第5章焊接機理5.1焊接中的潤濕5.2界面反應5.3金屬的氧化及去除5.4助焊劑按照中國焊接學會所推薦的定義，焊接是指采用適當?shù)氖侄?，使兩個分離的固態(tài)物體產(chǎn)生原子（或分子）間結合而連接成一體的工藝方法。固態(tài)金屬之所以保持穩(wěn)定，是因為晶體中的原子形成了牢固的結合力。要把兩個分離金屬連接在一起，就要使金屬連接表面的原子彼此接近到晶格距離（0.3～0.5nm）。一般情況下，即使精磨的金屬表面仍有數(shù)至數(shù)十微米的粗糙度，同時金屬表面也可能存在氧化膜或其它污染物，從而阻礙了金屬表面原子的結合。因此，金屬焊接的本質(zhì)就是通過適當?shù)墓に囀侄慰朔鲜隼щy，以使被連接金屬表面原子達到原子結合的程度。電子裝聯(lián)所采用的焊接方法稱為釬焊。釬焊是將熔融的液態(tài)焊料填充到被焊金屬接合面之間所形成的間隙當中，并待焊料冷卻、凝固之后實現(xiàn)被焊金屬相連接的一種工藝方法。釬焊的實質(zhì)是液態(tài)焊料合金與被焊金屬表面借助原子的擴散作用而形成的冶金結合。焊料熔點低于被焊金屬熔點、被焊金屬在焊接過程中并不熔化是釬焊工藝的基本特點。被焊金屬也稱母材或基材。根據(jù)所使用的焊料主要成分區(qū)分，釬焊工藝又分為錫釬焊、銀釬焊、銅釬焊等基本類型，電子裝聯(lián)所采用的是錫釬焊，焊料以錫基焊料為主要。根據(jù)焊料熔點高低，釬焊又分為軟釬焊（Soldering，熔點低于450℃）和硬釬焊（Brazing，熔點超過450℃）。顯然，電子裝聯(lián)所采用的焊接工藝屬于軟釬焊。電子裝聯(lián)的目的就是用焊料合金將電子元器件的引腳與PCB焊盤或金屬化通孔連接在一起，以此實現(xiàn)電路的電氣連接和機械連接。由焊料合金所形成的連接體系稱為焊點。圖5.1和圖5.2顯示了電子裝聯(lián)中幾種典型的焊點。圖5.1通孔插裝組件的典型焊點（a）非金屬化通孔的焊點;（b）金屬化通孔的焊點圖5.2表面裝聯(lián)組件的典型焊點（a）片式元件焊端焊點;（b）翼型引腳器件焊點;（c）J型引腳器件焊點可以說，焊接是整個電子裝聯(lián)的核心。其它一切工序或工藝過程都是圍繞焊接展開的。高質(zhì)量的焊接就是保證焊點體系具有穩(wěn)定、可靠的連接強度和電性能。這一要求包括了焊點中焊料合金的顯微組織、界面的冶金反應產(chǎn)物、體系的連接強度、可靠性和焊點的外觀等方面的內(nèi)容。作為可靠性焊接的前提，焊料與被焊金屬表面在焊接過程中都必須是“純潔”的，這樣才能保證熔融焊料與被焊金屬發(fā)生必要的冶金結合。然而，大多數(shù)金屬在自然條件下極易被氧化，對焊接來說，哪怕是極薄的氧化膜也可能成為焊接的障礙,如何清潔金屬表面也就成為焊接過程必須考慮的實際問題。因此，了解焊點的形成過程和連接機理對正確選擇焊料、制定焊接工藝、分析焊接缺陷都具有重要的意義。5.1焊接中的潤濕

通常，將一種液體在固體表面均勻鋪展,并取代固體表面其它與之不相混溶的流體的過程稱為液體對固體表面的潤濕（Wetting）。潤濕是液體與固體表面親密結合并形成“純凈”的固-液兩相界面的過程，潤濕的結果使液體與固體表面充分接近并產(chǎn)生必要的化學或分子間力的結合。最常見的潤濕是固體表面上的氣體被液體所取代。焊接過程中，液態(tài)焊料潤濕被焊金屬表面也是焊料合金與被焊金屬發(fā)生界面反應、進而形成牢固的冶金結合的前提。因此，熔融焊料在被焊金屬表面潤濕鋪展并填充焊縫是形成焊點的第一步。5.1.1潤濕條件

物質(zhì)通常是以固相、液相或氣相的形式存在的，相與相之間的分界面稱為界面，如固-液、固-固、液-液、液-氣、固-氣界面等。習慣上，將液-氣、固-氣界面也稱為液體或固體的表面。潤濕是一種發(fā)生在固、液、氣多相共存體系中的界面現(xiàn)象，也是一種很常見的自然現(xiàn)象。例如，脫脂棉球很容易被水潤濕、滴于玻璃板上的水滴會慢慢地散開（稱為液體潤濕固體），而滴于玻璃板上的水銀則呈球形（稱做液體不潤濕固體）。許多工農(nóng)業(yè)生產(chǎn)過程，如釬焊、機械潤滑、涂布、洗滌、噴霧農(nóng)藥、礦物浮選等都與潤濕有關（例如，農(nóng)藥噴霧不僅要求農(nóng)藥能夠附著于植物的枝葉上，還要求能夠自動鋪展開來），而潤濕又與物質(zhì)的表面能或表面張力有關。

1.物質(zhì)的表面屬性

1)表面力、表面能和表面張力

任何一個實際物體都具有一定的體積并且是被其表面所包圍的。然而，物體表面的質(zhì)點（原子、離子和分子）與其內(nèi)部質(zhì)點的受力情況并不相同，這使得物質(zhì)表面與其內(nèi)部呈現(xiàn)出不同的特性。物質(zhì)內(nèi)部的質(zhì)點受到周圍其它同類質(zhì)點的作用狀況是完全相同的，因此，每個質(zhì)點周圍都存在一個對稱的有心力場使其所受合力為零，所以內(nèi)部質(zhì)點總是處于穩(wěn)定的狀態(tài)（見圖5.3）。處于表面的質(zhì)點，因外界對質(zhì)點的作用性質(zhì)和大小與內(nèi)部的不同，于是,力場的對稱性遭到破壞并因此產(chǎn)生指向物質(zhì)內(nèi)部的剩余力場。對固體來說，剩余力場的存在使固體表面表現(xiàn)出對其它物質(zhì)有吸引的作用，這種吸引力稱為固體的表面力。表面力可以是化學力，也可以是分子引力。表面力的存在是固體表面能夠發(fā)生各種界面現(xiàn)象(如吸附、粘附和潤濕等)的基本原因。圖5.3物質(zhì)表面質(zhì)點受力分析同樣，剩余力場的存在也使任何液體在無外界約束的情況下傾向于收縮成球形。液體表面具有收縮的傾向也可以用能量的觀點加以說明：液體表面的質(zhì)點可以看做是由其內(nèi)部轉(zhuǎn)移到表面上的。要把一個質(zhì)點從物質(zhì)內(nèi)部移動到表面上去，就必須克服來自內(nèi)部質(zhì)點的引力而對其做功。這一過程就相當于為增大液體表面而做功?？朔?nèi)部引力所做的功轉(zhuǎn)變成了質(zhì)點的勢能，使得表面上的質(zhì)點總是具有比內(nèi)部質(zhì)點更高的勢能。然而由熱力學第二定律可知，一個自發(fā)的過程只可能向著降低系統(tǒng)內(nèi)部能量的方向發(fā)展，即系統(tǒng)的能量越低系統(tǒng)就越穩(wěn)定。因此，實際的液體總是具有收縮成球形的趨勢，因為球形的表面積與其體積之比最小。表面積小了，具有更高勢能的分子數(shù)便隨之減少，系統(tǒng)的能量也就相應地降低了。液體表面上的全部質(zhì)點所具有的勢能總和稱為液體的總表面能。為了評價不同液體所具有的表面能的大小，通常將增加單位面積的液體表面所需要做的功稱為液體的表面能（單位為J/m2）。顯然，液體的總表面能等于其表面能與表面積的乘積。這樣，表面能越大的液體就越易于收縮成球形以減小其表面積。對固體而言，固體的表面能也可以根據(jù)在固體表面上增加新質(zhì)點以建立新表面時的做功來定義，但固體是一種剛性物體，其表面分子的流動性較差，因此固體具備抵抗表面收縮的能力。液體表面具有收縮的傾向還可以從力的角度來考察。液體的表面具有自動收縮的傾向可以看做是表面質(zhì)點相互吸引的結果。這就如同在液體表面形成了一層拉力膜，此力的方向平行于液體表面，其大小表示了表面自動收縮的能力大小。通常將作用在液體表面單位長度上的這種力稱為液體的表面張力（單位為N/m）。顯然，表面張力越大，液體自動收縮的傾向就越強。表面張力與表面能的數(shù)值和量綱都是一樣的（因為1J＝1N·m），這是由于產(chǎn)生單位表面積所消耗的能量與擴大表面時單位長度上所需要的力是相等的，但它們的物理意義不同。至于固體的表面張力則可直接根據(jù)其表面能來確定。測定液體的表面張力或表面能的方法很多，最常用的是將一根毛細管插入液體中，測定液體在毛細管中的上升高度h，于是，該液體的表面張力γ為式中：ρ為液體密度，g為重力加速度，r為毛細管半徑，

