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文檔簡(jiǎn)介
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
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