哈爾濱工業(yè)大學(xué)碩士畢業(yè)設(shè)計(jì)論文模板

.WORD完美格式..；冷卻速率的降低使擴(kuò)散作用相應(yīng)的加強(qiáng)。在快冷時(shí)形成的尺寸和形態(tài)趨于一致且具有一定方向性的β-Sn晶粒增加了"匯合"的幾率,由相鄰的晶粒聯(lián)合長(zhǎng)成較大的枝狀晶并繼續(xù)生長(zhǎng)出二次枝晶。故慢冷時(shí)二次枝晶間距和大小都將增加。和焊膏A相似,焊膏B在快冷曲線下獲得的微觀組織中,釬料內(nèi)部共晶網(wǎng)絡(luò)中的主要金屬間化合物Ag3Sn也呈圓形顆粒狀。Ag3Sn顆粒平均直徑在1.5μm左右,細(xì)小而彌散〔如圖3-10。顆粒狀A(yù)g3Sn由于只在共晶網(wǎng)絡(luò)中出現(xiàn),故其分布也呈現(xiàn)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu),存在于β-Sn晶粒之間。焊膏B慢冷條件下〔D曲線的Ag3Sn形狀介于顆粒和長(zhǎng)條狀之間,粒度是快冷時(shí)的2～3倍。<a>A型曲線×1000〔bD型曲線×1000圖3-10焊膏B不同冷速下焊點(diǎn)的金相照片對(duì)比在同等條件下形成焊點(diǎn)的焊膏A和焊膏B,粗大的長(zhǎng)條狀A(yù)g3Sn相在含銀量高的焊膏A中出現(xiàn)的幾率更高。長(zhǎng)條狀A(yù)g3Sn在慢冷時(shí)往往比β-Sn枝狀晶的尺寸還要大,甚至貫穿整個(gè)焊點(diǎn)。在微連接過程中盡量避免生成這種粗大的Ag3Sn脆性相,因?yàn)槠湓谑褂眠^程中極易導(dǎo)致焊點(diǎn)的破壞,降低產(chǎn)品的使用壽命。對(duì)比金屬間化合物和基體Sn的強(qiáng)度性質(zhì)〔表3-1,不難看出無論是η-Cu6Sn5,ε-Cu3Sn還是Ag3Sn相,其強(qiáng)度和硬度都遠(yuǎn)大于基體Sn。這和復(fù)合材料頗為相似。以SiC顆粒增強(qiáng)的Al基復(fù)合材料為例,SiC顆粒硬度、強(qiáng)度和熔點(diǎn)都超過Al基體。當(dāng)增強(qiáng)顆粒均勻而彌散的分布于基體中,且界面結(jié)合良好時(shí),材料的總體性能大為提高。復(fù)合材料的制造方法包括壓鑄法等物理方法以及反應(yīng)法等化學(xué)方法。其中,在材料中通過化學(xué)反應(yīng)生成新的中間相并使材料性能顯著提高的方法叫原位增強(qiáng)法[JeffSigelko,etal.EffectofCoolingRateonMicrostructureandMechanicalPropertiesofEutecticSn-AgSolderJointswithandwithoutIntentionallyIncorporatedCu6JeffSigelko,etal.EffectofCoolingRateonMicrostructureandMechanicalPropertiesofEutecticSn-AgSolderJointswithandwithoutIntentionallyIncorporatedCu6Sn5Reinforcements[J].JournalofElectronicMaterials,Nov1999,28,1184-1188表3-1釬料及其IMC的強(qiáng)度性質(zhì)對(duì)比[D.R.Frear,S.N.Burchett,H.S.Morgan,andJ.H.Lau.D.R.Frear,S.N.Burchett,H.S.Morgan,andJ.H.Lau.Themechanicsofsolderalloyinterconnects,p.60,VanNostrandReinhold,NewYork,1994性質(zhì)Cu6Sn5Cu3SnAg3SnSn-3.5AgSn楊氏模量<GPa>85.6108.378.951.346.9剪切模量<GPa>無鉛釬料在快冷條件下通過反應(yīng)獲得的金屬間化合物實(shí)際上起到原位增強(qiáng)的作用。