显著的影响. 用Adobe photoshop CS6软件多次测量并取平均值获得Cu/Sn5SbN/Cu 及Ni/Sn5SbN/Ni 焊点在150 ℃下等温时效的IMC 层厚度的变化情况. 随着时效时间的延长，两种焊点的界面IMC 层的厚度均有所增. 在Cu/Sn5Sb1N/Cu 焊点时效过程中，IMC 层厚度由0.410 4 μm 增长至2.027 9 μm .在Ni/Sn5SbN/Ni 焊点时效过程中，IMC 层厚度由0.550 5 μm 增长至1.032 5 μm .图3为150 ℃等温时效后，界面IMC 层的厚度与时效时间的关系曲线. 界面处IMC 层的生长厚度与时效时间的关系近似表示为X t K X 式中：为界面IMC 层的厚度；是时效时间；是IMC 生长速率常数，与材料相关[9]. 对界面间IMC 层的厚度及时效时间的平方根t1/2进行线性拟合，直线的斜率值用来表征界面IMC 的生长速度，图3中金属化合物层的厚度与时效时间t 1/2呈线性关系，清楚表明了其生长受扩散机制的控制. 由图3可以计算出在150 ℃的时效温度下Sn5SbN/Cu 和Sn5SbN/Ni 的界面金属间化合物的生长速率分别为7.39 × 10−2和2.06 × 10−2μm 2/h ，即Sn5Sb1N/Cu 界面的金属间化合物生长速率明显大于Sn5SbN/Ni 界面的金属间化合物生长速率.相同时效时间下，Sn5SbN/Cu 界面间的IMC 厚度要比Sn5SbN/Ni 界面间的IMC 厚度大，可见镀镍层对于阻碍界面处的原子相互扩散，抑制界面IMC 的生长有很好的效果.在Cu 基板上镀镍之后，Ni 镀层可以有效地阻挡Cu 基板上的Cu 原子扩散到界面处与钎料中的Sn 原子发生反应，根据研究，这是由于Ni-Sn 的亲和力大于Cu-Sn 的亲和力，在时效过程中，Ni 原子可取代界面化合物Cu 6Sn 5中的部分Cu 原子而形成稳定的(Cu,Ni)6Sn 5层，增大了基板中的Cu 原子向液态钎料的扩散阻力，从而降低了界面化合物的生长速率. 随着时效时间的延长，界面IMC 中更多的Cu 原子被Ni 原子取代，使钎料中自由的Cu 原子浓度增大，导致界面IMC 两侧的Cu 的浓度梯度降低，使得Cu 原子的扩散速率减小，从而抑制界面IMC 的生长速率.也有研究表明[10]，由于Cu/Sn5SbN/Cu 焊点的界面IMC 两侧的Ni 原子的浓度差较大，150 ℃高温长时间时效为其提供了较大的扩散能，促进了IMC 的生长，而Ni/Sn5SbN/Ni 焊点由于加入了镀镍层，其界面IMC 两侧的Ni 原子的浓度差较小，从而降低了Ni 原子的扩散速率，抑制了IMC 的长大.通过在Cu 基板上添加镀镍层可以起到扩散阻挡层的作用，降低界面金属间化合物的生长速率，从而抑制界面金属间化合物的生长，改善了焊点的可靠性.3 结论(1) 随着时效时间的延长，Cu/Sn5SbN/Cu 焊点的IMC 形貌由开始的细针状生长成棒状，IMC 层厚度增加，界面金属间化合物主要成分为(Cu,Ni)6Sn 5.(2) 随着时效时间的延长，Ni/Sn5SbN/Ni 焊点界面的IMC 形貌由细小突起状转变为较为密集的颗粒状，且IMC 层的厚度增加，由于基板加入了镀镍层，界面金属间化合物主要成分转变为(Cu,Ni)3Sn 4.(3) 通过拟合，两种焊点的界面IMC 层生长厚度与时效时间t1/2呈线性关系，Sn5SbN/Cu 界面间IMC 的生长速率为7.39 × 10−2μm 2/h ，Sn5SbN/Ni 界面间IMC 的生长速率为2.06 × 10−2μm 2/h . 镀镍图 3 时效时间与界面IMC 层厚度的关系Fig. 3 Relationship between the aging time and theinterface IMC layer thickness第 2 期孙凤莲，等：Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Cu(Ni)焊点的抗时效性能31层的加入可以显著改变界面金属间化合物的形貌，也可降低界面金属间化合物的生长速率，从而抑制界面金属间化合物的生长.参考文献Jiang N, Zhang L, Liu Z, et al . Reliability issues of lead-freesolder joints in electronic devices[J]. Science and Technology of Advanced Materials, 2019, 20(1): 876 − 901.[1]Kroupa A, Andersson D, Hoo N, et al . Current problems and pos-sible solutions in high-temperature lead-free soldering[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2012, 21(5): 629 −637.[2]Zhai W, Hong Z, Liu H, et al . Ultrasound assisted solidificationprocess of ternary Cu-Sn-Sb alloy[J]. Chinese Journal of Aero-nautics, 2016, 29(1): 268 − 273.[3]Ban G, Sun F, Fan J, et al . Influence of Cu nanoparticles on mi-crostructure and mechanical properties of Sn0.7Ag0.5Cu-BiNi/Cu Solder Joint[J]. Journal of Materials Engineering & Perform-ance, 2017, 26: 1069 − 1075.[4]李昭，刘洋，张浩，等. 多尺度纳米银烧结接头连接强度及塑性[J]. 焊接学报, 2019, 40(10): 106 − 111.Li Zhao, Liu Yang, Zhang Hao, et al . Bonding strength and plasti-city of multiscale composite nanosilver paste for low temperature sintering[J]. 