θ是接觸角。表面力的存在使固體表面總是處于較高的能量狀態(tài)，這使得系統(tǒng)總要通過表面質(zhì)點的極化、變形或位移等途徑來降低這部分的過剩能量；而液體則會力圖收縮成球形來降低系統(tǒng)的表面能。顯然，液體的這一傾向?qū)附又械娜廴诤噶显诒缓附饘俦砻嫔系淖詣愉佌共⑻畛浜缚p是不利的，因此，通常都希望液態(tài)焊料能有較低的表面張力（或表面能）。

2)影響表面張力的因素

表面張力或表面能首先與物質(zhì)的性質(zhì)有關。不同的物質(zhì)，其質(zhì)點相互之間的作用力不同，表面張力也就不同。一般是具有金屬鍵結合的物質(zhì)如銀、金的表面張力最大，離子鍵物質(zhì)其次，然后是極性分子物質(zhì)，最小的是由非極性分子結合的物質(zhì)。同時，影響物質(zhì)表面張力的因素還包括以下幾個方面：

(1）溫度。

溫度升高表面張力通常要減小，這是因為熱擾動減小了質(zhì)點之間的吸引力。例如，水在20℃時的表面張力為72.75N/m，100℃時則降為58.85N/m；Sn-37Pb合金在233℃時的表面張力為0.417N/m，而在260℃時降為0.380N/m。因此，在制定焊接工藝時可以考慮通過溫度的影響來減小焊料的表面張力。

(2）另一相物質(zhì)。與不同物質(zhì)相接觸時，物質(zhì)表面上的質(zhì)點會有不同的受力情況，導致表面張力也會不同。液態(tài)焊料在空氣和氮氣中具有不同的表面張力就是這個原因（見表4.12）。在電子裝聯(lián)中應當考慮這一影響因素。

(3）雜質(zhì)。

通常，物質(zhì)中只要含有少量表面張力小的雜質(zhì)，就能使其表面張力大為減小，而表面張力較大的雜質(zhì)對物質(zhì)的表面張力影響則相對較弱。在Sn中添加Pb構成的Sn-Pb合金具有

比純錫更小的表面張力，在無鉛焊料合金中常要添加Bi等元素也是這個道理。圖5.4顯示了幾種二元焊料合金表面張力隨合金元素及其含量變化的情況。圖5.4合金元素對Sn系二元合金表面張力的影響（a）Sn-Pb合金表面張力;（b）Sn-Bi、Sn-Sb合金表面張力

2.潤濕的條件

潤濕是一種發(fā)生在固-液兩相界面上的常見界面現(xiàn)象。潤濕的實質(zhì)是以新形成的固-液界面取代原來的固-氣界面（即固體表面），并同時擴展液-氣界面（即液體表面）。

潤濕分為三種類型：粘濕（或粘附，Adhesion）、浸濕（或浸潤，Immersion）和鋪展（Spreading）。若以下面將要引入的接觸角（記做θ）來表示，當液體在固體上的接觸角90°<θ≤180°時發(fā)生粘濕，

θ≤90°時發(fā)生浸濕，只有當θ≈0°時才發(fā)生鋪展。顯然，凡能鋪展者必能浸濕，更能粘濕。在焊接過程中，如果液態(tài)焊料能夠自動在被焊金屬表面順利鋪展甚至自動形成一層均勻的焊料流體薄膜，將對焊縫的填充大有好處。因此，必須考察鋪展發(fā)生的條件。為行文方便，以下對潤濕與鋪展不加以區(qū)別。

1)潤濕條件

從能量的觀點來看，自發(fā)的潤濕過程總是伴隨著體系能量的下降。當潤濕單位面積時（見圖5.5），三相共存體系內(nèi)的固-液界面和液-氣界面會增加，而固-氣界面會減少，于是，體系內(nèi)表面能的降低值為式中，γsg、γlg和γsl分別是體系內(nèi)固-氣、液-氣和固-液界面的界面能（在空氣中，γsg、γlg也就是通常的固體和液體的表面能）。定義S＝－ΔG，即式(5.1)中，S稱為鋪展系數(shù)。在恒溫、恒壓下，當S＞0時，液體可以自動地在固體表面上展開并連續(xù)地取代固體表面的氣體，并且只要用量足夠，液體就會自動鋪滿固體的表面。（5.1）顯然，S越大,鋪展性越好。式(5.1)表明，固體的表面能越大，或液體的表面能、固-液界面的界面能越小,就越有利于鋪展。與鋪展要求相關的生產(chǎn)領域（如釬焊）通常都可以從這三個方面考慮來促進鋪展。圖5.5液體在固體表面上的鋪展關于物質(zhì)的表面能或表面張力，目前只有γlg可以通過實驗手段來確定，而γsg、γsl還無法直接測量，因此上述條件通常只有理論意義。然而，現(xiàn)實的潤濕過程往往并不能達到鋪展的程度，而是液體在固體表面潤濕到一定程度后，往往就會停止擴展而達到一種新的穩(wěn)定狀態(tài)。因此，就需要一種有效的潤濕性判據(jù)，這就引入了接觸角的概念。滴于固體表面上的液體或呈球形，或沿固體表面散開甚至形成一完全均勻的鋪展薄層，如圖5.6所示。具體情況隨體系內(nèi)各相的性質(zhì)而定。因此，穩(wěn)定時的液體形狀表示了液體對固體表面的潤濕程度。液體的形狀可以用接觸角來描述（如圖5.6(c)所示）。接觸角θ是固、液、氣三相交界點O處，自固-液界面經(jīng)液體內(nèi)部至液體表面的夾角。當用θ表示液體對固體的潤濕性時，通常將θ＝90°確定為潤濕與否的標準：θ≥90°為不潤濕（如圖5.6(a)、(b)所示）；θ＜90°為潤濕(如圖5.6(c)所示)；只有當

θ≈0°時才認為發(fā)生了鋪展或完全潤濕（如圖5.6(d)所示）。因此，接觸角是個很實用的潤濕性判據(jù)，

θ越小潤濕性也就越好。接觸角θ可以通過實驗的辦法(如斜板法、吊片法等)測定，具體不再敘述。圖5.6潤濕性與接觸角（a）完全不潤濕;（b）不潤濕;（c）潤濕;（d）完全潤濕接觸角θ實際上也是液體表面張力與固-液界面張力之間的夾角，其大小是由固、液、氣三相交界處的界面張力決定的。為了揭示接觸角與界面張力的關系，則需考慮體系達到穩(wěn)定狀態(tài)時的情況。這時，液體的形狀已不再發(fā)生變化，O點也處于平衡的狀態(tài)（見圖5.6(c)）。于是，接觸角與三個界面的張力滿足如下關系：（5.2）式(5.2)稱為Young氏方程，它表達了體系在平衡狀態(tài)時的接觸角與界面張力的關系。由Young氏方程可進一步得到

（5.3）因此,只要把圖5.6所對應的θ范圍代入上式，就能得到不同潤濕性與表面張力的具體關系。潤濕現(xiàn)象可以解釋如下：當液體與固體表面接觸時，界面中的液體分子一方面受到液體內(nèi)部力的作用（內(nèi)聚力）;一方面又受到固體表面力的作用。當內(nèi)聚力大于表面力時，液體收縮的傾向很大，潤濕就難以發(fā)生；反之，液體則會沿著固體表面擴散，潤濕就會發(fā)生。從表面張力的角度看（見圖5.6(c)），γsg力圖使液體

沿固體表面鋪展開來，而γsl和γlg則力圖使液體收縮。當三者達到平衡時，體系處于穩(wěn)定狀態(tài)。此時，潤濕的程度取決于平衡時的液體擴展程度，也即接觸角θ的大小。增大γsg或減小γsl、

γlg都能減小θ使液體的擴展面積增加。特別地，當γsg＞γsl＋γlgcosθ時，張力的平衡狀態(tài)被打破，液體會完全鋪展于固體表面，并最終形成一層液體薄膜，此即前述的鋪展情況。由此也可以看出，Young方程只是表達了體系在平衡狀態(tài)時的潤濕性情況，適用于S≤0的范圍。θ＝0°是體系在平衡狀態(tài)下所能達到的極限潤濕情況。將式(5.2)代入式(5.1)將會得到

S=γlg(cosθ－1)