但是如果IMC形態(tài)不規(guī)則〔如慢冷時(shí)的長(zhǎng)條狀,分布不均勻,則其很難與基體Sn有良好的結(jié)合界面,不能起到原位增強(qiáng)作用。同時(shí),不同冷速產(chǎn)生的不同形貌尺寸的IMC也會(huì)影響材料的斷裂方式。冷速對(duì)焊點(diǎn)界面組織的影響釬料與Cu盤界面處的IMC的厚度和形貌隨著焊接溫度和焊接時(shí)間的變化而變化,當(dāng)焊接溫度升高和焊接時(shí)間增長(zhǎng)時(shí),界面處的IMC厚度增加。當(dāng)冷卻速率降低時(shí),即增加了釬焊的焊接時(shí)間,從而使各種元素之間有足夠的時(shí)間相互擴(kuò)散和反應(yīng),使得界面處的IMC層厚度增加,如圖3-11示。從圖中可知,界面處的原始IMC形貌明顯受冷卻速率的影響。A曲線和B曲線下形成的焊點(diǎn)IMC相對(duì)較薄,形貌平滑；在C和D曲線下的IMC厚度增加,而且較為尖銳。在C曲線下呈鋸齒狀,而隨著冷速進(jìn)一步降低,鋸齒狀更為突出。Cu6SnCu6Sn5<a>A型曲線焊點(diǎn)×1000〔bB型曲線焊點(diǎn)×1000Cu6SnCu6Sn5<c>C型曲線焊點(diǎn)×1000〔dD型曲線焊點(diǎn)×1000圖3-11焊膏B慢冷焊點(diǎn)內(nèi)部的長(zhǎng)條狀I(lǐng)MC的厚度受到基底Cu的溶解擴(kuò)散速度和IMC長(zhǎng)大方式的影響。在反應(yīng)的初期階段,基底Cu溶解到液態(tài)無鉛釬料中占主導(dǎo)地位,直到液相達(dá)到飽和。隨后,IMC長(zhǎng)大占主導(dǎo)地位。由于回流焊工藝加熱參數(shù)一定,不同冷速以改變焊接時(shí)間、IMC的形核率以及IMC的長(zhǎng)大時(shí)間來影響界面IMC的形貌和厚度。降低冷速相當(dāng)于增加了釬料熔點(diǎn)溫度以上的時(shí)間,從而增加了界面處合金元素Sn和Cu之間的相互擴(kuò)散。根據(jù)釬焊的擴(kuò)散原理,擴(kuò)散量與濃度梯度、擴(kuò)散系數(shù)、擴(kuò)散面積和擴(kuò)散時(shí)間有關(guān),如公式〔3-2[鄒僖.釬焊.鄒僖.釬焊.第2版,機(jī)械工業(yè)出版社,1993年:14釬料和母材之間的擴(kuò)散：〔3-2式中—釬料組分的擴(kuò)散量；—擴(kuò)散系數(shù)；—擴(kuò)散面積；—在擴(kuò)散方向擴(kuò)散組分的濃度梯度；—擴(kuò)散時(shí)間；由公式可知,在相同溫度條件下,焊接時(shí)間越長(zhǎng),擴(kuò)散層厚度越大,在凝固過程中形成η-Cu6Sn5相越厚。圖3-12為C型和D型曲線焊點(diǎn)的典型IMC形貌,尤其在D曲線下焊接完成的焊點(diǎn)界面IMC起伏較大。部分η-Cu6Sn5異常長(zhǎng)大,使得IMC的厚度只能取平均值計(jì)算。<a>C型曲線焊點(diǎn)〔bD型曲線焊點(diǎn)圖3-12焊膏B界面掃描照片如表3-2為兩種無鉛焊膏不同冷速下焊接所得焊點(diǎn)的IMC平均厚度值。當(dāng)冷速在-4℃/S以上時(shí),厚度較薄,在2μm左右,冷速小于-2℃/S后,IMC厚度增加更快,超過3.5由表3-2可得冷速和IMC厚度的關(guān)系曲線〔圖3-13?？