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SAC305/Cu 微焊点界面显微组织变化研究[D]. 哈尔滨: 哈尔滨理工大学, 2014.[10]第一作者简介：孙凤莲，1957年出生，博士，教授，博士研究生导师；主要从事精密焊接，异种材料焊接过程数值模拟，绿色电子封装材料及互联可靠性的科研和教学工作；发表论文60余篇；Email ：sunflian@ .（编辑： 朱艳）[上接第27页]李幸呈, 李桓, 梁秀娟, 等. 双丝脉冲MIG 焊脉冲频率变化时的熔滴过渡特征[J]. 焊接, 2006(11): 30 − 35.Li Xingcheng, Li Huan, Liang Xiujuan, et al . Features of droplet transfer with changing pulse frequency during double-wire pulse MIG welding[J]. Welding & Joining, 2006(11): 30 − 35.[14]Carvalho L, Paiva A, Leme R, et al . Optimization methodology ofalternating current P-GMAW process by voltage-current signal analysis[J]. International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2015, 86(1-4): 1 − 16.[15]Guo N, Fu Y, Du Y. Classification of metal transfer mode in un-derwater wet welding[J]. Welding Journal, 2016, 95(4): 133 −140.[16]第一作者简介：杜永鹏，1982年出生，博士；主要从事焊接设备与水下焊接技术研究工作；发表论文10余篇；Email ：duypgg@ .通信作者简介：郭宁，博士，副教授，博士研究生导师；Email ：gn21c@ .（编辑： 郑红）32焊 接 学 报第 41 卷Yicheng1， XU Yinan1， ZHOU Kun1 (1. Harbin Welding Institute Co., Ltd., Harbin, 150028, China；2. China Academy of Machinery Science and Technology Group Co., Ltd., Beijing, 100044, China；3. University of Science and Technology Beijng, Beijing, 100083, China). pp 18-23 Abstract:By stainless steel welding wire with different Si element content, the weld forming, microstructure and performance after high-speed welding has been organized for research purposes, with the GMAW welding method,by analysis means of SEM, XRD diffraction pattern, mechanical properties such as stretching and the micro hardness testing, to further study of Si elements in the weld internal space distribution, and its influnce rule on microstructure,mechanical properties when forming after welding. The results show that the specific content of Si element in the welding wire can not only increase the metal fluidity in the weld pool, but also improve the stability of the welding process and the weld forming after welding. At the same time, the welding speed can be greatly increased to 120 cm/min; As a result of the existence of element Si, the joint organization after GMAW high-speed welding mainly austenite and δferrite, weld organization optimized.In XRD diffraction pattern after welding, martensite and cementite exists in the joint organization, micro hardness increased, tensile properties are basic flat, and apparent necking have appeared in front of the tensile fracture, plasticity and tensile strength are good.Key words: alloy element Si；welding speed；organiza-tions；hardness；tensile propertyStudy on the application of the weld reinforcement variation coefficient in underwater