其值恰在S≤0的范圍內(nèi)。

2)影響潤濕性的因素

影響潤濕性的主要因素是多相體系中各界面的張力。從提高潤濕性的角度來考慮時，首要的是選擇恰當?shù)奈镔|(zhì)組合，以便從根本上滿足潤濕性條件。此外，以下兩點也是影響潤濕過程的因素：

(1）粘度及毛細現(xiàn)象。從微觀上看，固體表面布滿了大小不等的孔隙。當把固體表面的孔隙比作毛細管時，液體對

固體表面的潤濕可看做是毛細管滲透。那么，粘度為η的液體流入半徑為r、深度為h的毛細管所需的時間t為式中:γlg是液體的表面張力，θ是接觸角。此式表明，在其它條件確定以后，潤濕所需的時間主要取決于液體的粘度。顯然，減小粘度有利于縮短滲透時間。實際的焊接過程往往是在很短的時間內(nèi)發(fā)生的，降低液態(tài)焊料的粘度η對提高潤濕性的作用也是有限的。因此，在裝聯(lián)工藝設計時，適當增加PCB金屬化通孔的直徑r，或使表面貼裝元器件端子和焊盤之間構成毛細管現(xiàn)象，或適當延長焊接時間都能起到促進潤濕效果的作用。

(2）表面活性劑。當某些物質(zhì)以一定的濃度出現(xiàn)在體系當中，并被吸附在體系中的界面（表面）上，從而降低這些表面的表面張力（或表面能）時，這樣的物質(zhì)就被稱為表面活性劑。在工業(yè)生產(chǎn)中，更多地是用能夠降低液體表面張力的表面活性劑來促進潤濕過程，如在清洗劑中添加表面活性劑等。

釬焊工藝通常要使用助焊劑。助焊劑除了具有去除金屬表面已有的氧化層并防止其在焊接高溫中發(fā)生新的氧化功能外，也具有改變被焊金屬和熔融焊料間的界面張力的功能。因此，選擇恰當?shù)闹竸┯兄谔岣邼櫇裥浴?.1.2焊料潤濕性測定

潤濕既是液態(tài)焊料均勻鋪展、充分填充焊縫的前提，也是液態(tài)焊料親密接觸被焊金屬表面并與之發(fā)生冶金結合的必要條件。因此，正確評價液態(tài)焊料對被焊金屬的潤濕特性，對形成優(yōu)良焊點就顯得非常重要。如果僅用目測的方法看，一滴液態(tài)焊料在金屬表面潤濕后的形狀大體也就可以反映其潤濕狀況，如圖5.7所示（圖中的潤濕退化是指液態(tài)焊料在潤濕之后又收縮起來的現(xiàn)象，主要是由金屬表面存在部分污染、氧化等因素引起的）。顯然，這與用接觸角評價的要求基本一致。然而，僅憑這些方法還不足以反映焊接實際。焊料的潤濕性還受到金屬表面的鍍層、氧化和雜質(zhì)情況的影響;不同的助焊劑、焊接氣氛乃至焊料的保存時間等也可能對實際的潤濕情況產(chǎn)生影響。因此，生產(chǎn)中除了考察接觸角或表面張力外，更需要用與實際焊接條件盡可能相符的檢測方法來評價焊料對被焊金屬的潤濕性（也稱可焊性）。圖5.7焊點形狀與潤濕性（a）完全潤濕（理想）;（b）潤濕（可接受）;

（c）潤濕退化（缺陷）目前，評價焊料對被焊金屬潤濕性的測定方法主要有潤濕平衡法、潤濕擴展試驗、焊球法和浸漬法等。作為一般性的評價，常采用銅板作為被焊金屬。生產(chǎn)中也可針對專門的被焊金屬或有代表性的元器件引腳進行測試，測定時通常還需確定出可接受的潤濕程度（因為實際的焊接過程通常都是在很短的時間內(nèi)完成的，作為一種工業(yè)生產(chǎn)工藝和從焊點強度方面的考慮，一個焊點填料不可能完全鋪展成一層薄膜）。此外，這些檢測方法還可用于評價助焊劑的性能、不同焊接氣氛或焊料保存期限對潤濕性的影響等等。當然，由于實際焊接的工藝條件、焊料供給方式上的差別等因素，這些可焊性檢測結果還是與實際焊點的潤濕特性有差別的。例如，焊接界面的冶金反應與溫度和時間有關，隨著冶金反應的發(fā)生，潤濕界面的成分和分布梯度、焊點的幾何形狀都會隨時間發(fā)生變化，因此也將對潤濕過程產(chǎn)生一定的影響?？珊感詸z測通常都有國家或行業(yè)標準可循，以下僅從原理上加以說明。

1．浸漬法（Dip-and-Look，DNL）

這是一種最簡單的潤濕性檢測方法，多用于對有一定鍍層的元器件引腳的可焊性進行檢測。試驗時，元器件的引腳首先在一定的松香型助焊劑中浸泡5～10s，再以一定的傾角浸入熔化的焊料中保持5～10s后提起、清洗，然后用目測方式（可借助10倍放大鏡）對潤濕效果進行檢查?？山邮艿臉藴适?，所有引腳應有連續(xù)的焊料覆蓋，或至少在關鍵部位的焊料覆蓋面積達到95％以上。如果有少量的針孔狀不潤濕或弱潤濕缺陷等，則不應集中在一起。元器件的浸入方式如圖5.8所示，一般以單邊方式浸錫。圖5.8浸漬法中元器件的浸入方式浸漬法的不足在于其試驗條件與實際焊接過程常存在較大差異。典型的如回流焊中，回流爐的加熱方式、焊料的供給量和供給方式以及助焊劑的用量等均與試驗不同。因此，這種方法更適合于波峰焊或手工焊的可焊性評價。

2．潤濕平衡法（WettingBalance）

潤濕平衡法將樣件浸入到液態(tài)焊料并保持一定時間后提出，通過測量這一過程中的潤濕力與時間的對應曲線來評價焊料的潤濕性。該方法的基本過程與相應的潤濕力-時間曲線如圖5.9所示(潤濕力的概念將在下面引入)。由圖可見，潤濕平衡試驗包含了以下五個階段：

1）第1階段

試驗之前，一般要在樣件（如元器件引腳）表面涂上一層R型松香助焊劑，焊料要加熱到熔化狀態(tài)并保持恒溫（對錫鉛共晶焊料為235℃）。

2）第2階段

樣件以一定速度浸入到焊料之中（如以10mm/s的速度浸入5mm深）。浸入時，焊料液面出現(xiàn)下凹，樣件受到焊料對其向上的浮力Fb作用（見圖5.9(b)）。Fb與樣件浸入的體積V成正比：

Fb=ρgV

式中，ρ為液態(tài)焊料的密度，

g為重力加速度。與此同時，焊料表面張力對樣件的作用可用Fγ表示，其大小為Fγ＝γL，式中γ為液態(tài)焊料的表面張力，L為樣件的周長。于是，作用在樣件垂直方向的合力F為

F=Fγcosθ+Fb

式中，θ為接觸角。這一合力F被記錄下來，形成潤濕力-時間曲線第1至第2階段的向上凸起（見圖5.9(d)）。隨著凹形液面逐漸回升，接觸角θ逐漸增大，F(xiàn)卻逐漸減小。當液面恢復到水平（θ＝90°）時，表面張力的作用為0，向上的合力也僅剩下浮力分量Fb。圖5.9潤濕平衡試驗及潤濕力-時間曲線（a）試驗過程；（b）第2階段受力；（c）第3、4階段受力；（d）潤濕力-時間曲線樣件在浸入焊料的同時被熔融的焊料所加熱，助焊劑發(fā)生反應的時候潤濕也就開始了。因此，力-時間曲線在第2階段達到高峰之后出現(xiàn)回落而向第3階段過渡。通常將第2階段稱為潤濕階段，其持續(xù)時間t0稱為潤濕時間。

3）第3階段

隨著樣件溫度升高、助焊劑作用增強，潤濕作用也明顯加強，液態(tài)焊料沿著樣件開始“爬升”，液面出現(xiàn)較為尖銳的凸起（見圖5.9(c)）。于是，作用在樣件垂直方向上的合力F

變?yōu)?/p>

F=Fb－Fγcosθ樣件一般要在焊料中的設定位置停留5秒左右的時間。隨著停留時間的延長，樣件達到了焊料溫度，潤濕作用也達到了最大程度。因此，在第3階段的最后時刻，F(xiàn)將達到其最大值（記做Fmax）。通常將第3階段所測得的垂直方向的合力F稱為焊料對樣件的潤濕力，它起因于潤濕過程中的三個界面張力引起的焊料“爬升”（實際還應對浮力因素進行修正）。顯然，潤濕性越好，F(xiàn)的絕對值也就越大。為了從數(shù)值上考慮潤濕力，有些資料直接用F力的負值作圖。