梢?除了在厚度方面的些微差異之外,冷速對(duì)IMC生長(zhǎng)厚度的影響趨勢(shì)是基本一致的。表3-2兩種焊膏在不同冷速下IMC的平均厚度冷速〔℃/S焊膏A〔μm焊膏B〔μm0.553.33.06.502.01.8圖3-13冷速和IMC厚度關(guān)系不同冷速對(duì)時(shí)效過程界面IMC生長(zhǎng)的影響不同冷卻速率下形成焊點(diǎn)IMC的初始厚度和形貌有差異,這對(duì)焊點(diǎn)時(shí)效必然產(chǎn)生影響。由IMC的生長(zhǎng)經(jīng)驗(yàn)公式〔3-3、〔3-4<3-3><3-4>式中—IMC初始厚度；—常數(shù)；—時(shí)效時(shí)間；—激活能；—?dú)怏w常數(shù)；—時(shí)間指數(shù)；這里是某時(shí)刻IMC厚度,是時(shí)間t〔s的函數(shù)。這里的時(shí)間指數(shù)至關(guān)重要,它標(biāo)志著不同的擴(kuò)散機(jī)制和擴(kuò)散系數(shù)。在不同的溫度和不同的IMC初始形貌時(shí),時(shí)間指數(shù)值不同?？梢?影響焊點(diǎn)時(shí)效過程IMC生長(zhǎng)的因素不只有初始厚度,和初始形貌也大為相關(guān)。所以,不同冷速形成的焊點(diǎn)會(huì)影響時(shí)效過程中界面IMC的生長(zhǎng),從而影響焊點(diǎn)質(zhì)量。為了觀察界面IMC在時(shí)效過程的生長(zhǎng),本文試件在150℃下分別時(shí)效5天,10天,15天,20天,如圖3-14為Sn-3.5Ag在C曲線下焊點(diǎn)時(shí)效的界面圖片?？梢奍MC的形貌在時(shí)效過程中趨于平緩,厚度逐漸增加。在IMC的生長(zhǎng)過程中,逐漸生長(zhǎng)出Cu3Sn相。隨著時(shí)效過程的繼續(xù),Cu〔a0天〔b5天〔c10天〔d15天〔e20天圖3-14焊膏B的焊點(diǎn)150℃時(shí)效的界面IMC形貌和厚度圖3-15為Sn-3.5Ag焊點(diǎn)在150℃時(shí)效過程中IMC的生長(zhǎng)趨勢(shì)圖。在時(shí)效的初期,η相生長(zhǎng)速率較快。尤其是速率較慢的C和D曲線,由于界面IMC的初始形貌比較尖銳,凹凸不平的IMC表面有利于基板上的Cu向釬料內(nèi)部擴(kuò)散。相鄰的凸出的η相之間的界面處存在自然的"小溝",焊盤上的Cu可以從這些"小溝"向釬料中擴(kuò)散,擴(kuò)散路徑相對(duì)較短。所以在時(shí)效開始的初期,由于在"小溝"處的擴(kuò)散和反應(yīng)速率最快,"小溝"被新生長(zhǎng)起來的η相填平,尖銳起伏的IMC界面很快長(zhǎng)成大波浪形狀。此后IMC的進(jìn)一步生長(zhǎng)過程中Cu元素的擴(kuò)散必須穿越已經(jīng)形成的IMC層,所以生長(zhǎng)速率下降。因此,在IMC的生長(zhǎng)過程中,實(shí)際分為兩個(gè)階段。第一階段IMC異常的薄,基板上Cu元素向釬料擴(kuò)散快,η相生長(zhǎng)速率大。擴(kuò)散機(jī)制主要是顆粒邊界擴(kuò)散；第二階段,當(dāng)IMC厚度達(dá)一定程度且其形貌較為平緩時(shí),原有的顆粒邊界的擴(kuò)散通道減少,擴(kuò)散機(jī)制是體積擴(kuò)散,因而IMC生長(zhǎng)速率也降低。這對(duì)于公式〔3-14,主要體現(xiàn)在時(shí)間指數(shù)n的差異。P.T.Vianco等人的研究[P.T.Vianco,K.L.Erickson,andP.TL.Hopkins.