基于固態(tài)混合法SnBI-SAC系低溫復(fù)合錫膏性能研究.pdf

1、隨著封裝領(lǐng)域微焊點(diǎn)日益微小化，對(duì)焊點(diǎn)尺寸性能要求日益增加，Sn-58Bi(SnBi)材料由于自身低熔點(diǎn)，良好的潤(rùn)濕性能及抗拉強(qiáng)度在低溫封裝材料中得到廣泛應(yīng)用，但因SnBi材料中富Bi相脆性大，嚴(yán)重制約SnBi材料的使用，SnBi封裝材料的性能改性成為低溫封裝材料的熱點(diǎn)，因此本文通過(guò)機(jī)械混合方式在SnBi錫膏中分別添加Sn-3.0Ag-0.5Cu(SAC)、Sn-0.7Ag-0.5Cu-3.5Bi-0.5Ni(SACBN)合金粉末制備復(fù)合

2、錫膏，對(duì)復(fù)合錫膏的熔化特性、潤(rùn)濕性、微觀組織，硬度及剪切等性能進(jìn)行分析，為進(jìn)一步提高SnBi材料性能提供理論依據(jù)。
　　通過(guò)熔化特性測(cè)試表明SnBi-SAC系復(fù)合錫膏在180℃焊接時(shí)，熔融態(tài)SnBi合金與固態(tài)存在的SAC系合金粉末發(fā)生溶解、擴(kuò)散反應(yīng)形成焊接接頭。隨著SAC系合金粉末的添加，復(fù)合錫膏潤(rùn)濕有所降低，其原因是添加的微米級(jí)合金粉末在焊接時(shí)呈固態(tài)存在阻礙熔融態(tài)SnBi合金流動(dòng)，降低其潤(rùn)濕性能。
　　借助掃描電鏡(SEM

3、)分析得出:由于SnBi-SAC復(fù)合錫膏焊接時(shí)SAC微粒的溶解、擴(kuò)散行為，復(fù)合錫膏焊后體釬料中β-Sn含量上升，富Bi相含量相對(duì)減少，體釬料成分由共晶成分向亞共晶轉(zhuǎn)變導(dǎo)致熔程變大，β-Sn晶粒尺寸長(zhǎng)大，當(dāng)SAC微粒添加量至15wt％時(shí)，β-Sn晶粒尺寸由13μm增加到22.1μm;然而由于Ni元素對(duì)釬料合金組織起到細(xì)化的原因，SnBi-SACBN復(fù)合錫膏焊后合金中β-Sn晶粒尺寸隨著SACBN微粒的添加呈先增大后減小的趨勢(shì)，當(dāng)SACBN

4、微粒含量達(dá)到8wt％時(shí)，復(fù)合錫膏晶粒尺寸最大;SnBi-SAC/Cu界面反應(yīng)過(guò)程中，由于SAC微粒中Cu元素向熔融態(tài)SnBi合金中的溶解行為，降低了界面反應(yīng)時(shí)Sn原子的擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力，加速界面反應(yīng)，導(dǎo)致隨著SAC微粒的添加SnBi-SAC/Cu界面化合物厚度變厚。但是，當(dāng)復(fù)合錫膏中SAC合金粉末添加量不低于8wt％時(shí)，焊接時(shí)由于固態(tài)SAC粉末的增多嚴(yán)重阻礙助焊劑的揮發(fā)，導(dǎo)致焊后界面處孔隙率上升。
　　SnBi-SAC復(fù)合錫膏中SAC微

5、粒添加量由0wt％至8wt％時(shí)，體釬料硬度由213.9MPa降低至117MPa，然而當(dāng)繼續(xù)添加SAC顆粒時(shí)，合金硬度又呈上升趨勢(shì)，其原因是由于SAC微粒的加入，復(fù)合錫膏中β-Sn相含量及晶粒尺寸變大導(dǎo)致合金硬度下降。然而繼續(xù)添加至15wt％時(shí)，由于SAC微粒的增多，由于SAC微粒的硬度高于SnBi合金的硬度，并且焊后溶解到SnBi合金中的Ag、Cu元素的含量增多，因此引起體釬料硬度上升。同理，SnBi-SACBN復(fù)合錫膏中SACBN微粒

6、的添加量由0wt％升至8wt％時(shí)，復(fù)合錫膏焊后體釬料硬度下降，繼續(xù)添加時(shí)，由于以上兩點(diǎn)及SnBi-SACBN焊后合金組織得到細(xì)化的原因?qū)е潞辖鹩捕壬仙?br>　　由于SAC微粒的添加，SnBi-SAC復(fù)合錫膏剪切斷裂方式由典型脆性斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變，當(dāng)SAC微粒添加至5wt％時(shí)，復(fù)合錫膏剪切力由6.253N增加至7.120N，但SAC含量繼續(xù)添加至15wt％時(shí)，由于助焊劑揮發(fā)受到阻礙導(dǎo)致氣孔增多的原因，復(fù)合錫膏剪切力降低，連接強(qiáng)度下降