4）第4階段

這一階段是樣件從焊料中被提出的階段。這時液面進一步出現(xiàn)凸起（θ變?。砻鎻埩Φ淖饔靡鹆?時間曲線出現(xiàn)一個向下的峰值，此時的力F即為最大拉力。這樣,潤濕力—時間曲線的第1、2階段便在橫軸下方，而其余階段的曲線在橫軸的上方，相應的潤濕力可表示為

5）第5階段

到這一階段，樣件從焊料中被完全提出，整個試驗結束。

從潤濕力-時間曲線中可以得到焊料對樣件潤濕性的評價。首先，良好的潤濕性要求潤濕力曲線能夠由第2階段盡快過渡到第3階段，包括時間盡可能短、曲線的過渡部分盡可能陡峭；其次，第3階段的潤濕力曲線盡可能平坦、潤濕力（絕對值）盡可能大?；谶@樣的要求，圖5.9(d)中列出了幾種不同潤濕性的示意曲線。作為定量描述，通常期望在試驗開始后的

2.5秒內(nèi)，修正后的潤濕力應能達到200mN/mm以上；有時也把達到2/3最大潤濕力（Fmax）的時間作為評價指標，如對波峰焊工藝，期望這一指標為2.1秒。潤濕平衡法可作為波峰焊中元器件引腳可焊性檢測使用，試驗通常都是在能夠自動記錄潤濕力-時間曲線的專門儀器上進行的。樣件尺寸、表面狀態(tài)、錫槽大小和溫度、助焊劑類

型和其它試驗條件如浸入速度、深度和停留時間等等都可能影響試驗結果，因此，試驗要嚴格按照儀器說明和相關標準進行。

3．擴展性試驗

以上兩種測試法多用于對元器件引腳的可焊性測評。對PCB焊盤、導條等的可焊性通常采用擴展試驗進行檢測。擴展試驗是用一定量的熔融焊料滴于金屬表面，然后測定焊料潤濕前后的高度，以此求出焊料的擴展率（見圖5.10），即式中:h為潤濕后所測量的焊料高度;D是將所用焊料看做球形時的直徑，D＝（6V/π）1/3；V是焊料體積，可由其密度和質(zhì)量求得。以此評價潤濕性時，擴展率越高，焊料的潤濕性也就越好。通常，Sn-37Pb焊料的潤濕擴展率可達90％左右，某些無鉛焊料的擴展率也接近了90％。在進行試驗時，必須保證均勻擴展，并注意擴展隨時間變化的情況。

利用擴展面積評定潤濕性也是一種辦法。這時常采用微量的熔融焊料（0.3mg左右）放在金屬表面（如銅表面），然后測量潤濕擴展面積（常采用圖像檢測法測量面積）。顯然，擴展面積越大表明潤濕性越好。圖5.11顯示了用擴展面積法確定的部分合金的潤濕性情況。由圖可見，所測試合金按擴展面積的降序排列為：Sn-37Pb＞Sn-3.5Ag＞Sn-25Bi＞Sn＞Sn-9Zn，排列越靠前的潤濕性越好。圖5.10潤濕擴展試驗圖5.11幾種合金的潤濕面積

5.2界面反應

液態(tài)焊料在被焊金屬表面潤濕、鋪展之后，兩相之間形成了親密接觸的“純潔”界面，此時，兩相原子充分接近并可能在界面形成化學力的結合。然而，焊接的連接作用并非這么簡單。焊接時，液態(tài)的焊料合金會與被焊金屬發(fā)生某種程度的冶金反應（也稱界面反應）——焊料原子與被焊金屬原子相互擴散到對方體內(nèi)，甚至會在靠近界面的焊料部分產(chǎn)生新的金屬化合物，由此導致結晶后的兩相金屬發(fā)生冶金連接。

冶金反應使得焊接界面已非簡單的幾何界面，凝固后的界面組織也非一層均勻組織。并且，這種不均勻性還隨焊點的服役時間和溫度變化而處于不斷的發(fā)展當中。為了描述發(fā)生在界面上的這些現(xiàn)象，常把直接形成冶金結合的這部分金屬稱為界面層。界面層的組織結構與性能決定了實際焊點的連接質(zhì)量和綜合性能。因此，了解界面的反應機理和影響因素對于選擇焊料、制定焊接工藝和保證焊接質(zhì)量都是非常重要的。

焊料與被焊金屬的界面反應可分為兩類：焊接中的液態(tài)焊料與被焊金屬的界面反應和焊后的固態(tài)焊料（填料合金）與被焊金屬的界面反應，反應的基礎是金屬的擴散與溶蝕。5.2.1擴散與溶蝕

1.擴散

即使在固態(tài)金屬當中，原子也不是靜止的。原子總是在晶格的平衡位置上進行小幅快速的振動，并且這種振動隨溫度的升高而加劇。當有足夠的振幅后，原子就可能從其原來的位置跳到另一個新的位置，這種現(xiàn)象稱為原子的擴散（Diffusion）。在任何溫度下，總有一部分原子具有足夠的振幅可以擴散，而且具有這種振幅的原子數(shù)量隨溫度的升高而明顯增多。

形成擴散的原因首先在于與溫度相關的原子熱振動，同時還與原子在材料內(nèi)部排列的缺陷類型和數(shù)量有關，更普遍地說，它與原子排列的有序性相關。目前已經(jīng)提出了多種擴散理論來描述金屬中的原子擴散，例如原子與其相鄰的空位互相交換、原子沿著對移動來說能壘較低的晶界、外表面等內(nèi)部或外部通道進行遷移等等。擴散有自擴散和互擴散之分。如果擴散只是發(fā)生在材料內(nèi)部，這種擴散稱為自擴散。自擴散雖不至引起材料的質(zhì)量變化，卻會使其成分向著更加均勻的方向發(fā)展，這種擴散在氣體和液體中更加明顯。液體中的擴散要比氣體中的慢得多，固體中的擴散則更加緩慢。有試驗表明，在稍低于熔點的溫度下，要使固態(tài)金屬中的原子通過自擴散移動1厘米的距離，大約需要3年以上的時間。擴散還可能發(fā)生在兩個親密接觸的金屬之間，這種擴散稱為互擴散。例如，純金和純鎳制成非常清潔的接合面并在900℃的高溫下保持一段長時間后，可以測定金原子已經(jīng)擴散到了鎳中，鎳原子也擴散到了金中，兩相接合面附近出現(xiàn)了一個具有一定寬度和成分梯度的擴散區(qū)（見圖5.12）。互擴散幾乎都會引起質(zhì)量的遷移和成分上的變化（通常是向減少成分上的差異方向變化的）。因此，互擴散在使相接觸兩相的各自純度遭到破壞的同時，也因擴散區(qū)的存在而使對方原子進入到自身體內(nèi)，這為某些條件下的原子結合或反應創(chuàng)造了條件，而且互擴散也在客觀上減少了兩相成分上的不連續(xù)性（以金含量為例，如圖5.12(c)所示）?；U散的原子可以溶于對方，也可能與對方原子結合形成化合物，這與相接觸金屬的特性以及溫度、時間等因素有關。圖5.12金-鎳互擴散示意圖（a）擴散前;（b）擴散后;（c）金含量互擴散往往是不對稱的(這與相接觸兩相的互擴散率有關,擴散率直接與擴散激活能、濃度、溫度等因素相關），其結果造成了擴散兩側具有不同的擴散寬度與濃度梯度。固態(tài)金屬因其原子移動不自由，因此發(fā)生固態(tài)金屬間的互擴散通常是很緩慢的，并且一種金屬原子可能比另一種金屬原子的擴散更快一些。金、鎳互擴散就是這種情況，金原子一般比鎳原子移動得快。

發(fā)生在固-液兩相界面的互擴散更多地是由固態(tài)金屬向液態(tài)金屬一側擴散，液態(tài)金屬的原子向固體中的擴散要慢一

些。這種發(fā)生在固、液金屬間的互擴散也常稱為金屬的溶解

（Dissolution）。電子裝聯(lián)中，焊料合金與被焊金屬接觸后發(fā)生界面反應而形成界面層。受擴散支配的界面反應主要有：①在焊接過程中，溶解到液態(tài)焊料合金中的被焊金屬原子固溶于焊料合金中的界面反應（這主要發(fā)生在被焊金屬是焊料合金的某一組成元素，焊料合金在結晶時沒有金屬化合物出現(xiàn)的場合，如用Sn-Pb共晶焊料焊接Sn、Pb，用Ag-97.6Pb共晶焊料焊接純銀的情況。電子裝聯(lián)中，出現(xiàn)這種情況的并不多）；②發(fā)生在服役期間焊點中的界面反應，主要由金屬互擴散所引起。