[J]ElectronicalMaterials.23,721<1994>]認(rèn)為,第一階段的時(shí)間指數(shù)n值在0.5P.T.Vianco,K.L.Erickson,andP.TL.Hopkins.[J]ElectronicalMaterials.23,721<1994>圖3-15焊膏B焊點(diǎn)在不同冷速下的IMC生長(zhǎng)曲線本章小結(jié)無鉛回流焊溫度曲線的冷卻速率對(duì)無鉛焊膏Sn-3.5Ag和Sn-3Ag-0.5Cu焊點(diǎn)微觀的影響大致相似。在冷速超過-4℃/S時(shí),微觀細(xì)化,由細(xì)小的β-Sn顆粒和共晶網(wǎng)絡(luò)組成。共晶網(wǎng)絡(luò)中的金屬間化合物Ag3Sn呈細(xì)小彌散的顆粒狀。這是因?yàn)樵谳^快的冷速提供更多的形核。在冷速小于2℃/S時(shí),微觀逐漸粗化。晶粒間距增大,共晶網(wǎng)絡(luò)寬度增加。同時(shí),Ag3Sn隨冷速減小而逐漸向針狀和長(zhǎng)條狀轉(zhuǎn)化。冷卻速率影響界面IMC的形貌,冷速超過-4℃/S的焊點(diǎn)界面產(chǎn)生薄而平坦的η-Cu6Sn5相,小于2℃/S則得到較厚的η-Cu6Sn5相,且其形貌隨冷速的減小而逐顯尖銳。不同冷速下形成的焊點(diǎn)在時(shí)效過程中表現(xiàn)出不一樣的IMC長(zhǎng)大行為。小冷速下的界面IMC厚度在時(shí)效的初期迅速增加,形貌也很快由尖銳的起伏狀逐漸向大波浪形貌轉(zhuǎn)變。實(shí)驗(yàn)表明,在所有冷速下的界面IMC生長(zhǎng)都明顯分為兩個(gè)階段,在第一階段生長(zhǎng)較快,之后進(jìn)入一個(gè)緩慢生長(zhǎng)期。這和各階段的擴(kuò)散機(jī)制有關(guān)。冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)力學(xué)行為的影響引言不同冷卻條件下形成焊點(diǎn)在微觀組織上的差異必然也導(dǎo)致力學(xué)性能的差異。本章研究不同冷速下片式元件和QFP焊點(diǎn)的力學(xué)性能,并通過研究拉伸和推剪過程焊點(diǎn)的斷裂行為,找出冷速和力學(xué)行為之間的聯(lián)系。冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)力學(xué)性能的影響力學(xué)測(cè)試儀器焊點(diǎn)力學(xué)性能測(cè)試分別選取QFP引腳45°拉脫和片式電阻推剪。QFP引腳拉脫在RHESCA的PTR-1000接合強(qiáng)度檢驗(yàn)機(jī)進(jìn)行；電阻推剪在PTR-1100機(jī)型上測(cè)試。儀器外觀如圖4-1所示。圖4-1PTR-1000接合強(qiáng)度檢驗(yàn)機(jī)及測(cè)試示意圖PTR系列力學(xué)儀器的傳感器負(fù)荷為10Kgf,精度為±0.3％,與主機(jī)裝配后精度為±0.5％；測(cè)定速度可以在0.01～1.00mm/s之間。帶有數(shù)據(jù)解析軟件,可以用來體現(xiàn)力〔F與位移<XQFP焊點(diǎn)的力學(xué)測(cè)試對(duì)四種曲線下的焊點(diǎn)進(jìn)行拉脫試驗(yàn),測(cè)定速度一律為5mm/min。試驗(yàn)結(jié)果見表4-1。A曲線和B曲線焊點(diǎn)強(qiáng)度較為接近,強(qiáng)度值相對(duì)較大,C曲線和D曲線焊點(diǎn)強(qiáng)度則較低。在相同條件下形成焊點(diǎn)的拉脫載荷值分布在一定的范圍內(nèi),具有一定的分散性。