wet welding quality evaluation DU Yongpeng1,3， GUO Ning1,2， WU Chenghao1,2， HUANG Lu1,2， ZHANG Xin1,2， FENG Jicai1,2 (1. Shandong Provincial Key Laboratory of Special Welding Technology, Harbin Institute of Technology at Weihai, Weihai, 264209, China；2. State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining, Harbin Institute of Technology, Harbin, 150001, China；3. Institute of Ocean graphic Instrumentation, Shandong Academy of Science, Qingdao, 266001, China). pp 24-27,32Abstract: There is a lack of an evaluation index which can assess the appearance of welds user-friendly and accurately in underwater wet welding. To solve this problem, the weld reinforcement variation coefficient is proposed to be used for evaluating the welding quality. The evaluation index has many advantages such as objective, quantitative, less step and easy operation, which is suitable for popularization and application in practical engineering production. The weld reinforcement variation coefficient grows higher with the worse the uniformity of weld appearance and the lower the welding quality and vice versa. According to the influence of pulse current on the stability of welding process, welding was carried out under different pulse frequency conditions. In view of the influence of wire feeding method on welding process, the stability of underwater wet flux-cored wire welding process was studied by analyzing the wire feeding method with the coefficient of variation of residual high welding seam. The experimental results show that the evaluation results of the index have high consistency with welding quality. The influences of the welding process on the weld reinforcement variation coefficient are analyzed using an X-ray transmission method. The reliability of the weld reinforcement variation coefficient is further verified by researching the welding electrical signal and droplet transfer.Key words: underwater wet welding；welding quality；weld reinforcement；variation coefficientAnti-aging performance of Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Ni solder joints SUN Fenglian， LI Tianhui， HAN Bangyao (Harbin University of Science and Technology, Harbin, 150040, China). pp 28-32Abstract:In this paper, SEM was used to study the interfacial diffusion behavior of Cu/Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Cu and Ni/Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Ni solder joints under isothermal aging at 150 ℃. The results showed that the morp-hology of intermetallic compound (IMC) at Cu/Sn5Sb1 Cu0.1Ni0.1Ag/Cu solder joint grew from thin needle-shaped to rod-shaped and the thickness of IMC increased with aging time increasing. The main