2.溶蝕

除了擴散，固態(tài)金屬與液態(tài)金屬之間還可能發(fā)生所謂的“溶蝕”現(xiàn)象。溶蝕（Erosion）是指液態(tài)金屬的某些原子因能與固態(tài)金屬中的某些原子發(fā)生化學反應，從而以形成化合物的形式引起固態(tài)金屬被腐蝕的現(xiàn)象。溶蝕借用了金屬（如鐵）在自然環(huán)境中的腐蝕概念，特指有新的化合物出現(xiàn)并以此導致被焊金屬被消溶的情況。顯然，溶蝕改變了原有界面兩側（特別是焊料側）的成分梯度和組織結構，產(chǎn)生出新的界面組織。就電子裝聯(lián)而言，被焊金屬與液態(tài)焊料合金的界面反應主要是生成金屬化合物，這是由錫釬焊的焊料合金與被焊金屬的原子類型所決定的。電子裝聯(lián)中所采用的焊料主要是Sn基焊料，常見的被焊金屬（或鍍層）有Cu、Ag、Ni、Au、Pd甚至Sn-Pb系鍍層等。即使在最簡單的情況下，當熔融的Sn與上述純金屬接觸時也會出現(xiàn)冶金反應，生成Sn基金屬化合物，這點通過Sn與上述金屬元素所組成的二元系合金狀態(tài)圖就可以看出。因此，焊接中的界面反應通常是受金屬溶蝕與擴散共同支配的，由此導致界面層按一定的規(guī)律形成、生長。典型的界面反應將在5.2.3節(jié)中介紹。圖5.13(a)和(b)分別顯示了由Sn-Pb共晶合金焊接Cu基材、Sn-Ag焊料合金焊接Ag鍍層時所形成的焊接界面層組織。由圖可見，界面層主要是金屬化合物，金屬化合物又呈層狀分布于被焊金屬的表面上。在圖5.13(a)中，從Cu基材一側開始，界面層組織依次為Cu、Cu3Sn、Cu6Sn5、Sn

-Pb合金；在圖5.13(b)中，從基材一側開始，依次為基材、Ag鍍層、Ag3Sn和Sn-Ag合金。界面層的組織與參與界面

反應的金屬元素種類和濃度有關，一般可由界面元素體系所對應的合金狀態(tài)圖預測，具體內(nèi)容將在后面介紹。圖5.13兩種焊接界面層組織（a）Sn-Pb焊料與Cu的界面層;（b）Sn-Ag焊料與Ag的界面層

3.溶解規(guī)律

界面層的生長規(guī)律與界面反應的時間和溫度有關。由于溶蝕總是伴隨著被焊金屬的消溶，焊料與被焊金屬之間也總是存在著或多或少的擴散作用，金屬化合物也可能在被焊金屬原子擴散到了焊料之后才形成，因此,電子裝聯(lián)中也常把發(fā)生在液態(tài)焊料中的這種擴散和溶蝕現(xiàn)象統(tǒng)稱為被焊金屬的溶解。

于是，在描述界面層的生長規(guī)律時，常用界面層厚度、金屬在液態(tài)焊料中的溶解率（溶解速度）以及溶解度來表示。圖5.14顯示了Ag在熔融Sn中的界面層厚度增長規(guī)律，圖5.15顯示了Cu、Ag、Au、Pd、Sn和Ni等常見金屬在熔融Sn-40Pb中的溶解率曲線，表5.1則給出了Cu在三種不同焊料中的溶解度，它們是分析相關界面層生長規(guī)律和確定焊接工藝參數(shù)的參考依據(jù)。例如，圖5.14可用在分析含銀鍍層的焊接場合。對有一定厚度銀鍍層的裝聯(lián)件進行焊接時，應避免將這層銀鍍層全部溶蝕。圖5.14

Ag在熔融Sn中的界面層厚度增長規(guī)律圖5.15幾種常見金屬在Sn-40Pb中的溶解率曲線又比如，Cu在液態(tài)焊料的不斷沖刷下溶解后會導致波峰焊中焊料槽的Cu含量升高，大量的Cu則會引起焊料成分改變，由此引起焊點性能變化或焊接工藝溫度升高。因此，波峰焊接時需要經(jīng)常檢測焊料中Cu的含量，一旦超標就應立即清除過量的錫銅化合物。對于具有較高溶解率的金屬如Sn、Au、Ag等，焊接時需注意對工藝溫度和時間的控制，避免這些金屬鍍層被完全溶解（必要時需考慮更換焊料類型，如用In系焊料焊接含Au鍍層的金屬）。由于Ni在Sn-40Pb焊料中的溶解率要比Cu的低20～30倍，其溶解度也僅有10－5at.％，因此，含Ni鍍層的裝聯(lián)件對控制溶解是有利的。溶解度對金屬基材的溶解厚度和溶解率都有影響。當焊料體積確定后（如焊點體積），溶解初期金屬在焊料中的溶解基本上隨時間呈線性增長。隨著焊料中的金屬濃度的增加，其溶解率將隨之減小。5.2.2狀態(tài)圖的作用

為了更好地理解界面反應，需要掌握一些金屬結構方面的知識，如金屬材料組成相的轉(zhuǎn)變、結構及其穩(wěn)定性、熔化/固化特性、溶解度等等，合金狀態(tài)圖為這些提供了重要的途徑。然而被，在涉及錫釬焊領域的常用合金材料中，目前只研究出大約50％的二元系合金狀態(tài)圖、5％的三元系合金狀態(tài)圖和0.5％的四元系合金狀態(tài)圖，往往實際中遇到的焊接體系可能沒有相應的狀態(tài)圖可用。因此，對于成分比較復雜的一些焊料合金，由于其成分比例多局限于某些特定范圍（如共晶成分），在有必要的情況下可針對具體焊料與裝焊金屬進行試驗確定。狀態(tài)圖表達了合金在熱力學平衡意義下的相變規(guī)律與組織結構。平衡的含義是，合金中參與結晶或相變過程的各個相之間的相對重量和相的濃度不再改變，包括合金的成分分布也已穩(wěn)定。如果存在濃度梯度，就不是平衡狀態(tài)；如果存在溫度梯度，那么由狀態(tài)圖得到的結論將與合金的實際組織存在顯著差別。因此，狀態(tài)圖都是通過合金在極其緩慢的冷卻條件下所建立的試驗數(shù)據(jù)獲得的。實際的焊接過程無法達到熱力學意義上的平衡狀態(tài)，由此分析的界面反應也就只有理論的意義，因此一定要明確狀態(tài)圖的作用與局限。

1.狀態(tài)圖能夠提供的信息

對于界面反應，狀態(tài)圖能夠提供以下信息：

1)界面層的熔化/固化特性與溫度范圍

被焊金屬向液態(tài)焊料中的不斷溶解改變了原有焊料合金的成分與濃度比例，從而在界面附近形成了新的合金體系。通常在靠近界面的液態(tài)焊料中首先達到被焊金屬元素的平衡濃度。如果有金屬的溶解特性如溶解率、溶解度等數(shù)據(jù)支持，就能推測在特定溫度和時間條件下的界面層成分與濃度，進而由相應的合金體系狀態(tài)圖就能預測界面層的熔化/固化特性、結晶溫度范圍等。

2)界面反應的產(chǎn)物

同樣地，根據(jù)這一新生的合金體系的狀態(tài)圖可以預測發(fā)生哪些界面反應、反應的生成物又是什么，進而確定凝固后的界面組織是否均一、界面層中將會出現(xiàn)哪些組成相及其熔點，由此預測焊點的組織結構與性能等。

以上分析時，需要選擇正確的合金狀態(tài)圖。具體而言，如果界面體系中僅出現(xiàn)兩種金屬元素，如采用純錫焊接銅材，或者使用二元系焊料、但被焊金屬又是與焊料某一組成元素相同的純金屬或鍍層，則可根據(jù)對應二元系合金的狀態(tài)圖進行預測。如用Sn-Pb焊料焊Sn或Pb，Sn-Ag焊料焊Ag，Sn-Cu焊料焊Cu等；若體系中出現(xiàn)了三種不同的金屬元素，如用Sn-Pb焊料焊Cu、Ag、Ni，或用Sn-Ag焊料焊Cu、Ni以及用Sn-Cu焊料焊Ag、Ni等，就要采用對應元素的三元系合金狀態(tài)圖進行分析（實際上也采用二元合金狀態(tài)圖分析），等等；特別是對有金屬鍍層的焊接場合，還應考慮鍍層如果溶解之后，基材是否參與反應的情況。由于被焊金屬在焊料中的溶解濃度會隨焊接時間和溫度而變化，因此，更準確的預測還需要借助被焊金屬的溶解特性數(shù)據(jù)支持。

2.狀態(tài)圖無法提供的信息

對于界面反應，狀態(tài)圖不能提供以下的重要信息，如有需要可通過專項試驗或理論分析來獲得：

（1）界面反應速率：包括液態(tài)焊料與被焊金屬、固態(tài)焊料與被焊金屬的界面反應速率，而界面反應隨時間、溫度的變化規(guī)律對焊接的工藝控制、焊點質(zhì)量與可靠性都很重要。