其中A曲線載荷值在[912.5,1119]范圍；B曲線焊點(diǎn)載荷值大約在[903.1,1091]范圍；C曲線在[800.2,915.4]范圍,D曲線焊點(diǎn)載荷值在[763.2,917.7]范圍。可見較快冷速的A曲線和B曲線獲得了較大的拉脫載荷值。結(jié)合前文不同冷速下焊點(diǎn)微觀組織的變化,可以看出快冷提高焊點(diǎn)強(qiáng)度的原因可能有：一是內(nèi)部組織細(xì)化,快冷形成彌散分布的顆粒狀I(lǐng)MC起到一定的原位增強(qiáng)作用；二是快冷時(shí)界面IMC的厚度小,形貌平緩,慢冷的IMC則厚度大,形貌尖銳,在拉脫過程中易于應(yīng)力集中,成為裂紋的萌生點(diǎn)。因而拉伸強(qiáng)度低于快冷件。表4-1焊膏B在各冷卻曲線下形成的QFP焊點(diǎn)的拉脫載荷值〔gf試件A曲線B曲線C曲線D曲線測(cè)定值959.4903.1863.1875.9983.5907.2885.6882.211161000913.5763.211191034915.4917.7968.8977.2880.9780.9912.5933.3910.0917.7948.01091880.2780.9929.2977.2895.3820.3990.7917.7875.1845.6979.3953.3800.2830.5平均值990.1969.4889.9841.5由焊點(diǎn)載荷分布〔表4-2可以看出,雖然拉脫值具有一定的分散性,但是仍然存在分布相對(duì)密集的區(qū)間。如Sn-37Pb釬料〔焊膏C和焊膏A形成的焊點(diǎn)拉脫載荷值主要集中在700-950gf之間,焊膏B形成焊點(diǎn)的拉脫載荷值則主要集中在950-1100gf之間。表4-2相同條件下QFP焊點(diǎn)的拉脫載荷值分布情況試樣載荷值范圍<>載荷值分布率＜700700—950950－1100＞1100Sn-37Pb560-9505%90%5%—Sn-3.5Ag520-109213%64%23%—763-1119—36%58%6%綜上,無鉛焊點(diǎn)的拉脫載荷值相當(dāng)于或稍高于Sn-37Pb焊點(diǎn)的拉脫載荷值。試驗(yàn)條件下Sn-3.0Ag-0.5Cu釬料形成的焊點(diǎn)拉脫載荷值要比Sn-3.5Ag焊點(diǎn)載荷值高。這可能有以下幾點(diǎn)原因：一是兩種釬料本身抗拉強(qiáng)度的差異。常溫下,Sn-3.5Ag體釬料的抗拉強(qiáng)度為4.7kgf/mm2,低于Sn-3.0Ag-0.5Cu釬料的5.5kgf/mm2[F.Hua,Z.Mei,A.Lavagnino.EutecticSn-BiasanAlternativePb-freeSolder.ProceedingsofanInternationalSummitonLead-freeElectronicsassemblies.IPCWorks’99.1999]；二是Sn-3.5Ag和Cu盤的反應(yīng)更快,生成的界面IMC稍厚于；三是Sn-3.0Ag-0.5Cu合金中的Cu元素在釬料內(nèi)部反應(yīng)生成的Cu6Sn5F.Hua,Z.Mei,A.Lavagnino.EutecticSn-BiasanAlternativePb-freeSolder.ProceedingsofanInternationalSummitonLead-freeElectronicsassemblies.IPCWorks’99.1999計(jì)算三種焊膏在不同冷速下焊點(diǎn)拉脫載荷的平均值,結(jié)果如表4-3。相應(yīng)的關(guān)系曲線見圖4-2。由圖表可知,冷速增加提高無鉛焊點(diǎn)力學(xué)性能。焊膏B最快冷速下焊點(diǎn)平均拉脫載荷值比最慢曲線下的值多148.6gf,焊膏A次之,差值為126gf。