composition of IMC was (Cu,Ni)6Sn5. The appearance of IMC at Ni/Sn5Sb1Cu0.1 Ni0.1Ag/Ni solder joints changed from horst shaped to relatively granular shaped, and the thickness of IMC increased. The main composition of IMC was (Cu,Ni)3Sn4. The growth rate of IMC at interface of Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag/Cu solder joint was 7.39 × 10−2μm2/h, and that at interface of Sn5Sb1 Cu0.1Ni0.1Ag/Ni was 2.06 × 10−2μm2/h. Nickel-plating significantly changed the morphology of IMC, reduced the growth rate of IMC, inhibited the growth of IMC, and significantly improved the aging resistance.Key words: Sn5Sb1Cu0.1Ni0.1Ag；IMC；isothermal aging；nickel-platingEffect of arc-ultrasonic on the microstructure and properties of 6061 aluminum alloy joint with MIG welding LEI Yucheng1， CUI Zhanxiang1， LU Guangyao2， YAO Yiqiang2， ZHANG Xuening1 (1. Jiangsu University, Zhenjiang, 212013, China；2. China General Nuclear Power Corporation, Shenzhen, 518000, China). pp 33-38II TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION2020, Vol. 41, No. 2。

热循环作用下SnAgCu-CNT搭接焊点蠕变行为数值模拟韩永典;荆洪阳;徐连勇;魏军;王忠星【期刊名称】《焊接学报》【年(卷),期】2007(028)011【摘要】采用有限元方法分析了钎焊搭接SnAgCu-CNT焊点在125～-40℃温度循环载荷条件下的蠕变应变和应力分布.结果表明,经过4个温度循环周期后,SnAgCu-CNT搭接焊点发生了明显的剪切变形,产生了显著的上下表面相对位移.焊点的最大等效蠕变应变位于焊点与焊盘界面边缘沿长度方向上的中点处,最小蠕变应变位于焊点的中心处.有限元的计算结果与实际热循环试验的结果相一致.最大蠕变应变节点的蠕变应变和应力随时间变化的曲线呈现出明显的周期性和累积效应.【总页数】5页(P85-88,92)【作者】韩永典;荆洪阳;徐连勇;魏军;王忠星【作者单位】天津大学,材料科学与工程学院,天津,300072;天津大学,材料科学与工程学院,天津,300072;天津大学,材料科学与工程学院,天津,300072;新加坡生产技术研究所,新加坡,638075;巴特勒,天津,有限公司,天津,300457【正文语种】中文【中图分类】TG454【相关文献】1.单向M40J/5228A复合材料在真空热循环作用下诱发热应力的数值模拟 [J], 高禹;陈永务;崔旭;张利;董尚利2.热循环条件下SnAgCu/Cu焊点金属间化合物生长及焊点失效行为 [J], 肖慧;李晓延;李凤辉3.温度-应力-化学三场耦合作用下深部软岩巷道蠕变规律数值模拟 [J], 王永岩;王艳春4.高强耐火钢中合金元素在焊接热循环作用下的偏聚行为 [J], 陈林恒;桑晨;童志;范益;王红鸿5.HT280双马来酰亚胺树脂真空热循环下的蠕变行为 [J], 高禹;李洋洋;高博闻;王柏臣;于祺;刘刚;包建文因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。

微焊点中金属原子的热迁移及其对界面反应影响的研究进展赵宁;钟毅;黄明亮;马海涛【期刊名称】《中国有色金属学报》【年(卷),期】2015(025)008【摘要】电子产品的日益发展要求更高的封装密度、更好的性能和更小的尺寸,使得电子器件所承载的功率密度显著升高,由此产生严重的焦耳热问题,导致作为主要散热通道的微互连焊点内将产生较高的温度梯度,这将诱发金属原子的热迁移,并引起严重的可靠性问题.对近年来有关Sn-Pb、Sn-Ag、Sn-Ag-Cu、Sn-Bi和Sn-Zn 等微互连焊点中金属原子的热迁移行为和关键问题进行综合分析,总结热迁移对微互连界面反应的影响,阐述金属原子热迁移的机理和驱动力,并归纳传递热Q*的计算方法及微互连焊点中主要金属元素的Q*值.最后,指出微互连焊点热迁移研究存在的主要问题,并对其未来研究发展趋势进行了展望.【总页数】10页(P2157-2166)【作者】赵宁;钟毅;黄明亮;马海涛【作者单位】大连理工大学材料科学与工程学院,大连 116024;大连理工大学材料科学与工程学院,大连 116024;大连理工大学材料科学与工程学院,大连 116024;大连理工大学材料科学与工程学院,大连 116024【正文语种】中文【中图分类】TG111.6【相关文献】1.微焊点Cu/SAC305/Cu固-液界面反应及电迁移行为 [J], 李雪梅;孙凤莲;张浩;辛瞳2.POSS在无铅焊点中界面反应能的分子动力学模拟 [J], 曾凡林;孙毅;周玉;李清坤3.巨噬细胞迁移抑制因子对肿瘤微环境影响的研究进展 [J], 陈其冰;李芬4.合金元素对Fe/Al界面反应影响的研究进展 [J], 张先满;陈再雨;罗洪峰5.贴片焊层厚度对功率器件热可靠性影响的研究 [J], 章蕾;郭好文;何伦文;汪礼康;张卫因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。