（2）界面附近的成分梯度、相組織的空間分布：盡管通過狀態(tài)圖可以預測界面反應的生成物，但其空間分布特征卻無法從狀態(tài)圖中獲得。（3）潤濕特性：液態(tài)焊料在被焊金屬表面的潤濕特點通常受到表面氧化、表面純凈度等的影響，而與合金狀態(tài)圖中的信息無直接關系。

（4）焊點的物理、化學和機械性能：狀態(tài)圖無法提供這些信息，但通過組成相可在某種程度上預測某些性能特點。

5.2.3焊接中的界面反應

焊接中的界面反應與焊料合金的組成以及被焊金屬的元素類型有關。下面以被焊金屬母材的不同，來考慮常見焊料與之發(fā)生的界面反應。由于各類焊料都以Sn為重要成分，因

此，這些含Sn的界面反應具有一定的代表性。

1.Sn與Cu的界面反應

Cu與熔融的純Sn、Sn-Pb、Sn-Ag、Sn-Cu、Sn-Bi和Sn-Ag-Cu、Sn-Ag-Bi等共晶或近共晶合金的界面反應通?？捎蒘n-Cu二元系合金狀態(tài)圖進行推測，這是因為Ag、Pb、Bi等

元素并不與Cu發(fā)生反應，界面組織不會出現(xiàn)相應的金屬化合物的緣故。但是當Cu與Sn-Zn焊料反應時，由于Cu會與Zn結合生成新的金屬化合物（CuZn、Cu5Zn8），因此這時應用Sn-Cu-Zn三元系合金狀態(tài)圖來進行分析。由Sn-Cu二元合金狀態(tài)圖可見（見圖4.12），在415℃以下，不同成分比例的Sn-Cu合金中，最多也只能出現(xiàn)兩種穩(wěn)定的相結構：η-Cu6Sn5相和ε-Cu3Sn相。判斷某一溫度條件下，界面反應能夠產(chǎn)生哪些相的簡單方法是：在狀態(tài)圖中添加一條對應溫度的水平線（例如圖4.12中對應300℃的一條水平虛線），該水平線橫切了哪些相，這些相就有可能出現(xiàn)在界面組織當中。但是，這些相能否出現(xiàn)或何時出現(xiàn)還與反應時的元素濃度有關，例如，只有當Sn的濃度降低到一定比例時（相應地，Cu的濃度要超過一定的百分比）才可能形成

ε-Cu3Sn相。由此也可以預測，ε-Cu3Sn相通常出現(xiàn)在Sn濃度較低、而Cu濃度較高的界面位置上。Sn-37Pb或上述常見共晶/近共晶焊料與Cu的界面反應首先形成η相，Sn-95Pb、Sn-73Pb等與Cu的界面反應主要生成ε相的原因就在于此。同時，界面反應組織能否出現(xiàn)在常溫下，還與生成相的溫度穩(wěn)定性有關。例如，在350～415℃范圍內(nèi)，界面反應其實還有δ-Cu4Sn相產(chǎn)生，但δ-Cu4Sn相在更低的溫度下是不穩(wěn)定的，因此，常溫下的平衡組織只可能有η-Cu6Sn5相和ε-Cu3Sn相。η-Cu6Sn5也有兩種晶體結構：η-Cu6Sn5具有六方密集型晶體結構，主要存在于189℃以上的溫度范圍；η′-Cu6Sn5

具有超點陣晶體結構，主要存在于186℃以下的溫度范圍。186～189℃是兩者的相變溫度范圍。在最簡單的情況下，由Cu與熔融純錫的界面反應就可以預測常見錫基焊料與Cu的界面反應產(chǎn)物及其分布狀態(tài)。當Cu材浸入到熔融的純Sn中后，擴散與溶蝕也就同時發(fā)生了。由于此時焊料中的Cu濃度極低，因此溶解與反應速度都很快，Cu/Sn界面會立即出現(xiàn)η-Cu6Sn5相。在240～300℃的溫度范圍內(nèi)，浸入1秒時間所觀察到的η初生相是Cu/Sn界面上的微小顆粒；浸入10秒之后，η相已經(jīng)連續(xù)分布在了Cu的表面上，形成一個將Cu與液態(tài)Sn分隔開來的界面層。

Cu6Sn5中Cu的含量約為40％，因此η相是富錫相。η相的熔點很高（在415℃以上消失），因此在試驗條件下呈固體狀態(tài)。一旦形成了這一金屬化合物界面層，η相的進一步生長就需要原子的擴散來實現(xiàn)：Cu需要從基材一側穿過這個金屬化合物層而與液態(tài)Sn結合，Sn也要穿過這一界面層而與Cu結合。因此，隨著界面層的形成、生長，界面反應速率也將隨之降低。原子的擴散與界面層的生長也使界面層兩側的成分、濃度處于不斷的變化之中。穿過η相的少量Sn原子與Cu結合形成ε相，導致界面層出現(xiàn)雙層金屬化合物組織。Cu3Sn中的Cu含量可達60％以上，因此ε相是富銅相；穿過η相的少量Cu原子則與較高濃度的Sn結合促使η相繼續(xù)生長。因此，Sn、Cu界面反應層組織通常是雙層金屬化合物的組織形態(tài)。然而在一般焊接條件下，ε相通常是不明顯的。有試驗表明，在250℃下焊接5分鐘時，界面層中的ε相也很不明顯。而在325℃下焊接2分鐘后，才能看到清晰的ε相組織。因此在電子裝聯(lián)的焊接條件下，ε相的厚度通常是不明顯的。圖5.13(a)就是回流焊條件下，Sn-Pb共晶焊料和Cu在一分鐘的界面反應組織，ε相的厚度小于1μm，從照片上所能看到的界面層幾乎都是η相組織。但在理論上，典型的界面組織是，從Cu材一側開始依次為Cu、Cu3Sn（富銅相）、Cu6Sn5

（富錫相）、Sn-Pb焊料層。η-Cu6Sn5相具有鵝卵石一樣的晶粒形狀，因此，界面層與焊料相結合的界面是不平整的。焊接時間越短或冷卻速率越高，η相晶粒越小、η層越平整。

Cu與其它焊料的界面反應與此類似，焊料的成分比例以及焊接的持續(xù)時間和工藝溫度將是需要考慮的因素。例如各類（近）共晶焊料因其Sn濃度較高，界面反應首先形成η相，而Sn-95Pb、Sn-73Pb等低Sn焊料與Cu的界面反應則主要生成ε相。對常見的錫鉛共晶焊料焊接Cu基材，另有試驗表明，溫度在230～250℃的范圍內(nèi)，通常在反應初期的1～3s內(nèi)，Cu表面上就能形成1～3μm厚的Cu6Sn5。

隨著Cu6Sn5呈連續(xù)的層狀分布于Cu材表面，Sn、Cu原子的互相結合則變得困難起來，進一步的反應需要借助原子擴散才能進行。隨著焊接時間的延長，擴散到焊料中的Cu原子與Sn結合引起η相繼續(xù)生長，而擴散到Cu材一側的少量Sn原子與較高濃度的Cu結合又形成新的Cu3Sn，于是界面形成雙層組織。但是，如果長時間焊接或焊接溫度過高，焊料一側會因大量Sn原子的消耗而留下一個富鉛層，作為Cu供給源的Cu-Cu3Sn界面也會因Cu的過度消耗而可能出現(xiàn)孔洞，這對焊接質(zhì)量是不利的。對其它焊料如Sn-3.5Ag、近共晶的Sn-Ag-Cu、Sn-Ag-Bi等與Cu的焊接研究也表明，Ag、Bi等不參與界面反應，焊接界面層仍然具有前述的雙層組織結構。

Sn、Cu金屬化合物（界面層）的生長規(guī)律隨著反應的進行而發(fā)生變化。在反應初期，溶入焊料中的Cu原子一般都未達到飽和狀態(tài)，新生的固態(tài)金屬化合物甚至還能再次溶解，因為這時處于液、固兩相共存狀態(tài)，結晶與溶解是雙向進行的。因此，這時的界面反應速度很快。隨著溶解進行，Cu的濃度逐漸升高，金屬化合物層又進一步阻礙了原子擴散，于是界面反應開始變慢。但是，只要新生金屬化合物的生長速率超過其溶解速率，界面層就呈凈增長。當Cu達到飽和時（達到飽和的時間與焊料體積有關），溶解也就停止進行了。由于金屬化合物的溶解停止，界面層可能會出現(xiàn)新的增長態(tài)勢。此后，隨著溫度降低、焊料凝固，Cu在固態(tài)焊料中的溶解度也將下降（Cu在β-Sn中幾乎不固溶），析出的Cu原子又可能與Sn結合形成新的金屬化合物（主要是Cu6Sn5）。顯然，新增的金屬化合物與冷卻速率有關。冷卻速度越高，