而有鉛焊點(diǎn)在一定冷速范圍內(nèi),拉脫載荷有較小范圍的提高,冷速繼續(xù)增加時(shí),拉脫值反而減小。根據(jù)H.Conrad等人的研究,在較小冷速下Sn-Pb系合金的焊點(diǎn)微觀為薄片狀共晶體。在冷速增加時(shí),共晶的Pb成球狀,富Pb相枝狀晶開始形成[H.Conrad,Z.Guo,Y.FahmyandD.Yang,JournalofElectronicMaterial.28[9],120<2000>]。雖然冷速增加使各相都開始細(xì)化,但存在重要差異：Pb的硬度比富錫基體弱,且其含量遠(yuǎn)大于無鉛釬料中Ag的含量,所以快冷形成的組織更有利于在變形過程中產(chǎn)生晶界滑移,所以冷速增加到一定范圍后,焊點(diǎn)強(qiáng)度反而減小。而無鉛焊點(diǎn)共晶帶中的中間相則不然,AgH.Conrad,Z.Guo,Y.FahmyandD.Yang,JournalofElectronicMaterial.28[9],120<2000>表4-3各冷速下焊點(diǎn)拉脫載荷平均值焊膏A曲線B曲線C曲線D曲線A948.2909.8866.1822.8B990.1969.4899.5841.5C837.8845.4820.0806.2圖4-2冷速與焊點(diǎn)拉脫載荷的關(guān)系力學(xué)測(cè)試除了QFP焊點(diǎn)的拉脫以外,還選取相同條件下的片式電阻R2012做推剪測(cè)試。結(jié)果如表4-5和4-6,冷速對(duì)焊點(diǎn)推剪力的影響和對(duì)QFP焊點(diǎn)拉脫的影響有相同趨勢(shì)。推剪值分散性更明顯。以焊膏A為例,最大最小冷速焊點(diǎn)推剪值之間的差值達(dá)到1232gf,這對(duì)于具有接觸面積遠(yuǎn)大于QFP焊點(diǎn)的片式電阻而言,是較為正常的。表4-5各冷速下焊點(diǎn)拉推剪荷平均值焊膏AA曲線B曲線C曲線D曲線測(cè)試值〔gf61395906557053276537525260435602577364415340493470456732499654345335591457725197平均值6532604856755300表4-6各冷速下焊點(diǎn)拉推剪荷平均值焊膏A曲線B曲線C曲線D曲線A6532604856755300B5816573355175121C5529561452335110冷速對(duì)無鉛焊點(diǎn)斷裂行為的影響QFP焊點(diǎn)拉脫斷裂模式斷裂在宏觀上表現(xiàn)為瞬間發(fā)生。而實(shí)際卻包括裂紋產(chǎn)生、長(zhǎng)大和失穩(wěn)擴(kuò)展等系列過程。且在材料的局部發(fā)生塑性變形,故材料中局部薄弱區(qū)域就成了斷裂發(fā)生和發(fā)展的通道。在拉脫實(shí)驗(yàn)和推剪實(shí)驗(yàn)中,產(chǎn)生的應(yīng)變量超過材料本身塑性變形能力時(shí),焊點(diǎn)就發(fā)生開裂。因此裂紋一般從高應(yīng)力應(yīng)變位置產(chǎn)生。焊點(diǎn)的內(nèi)園角部位在加載過程中處于高應(yīng)力應(yīng)變狀態(tài),屬于應(yīng)力集中區(qū),裂紋是從內(nèi)園角位置產(chǎn)生的。通過對(duì)焊點(diǎn)拉脫后的斷口微觀分析,發(fā)現(xiàn)斷裂的模式主要有3種方式：〔1釬縫內(nèi)部斷裂；〔2沿釬料/界面化合物層斷裂；〔3既有釬縫內(nèi)部斷裂又含有釬料/界面化合物層斷裂的混合斷裂。對(duì)于Sn-Pb焊點(diǎn),在冷速較快時(shí)在釬料內(nèi)部斷裂較多,此時(shí)界面化合物厚度適中,形貌平緩。而釬料組織細(xì)化均勻,易于產(chǎn)生晶界滑移；只有在冷速很小,界面IMC厚度較大時(shí)會(huì)發(fā)生混合斷裂,即從焊點(diǎn)的內(nèi)園角起裂,裂紋擴(kuò)展過程中尖銳粗大的界面Cu6Sn5斷裂?！瞐A曲線〔bD曲線圖4-3焊膏C的QFP焊點(diǎn)拉斷后斷面圖〔×100從圖4-4、4-5知,冷速對(duì)兩種無鉛焊膏焊點(diǎn)斷裂模式的影響相似。在A和B曲線下,焊點(diǎn)的界面IMC較薄,斷裂發(fā)生在釬料內(nèi)部的幾率較高。由圖4-4<a>和圖4-5<a>,焊點(diǎn)從起裂到完全斷裂,裂紋擴(kuò)展都沒有經(jīng)過引線和焊盤兩側(cè)的界面化合物層。在快冷的條件下,還有少數(shù)焊點(diǎn)焊盤開裂,這證明焊點(diǎn)的強(qiáng)度大于焊盤和PCB板的結(jié)合強(qiáng)度。在C、D曲線下,冷速較小,界面粗大尖銳的IMC對(duì)裂紋擴(kuò)展路徑開始產(chǎn)生影響。在冷速最慢的D曲線下,斷裂偶爾會(huì)出現(xiàn)沿著上部引腳IMC層/釬料界面處進(jìn)行的現(xiàn)象。更多的情況是發(fā)生混合斷裂,裂紋走向單純的沿界面化合物的情況發(fā)生的很少。〔aA曲線〔bD曲線圖4-4焊膏B的QFP焊點(diǎn)拉斷后斷面圖〔×200〔aA曲線〔bD曲線圖4-5焊膏A的QFP焊點(diǎn)的拉斷后斷面圖〔×200在C和D曲線下焊點(diǎn)界面異常突出的IMC在變形過程中容易應(yīng)力集中,因此裂紋在擴(kuò)展過程中有時(shí)會(huì)貫穿IMC層,造成界面IMC斷裂〔如圖4-6。<a>〔×100<b>a點(diǎn)局部放大〔×1000圖4-6焊膏A的QFP焊點(diǎn)斷面此外,如果釬料中存在某些缺陷的話,裂紋的擴(kuò)展也很容易沿著缺陷方向擴(kuò)展。擴(kuò)展路徑轉(zhuǎn)向釬料內(nèi)部的缺陷區(qū)并形成一些分支,甚至可以因此改變裂紋原來的傳播方向因?yàn)榱鸭y向該方向擴(kuò)展只需要較少的能量,更有利于應(yīng)力的釋放。QFP焊點(diǎn)的斷口特征斷裂機(jī)制是從微觀角度揭示斷裂過程的物理本質(zhì),這對(duì)于認(rèn)識(shí)和控制斷裂過程的各種因素,從而尋求提高斷裂抗力的途徑是十分重要的。兩種無鉛焊點(diǎn)在快速冷卻下,都呈韌性斷裂。此時(shí)界面IMC厚度適中,強(qiáng)度較高。斷裂發(fā)生在釬料內(nèi)部的幾率較高。由于共晶網(wǎng)絡(luò)中的Ag3Sn相在A曲線下呈小球狀,均勻的分布在Sn基體中,所以拉脫斷面有明顯的韌窩〔圖4-7。<a>A曲線<b>B曲線圖4-7Sn-3.5Ag/QFP焊點(diǎn)的斷口形貌片式電阻焊點(diǎn)推剪的斷口特征圖4-8Sn-3.5Ag/QFP焊點(diǎn)的斷口形貌圖4-9,4-10分別為焊膏B在A曲線下和D曲線下焊點(diǎn)推剪斷口的體式顯微照片。由〔a到〔b到〔c依次局部放大。在A曲線下推剪斷裂路徑主要在釬料內(nèi)部。在圖4-9〔a中觀察到清晰的斷裂分界線,該分界線是由于爬升到元件焊端側(cè)面的釬料在推剪過程中未受影響而形成。元件焊端底部和焊盤上之間是斷裂的主要發(fā)生面。在快冷條件下,主要發(fā)生韌性斷裂。〔a〔b〔c圖4-9A曲線下焊膏B電阻焊點(diǎn)對(duì)于慢冷下的無鉛焊點(diǎn),如圖4-9〔c,主要斷裂路徑在釬料和焊盤的界面。部分粗大尖銳的Cu6Sn5相在推剪過程中折斷,進(jìn)一步證明慢冷焊點(diǎn)界面粗大的IMC易于應(yīng)力集中,在推剪過程中成為斷裂通道?！