越能抑制新增金屬化合物的形成。Sn、Cu界面反應所生成的界面層厚度x可用下式表示：式中:x（t,T）表示在絕對溫度T下發(fā)生的界面反應在t時刻所形成的界面層厚度；k0為實驗常數(shù)；

Q為擴散激活能；R為氣體常數(shù)。式中，k的表達式也稱為Arrhenius公式，它是化學動力學中反映溫度對反應速率影響的重要公式。指數(shù)n的取值與界面的反應機制有關，對大多數(shù)Sn基焊料與Cu的界面反應，n≈1/3。顯然，在其它項確定之后，x的增長近似地與t1/3成正比。

η相和ε相其本身的物理和機械性能都不理想，并且兩者間也還存在一定的差異，如表5.2所示。這些金屬化合物相一般比較堅硬，但斷裂韌性較差，其熱膨脹系數(shù)介于Cu與一般焊料之間，因此對熱應力可起到一定的緩解作用。但從提高焊點可靠性來說，一般要限制界面層的過度生長，以免Cu的過度腐蝕和因界面層較差的綜合性能而影響到焊點的可靠性。此外，由于η相的外觀呈圓滑狀，因此它對合金力學性能的影響要比ε相的小一些。對界面反應更準確的預測應由界面元素體系所對應的合金狀態(tài)圖來進行。以錫鉛焊料焊接Cu為例，長期以來，Sn-Pb焊料與Cu的界面反應都是借助Sn-Cu二元合金的狀態(tài)圖來進行分析的，因為最有說服力的Sn-Pb-Cu三元合金狀態(tài)圖直到1994年才正式公布。

用三元合金狀態(tài)圖分析時，其界面反應有如下特點：

（1）Cu能溶于熔融的Sn-Pb焊料。

（2）Sn-Pb焊料的共晶溫度因Cu的溶入而略有下降。例如，錫鉛共晶焊料溶入少量的Cu以后，其共晶溫度降到了三元共晶溫度182℃，三元共晶成分為Sn-38.05Pb-0.2Cu。顯然，在特定的焊接工藝溫度下，焊料熔點的降低有利于其的潤濕鋪展。（3）在多數(shù)情況下，界面反應的產(chǎn)物是金屬化合物η-Cu6Sn5相；只有Pb含量很高的焊料或Cu達到了很高的濃度時，界面層中才會出現(xiàn)新的金屬化合物ε-Cu3Sn相。焊料中含有Zn元素時，如采用Sn-9Zn、Sn-8Zn-3Bi等焊接Cu材，

界面反應因有Cu、Zn化合物產(chǎn)生而更加復雜，界面層中可能會有Cu6Sn5、Cu3Sn、Cu5Zn8、CuZn四種金屬化合物出現(xiàn)。然而，四種金屬化合物在界面層中的形成時間與分布狀態(tài)還不完全清楚。有試驗表明，在Sn-8Zn-3Bi與Cu回流焊后，其界面層中至少出現(xiàn)兩層金屬化合物相，即從Cu一側開始，依次為CuZn、Cu5Zn8，并且兩層組織都很薄。但另一觀點認為,反應初期先生成Cu3Sn/Cu6Sn5界面層，Cu、Zn化合物在此界面層上隨后形成。因此，有必要進一步明確界面層的組織結構，這一點對界面附近形成的有多種元素可能參與界面反應的三元或三元以上合金系依然如此（如用Sn-Cu焊料焊接Ni鍍層的場合）。此外，因界面層中含有Cu、Zn金屬化合物組織，有必要注意其高溫時（如150℃）的穩(wěn)定性問題。

2.Sn與Ag的界面反應

Ag與常見的如純Sn、二元系Sn-Pb、Sn-Ag、Sn-Bi、Sn-Cu、三元系Sn-Ag-Cu、Sn-Ag-Bi等（近）共晶焊料的界面反應均只生成ε-Ag3Sn一種金屬化合物相，焊料中的其它元素不與Ag發(fā)生反應。具體分析可利用Sn-Ag二元系合金狀態(tài)圖進行（如圖4.5所示）。

Ag與上述Sn基焊料的界面反應與Cu與Sn基焊料的界面反應類似。以Sn-Ag共晶焊料焊接Ag鍍層為例，當Ag浸入到熔融焊料之后會發(fā)生溶解，導致界面附近焊料中的Ag濃度升高并形成一定梯度，于是，這部分焊料成分偏離共晶向高Ag含量方向偏離。同時Sn、Ag原子結合生成金屬化合物Ag3Sn顆粒，界面附近出現(xiàn)液、固兩相共存狀態(tài)。由于界面附近Ag的濃度最高且Ag3Sn的熔點也很高（在對應濃度的液相溫度以上才能全部轉(zhuǎn)化為液態(tài)），因此在通常焊接溫度下，初生的Ag3Sn顆粒多集中在Ag的表面。隨著時間延長，Ag3Sn顆粒就會形成連續(xù)分布的層狀組織。Sn-Ag焊料與Ag鍍層的焊接界面層如圖5.13(b)所示。Ag3Sn金屬化合物層的生長速率大體受Sn對Ag的溶蝕速度的影響（見圖5.14），由于Ag3Sn界面層分隔了Ag與液態(tài)焊料，從而也就降低了Ag的溶蝕速度，因此,Ag3Sn界面層的生長速率也會隨時間呈指數(shù)規(guī)律下降。由于一般的Ag鍍層厚度多在10μm以下，因此Ag3Sn界面層對防止Ag的過度溶解是有利的，也正是因此原因，含Ag鍍層的材料多用Sn-Ag共晶焊料進行焊接，以此避免Ag鍍層的全部溶解。

3.Sn與Au的界面反應

在電子裝聯(lián)的電極材料表面經(jīng)常鍍有金鍍層。在金屬表面鍍金的目的是增強其抗氧化能力和提高可焊性，在不使用助焊劑的場合經(jīng)常會這么使用。圖5.16顯示在Sn-37Pb共晶焊料中添加不同含量的Au所構造的三元系合金的狀態(tài)圖。由圖可見，Au也能溶于液態(tài)Sn-Pb焊料并形成Sn、Au金屬化合物。然而，由于金鍍層的厚度通常不超過數(shù)微米，因此盡管Au在液態(tài)焊料中的溶解率很高，可溶入焊料的Au的濃度依然是有限的，即使將金鍍層全部溶解也常達不到飽和程度（與焊料體積有關）。圖5.16加入Au的Sn-37Pb合金狀態(tài)圖在圖5.16所示的含金量范圍內(nèi)，Sn與Au能夠形成AuSn4和AuSn2兩種金屬化合物（Au超過30％后還能形成AuSn），然而這些化合物的形成過程與上述兩類界面反應并不相同，具體表現(xiàn)在：

（1）當界面中Au含量低于1％時，Au是以固溶體形式存在于錫和鉛的固溶體中。這時界面層中沒有金屬化合物相。（2）當Au含量介于1％～5％時，體系中出現(xiàn)AuSn4，但三元共晶反應使其微細、均勻地分布于焊料合金當中，這時的組織基本上是共晶組織。由圖可見，合金的結晶過程是，首先從L相中析出Pb，然后是Sn，當?shù)竭_固相線時剩余液體發(fā)生共晶反應并生成含AuSn4的共晶組織。（3）當Au含量介于5％～8％時，結晶過程首先從L相中析出Pb、然后是AuSn4，剩余液體于共晶反應時同時生成三元共晶組織。共晶反應前析出的AuSn4已呈球狀顆粒分散于合金組織當中。

（4）當Au含量超過8％時，AuSn4首先從液相中析出，共晶反應后，初生相AuSn4已成為合金的主要組織成分。當Au含量超過13％后，Sn、Au化合物將成為組織中的初生相、二次相和三次相而分布于合金體內(nèi)，金屬化合物在界面組織中占據(jù)了大量份額。

Sn-Pb焊料焊接Au的界面層組織中，金屬化合物呈分散狀態(tài)的原因在于：焊接溫度主要由焊料熔點決定。采用Sn-37Pb焊料的焊接溫度通常在210～230℃。在此溫度下，即使界面附近溶入了大量的Au原子而使其濃度升高，這部分Sn-Pb-Au合金還是處于熔化的狀態(tài)（Au的含量低于10％時），Au原子會完全擴散于液態(tài)焊料當中。AuSn4只有在更低的溫度下才能結晶。由于Au已擴散到了液態(tài)焊料體內(nèi)，因此，界面層的結晶過程完全遵循狀態(tài)圖的規(guī)律。與Sn-Pb焊料焊接Cu時的界面層組織不同的地方是：Cu原子一旦溶入液態(tài)焊料就能形成穩(wěn)定的Cu6Sn5、Cu3Sn化合物（盡管有再次溶解的可能，但因界面附近的Cu濃度最高，相應濃度下的液相溫度也已升高，所以其全部熔化的溫度也就較高了），因此它們主要是在Cu的表面形成層狀的分布組織。Sn與Au的三種化合物都具有較脆的特性，它們大量出現(xiàn)在合金組織中會削弱合金的機械性能與界面結合強度，因此，通常都限制Au的含量要低于4％。這樣在界面組織中出現(xiàn)的主要是AuSn4，少量離散分布的AuSn4顆粒對合金能起到強化作用。