瞐〔b〔c圖4-10D曲線下焊膏B電阻焊點(diǎn)推剪的斷口形貌本章小結(jié)對(duì)于兩種無鉛焊點(diǎn),冷卻速率提高焊點(diǎn)的力學(xué)性能。而有鉛焊點(diǎn)在冷速超過一定范圍后,力學(xué)性能反而下降。在QFP焊點(diǎn)拉脫過程中,焊點(diǎn)從內(nèi)圓角起裂。對(duì)于有鉛焊點(diǎn),裂紋擴(kuò)展路徑在釬料內(nèi)部較多。冷速小,界面IMC異常粗大時(shí)從界面斷裂的趨勢(shì)增大；對(duì)于無鉛焊點(diǎn),在冷速較小時(shí)裂紋沿著IMC和釬料的界面擴(kuò)展,且可能拉斷異常長(zhǎng)大的界面IMC。此時(shí)的力學(xué)值較小?？炖淝€下的拉脫和推剪斷口都明顯存在韌窩,表明時(shí)韌性斷裂。斷裂路徑在釬料內(nèi)部的幾率較高；而慢冷時(shí)斷裂沿界面IMC發(fā)生的幾率更高。冷速越小,IMC折斷越多,宏觀上的力學(xué)測(cè)試值也較小。無鉛回流爐的冷卻模塊引言各設(shè)備商生產(chǎn)的回流爐在設(shè)計(jì)理念和結(jié)構(gòu)安排上有差異,也就必然出現(xiàn)了各型爐子之間不一樣的加熱和冷卻能力。設(shè)備商們正試圖改進(jìn)已有的冷卻結(jié)構(gòu)和冷卻方式,提升設(shè)備的冷卻能力以適應(yīng)無鉛制程?；亓鳡t結(jié)構(gòu)表面組裝技術(shù)本身的特點(diǎn)決定了回流爐的隧道式結(jié)構(gòu),這種結(jié)構(gòu)使各個(gè)相鄰模塊之間極容易竄溫。這在回流區(qū)和冷卻區(qū)之間尤其明顯。在無鉛焊接中,回流區(qū)模塊溫度通常設(shè)定在260℃左右,而緊鄰的冷卻區(qū)卻要求溫度盡量低。模塊之間相互的傳熱容易導(dǎo)致回流區(qū)溫度偏低而冷卻區(qū)偏高。所以設(shè)備工程師以增加兩模塊之間的距離來降低竄溫的風(fēng)險(xiǎn)。如圖5-1,加熱區(qū)和冷卻區(qū)之間的距離D通常在20-200mm左右。D值的大小直接影響冷卻的效果。因?yàn)镻CB組件在這一段的運(yùn)動(dòng)使焊點(diǎn)溫度在未進(jìn)入冷卻區(qū)以前已經(jīng)接近其凝固點(diǎn)。則PCB組件進(jìn)入冷卻區(qū)后冷速對(duì)焊點(diǎn)組織的影響必然較小,進(jìn)而不會(huì)對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生太大的影響。要提升設(shè)備的冷卻能力,達(dá)到實(shí)際所需的冷卻效果,設(shè)備商需要在這個(gè)問題上作出努力：以盡可能小的距離D達(dá)到最大的溫度精度。圖5-1回流爐基本結(jié)構(gòu)示意圖從近年各類型展會(huì)看來,目前世界一些主流回流爐的流爐冷卻能力大致在同一個(gè)水平。如BTU、HELLER、REHM等冷卻能力都在-4℃/S～-8℃/S以內(nèi)。國(guó)產(chǎn)回流爐如日東等冷速也在該范圍內(nèi)。實(shí)際上一臺(tái)回流爐的冷速究竟能達(dá)到多少,所測(cè)最大冷速是否作用在了焊點(diǎn)最需要冷卻的區(qū)間,在衡量這些指標(biāo)時(shí)必須通過實(shí)際組裝板上的焊點(diǎn)來進(jìn)行測(cè)量。尤其應(yīng)該注意爐子在焊接尺寸大、組裝密度高、大元件多的PCB板的表現(xiàn)能力。當(dāng)前主流爐子冷卻模塊總趨勢(shì)是強(qiáng)制冷卻+冷速可控。冷卻手段多為循環(huán)水冷+風(fēng)冷,如圖5-2冷卻模塊示意圖。圖5-2一種冷卻模塊示意圖如圖5-3,為了進(jìn)一步提