4.Sn與Ni的界面反應

被焊金屬表面經(jīng)常會鍍一層鎳。鎳鍍層主要有電鍍（Electro－plated）和化學鍍（Electroless）兩種形式，并且化學鍍中經(jīng)常有磷（P）的成分出現(xiàn)（這時的鎳鍍層常記做Ni（P））。因此，在考慮含Ni的界面反應時，涉及的因素比較多。

對于沒有Cu出現(xiàn)的焊接場合，如純Sn、Sn-Pb、Sn-Ag、Sn-Ag-Bi等（近）共晶焊料與Ni的界面反應通?？捎肧n-Ni二元合金狀態(tài)圖進行推測。這時，Pb、Ag、Bi等元素不參與界面反應。當Ni浸入到液態(tài)Sn中之后，隨著Ni的溶解擴散，界面附近液態(tài)焊料中的Ni濃度形成了一定梯度，靠近界面的Ni濃度最高。于是，由Sn-Ni二元系合金狀態(tài)圖（見圖5.17）可以推測反應層的結構為：從Ni開始，依次應為Ni3Sn、Ni3Sn2、Ni3Sn4。在通常的焊接工藝條件下，界面層主要是Ni3Sn4和很薄的Ni3Sn2組織。只有在較長時間或高溫焊接情況下才會出現(xiàn)可觀察的Ni3Sn。并且，Ni、Sn反應的界面層厚度遠小于Cu、Sn反應的界面層厚度，這可能與Ni在Sn、Sn-Pb共晶焊料中的溶解度極低（僅10－5at.％），其溶解率也僅有Cu的一半左右。因此，在金屬表面鍍Ni可看成是限制界面層厚度的一種措施。有研究表明，在250℃下焊接時間為1分鐘，Ni與Sn-3Ag-（0，3，6）Bi焊料反應的界面層主要是Ni3Sn4組織，其厚度約為0.5μm，Ni3Sn2大約僅有40

nm。但在同樣條件下，Cu、Sn的反應層厚度（Cu6Sn5）約為1～2μm。顯然，界面層的生長也需要Ni原子不斷的擴散才能進行。在典型焊接條件下，Ni、Sn的界面反應層通常具有如圖5.18所示的結構模型，過厚的Ni3Sn2會削弱界面層的抗疲勞性。圖5.17Sn-Ni二元合金狀態(tài)圖圖5.18Ni、Sn界面反應層結構模型當有Cu元素參與到界面反應中，且用含Cu的焊料焊接Ni或者帶Ni鍍層的Cu基材擴散到了焊料中時，界面反應因有Sn、Cu和Ni的參與而變得更加復雜。通常，Sn、Cu、Ni之間能

夠固溶。同時，當Cu的濃度較低時，界面反應會有(Ni，Cu)3Sn4金屬化合物相形成，它是Cu原子部分地取代了Ni在Ni3Sn4中的位置的產(chǎn)物；當Cu的濃度較高時，界面反應產(chǎn)生(Cu，Ni)6Sn5相，它是Ni原子部分地取代了Cu6Sn5中的某些Cu原子的產(chǎn)物。然而，包括界面層厚度、各相的晶粒大小、分布形態(tài)在內(nèi)的界面層組織結構除了與焊接溫度、時間以及參與反應的Sn、Cu、Ni的具體濃度有關外，還與具體的焊料類型和回流次數(shù)有關。由于具體的反應很復雜，僅用二元合金狀態(tài)圖對界面反應已無法進行推測，因此許多結果都是靠試驗取得的。

5.Ag-97.6Pb焊料焊接純銀

以上介紹的界面反應均受金屬擴散與溶蝕的共同支配，界面反應主要生成金屬化合物相。然而，也有一些界面反應只受擴散支配，反應中并沒有金屬化合物組織出現(xiàn)。這類反應在電子裝聯(lián)的焊接工藝中并不多見，但是作為一種類型，以下將仍以Ag-97.6Pb焊料焊接純銀為例對其加以簡單說明。用Ag-97.6Pb共晶焊料焊接純銀，被焊金屬就是焊料的一個組成元素。由Ag-Pb二元合金狀態(tài)圖可知（見圖5.19），純銀能夠溶解于Ag-97.6Pb焊料，其平衡時的濃度可由從焊接溫度（如400℃時）出發(fā)的水平線與液相線交點處的合金成分確定。這樣當Ag溶解后，靠近界面的焊料成分可能由共晶變成Ag-93Pb，由此導致這部分焊料出現(xiàn)了液、固共存的半熔化狀態(tài)，相應的液相溫度要升高（這也導致需要提高焊接工藝溫度。如果長時間加熱的話，Ag會擴散到整個液體之中，Pb也會明顯擴散到固態(tài)Ag當中，兩相的成分更加均勻）；當焊料凝固時，又會從這一富Ag的液相區(qū)域中首先析出Ag顆粒（由于引腳或?qū)l的散熱快，析出通常是從界面開始的），當溫度降到共晶溫度后，剩余的液體才同時轉(zhuǎn)變成共晶組織。因此，界面的顯微組織將由Ag的初晶顆粒與圍繞其間的Pb、Ag共晶組織組成。實際的焊接過程通常在很短的時間內(nèi)就完成了，Ag往往不會達到其溶解度所確定的上限水平，但這種傾向應值得注意。因此，擴散在使焊料與被焊金屬通過界面層內(nèi)成分過渡和重新結晶的方式形成冶金結合的同時，界面附近的材料成分與其熔、固化特性也隨之發(fā)生一定的變化，這是在分析焊接質(zhì)量、制定焊接工藝時需要注意的問題。圖5.19Ag-Pb二元合金狀態(tài)圖

6.常見的界面反應產(chǎn)物

界面反應的產(chǎn)物與其分布形態(tài)和厚度一道對焊點的性能與連接可靠性都產(chǎn)生影響。然而，在目前已發(fā)表的資料中，有關各種界面反應產(chǎn)物自身的性能數(shù)據(jù)還不多見，因此有必要進一步研究、搜集這方面的資料信息。表5.3列出了常見焊料與被焊金屬的界面反應產(chǎn)物，表5.4則按元素類型列出了常見金屬元素間的界面反應產(chǎn)物，可以作為進一步研究的起點。如前所述，這些金屬化合物能否出現(xiàn)、何時出現(xiàn)以及它們在界面層中的分布形態(tài)與厚度尺寸等均與具體的材料成分與焊接條件有關。

7.理想的界面組織

從可靠性角度出發(fā)，文獻［2］給出了期望的理想界面

組織模型，如圖5.20所示。該模型要求界面組織應具有以下特點：

（1）具有偏析小、均勻分布有細微強化顆粒的焊料合金組織。偏析會形成低熔點或脆性相，從而成為低應力疲勞破壞的根源。均勻分布的強化顆粒能夠起到強化合金的作用。（2）薄而平坦的界面層。總的來說，界面層的金屬化合物屬脆性材料，對焊點的連接強度未必有更好的作用，但作為良好冶金結合的標志，形成極薄的界面層是有益的。

（3）焊點合金表面所形成的較弱的氧化膜能對焊點形成一層保護,但應避免嚴重的焊料氧化。如果焊料氧化嚴重，焊接時就要使用活性較強的助焊劑，這對焊后的清洗工作造成不便。圖5.20期望的理想界面組織模型5.2.4焊接后的界面反應

焊點形成以后，金屬的原子擴散依然存在，因此界面反應也就沒有停止，這使得服役期的焊點組織仍處于發(fā)展變化之中。過量的界面反應會引起界面層的晶粒大小、形狀和分布特征偏離初生的組織形態(tài)，嚴重時還會引起連接可靠性問題。這時的界面反應速率可能不高，但是考慮到電子產(chǎn)品的設計壽命通常都在幾年甚至十幾年，其間伴有高達數(shù)十上百度的溫度循環(huán)，因此，發(fā)生在服役期間的界面反應對焊點可靠性的影響依然不容忽視。在焊接工藝條件下，焊料的冷卻速度很快，界面組織中的晶粒和金屬化合物相通常都難以長大，界面組織中甚至還有過飽和的被焊金屬原子存在。然而，焊點材料都是一些低熔點合金，即使在常溫下，以絕對溫度表達時也已是處于高溫區(qū)工作了，因此其擴散作用已經(jīng)很強了。隨著時間的推移，晶粒長大也是不可避免的。同時，隨著金屬原子向著低濃度方向的不斷擴散，金屬化合物層的厚度通常會繼續(xù)增加，形狀也由