2023年Sn Bi系合金组织成分.pdf

Sn-Bi系合金组织成分 Sn-Bi 系焊料，可按图 3.6 表示的，能在 139℃共晶点至 232℃的宽熔点范围内做成合金 图 3.7 是随着 Bi 量的变化其组织成分变化的照片，属单纯的 Bi/Sn 共晶组织由共晶组织到 21wt % Bi 的组成范围，表示了 Sn/Bi 共晶相和 Sn 相的二相组织  这种典型的二相领域组织见图 3.8， 在共晶部分 Bi 在 10Lm 以上时会出现粗化形状的结晶，由 Bi 的脆性会影响到焊料的机械性质另外，在 Sn 相中有许多微细板状的 Bi 析出，Sn 基块中固溶着多量的 Bi， 根据状态图上的判断， Bi 量在 21wt%以下时不会形成共晶组织，Bi 在 Sn 中产生的偏析且在 Bi 浓度低的领域，容易形成共晶组织 Sn-Bi 系合金实用化的最大问题点，在靠近 190℃附近做成的焊料，从状态图上采看的话，其固液共存领域相当大，这个影响作为凝固偏析的现象，在 80℃时是十分稳定的合金组织，超过 140℃ 后 Bi 的粗化即会发生严重脆性用低 Bi 合金的 DTA 评价可明显表示在 139℃ 尖顶的吸热峰值，这个现象俗称为“低温共晶” ，实际上称为低温共晶并不确切，仅仅是由 Bi 的偏析生成的共晶溶解现象。

当 Bi 的组成在 21wt%以下时为何会发生共晶点的溶解，这在状态图上是看不到的 从图 3.6 中看到，10 % Bi 的组成，从 0 点开始焊料的冷却，首先在 A 点出现固相，这时固相的组成是 B 点的组成，Bi 浓度比初始焊料浓度低，于是，在当然固相中低状态溶液的 Bi 浓度升高（C 点） ，向后续出现的固相 D 点迁移，结果会产生连续性的固相和液相中的浓度变化 现实中， 对组装基板的冷却都采用缓进形式， 是为预防枝状晶体的形成及凝固的不均匀对于生存的偏析，作为熔液残留部分的 Bi 不断地浓化，到最后凝固时的熔液成分如超过21% ，就形成 Sn-21Bi/Bi 的共晶组织，由此可见，从 O 点开如冷却到 P 点的温度下降，如不发生上述的分离就没有 Bi 的粗化结晶关于偏析，Sn-Bi系和 Sn-Ag-Bi系存在的问题，可理解为“FILLET-LIFTING ”现象由焊料本身的凝固收缩及焊料与引线的热收缩，会对固有方向形成一定的力，而没有引线的场合会产生 FILLER-LIFTINGBi 对焊区界面的偏部分在以上时会出现粗化形状的结晶由的脆性会影响到焊料的机械性质另外在相中有许多微细板状的析出基块中固溶系合金实用化的最大问题点在靠近附近做成的焊料从状态图上采看的话其固液共存领域相当大这个影响作为凝固偏析这个现象称为低温共晶实际上称为低温共晶并不确切仅仅是由的偏析生成的共晶溶解现象当的组成在以下时为何会发 析和通孔中的凝固，可同样理解为杠杆原理的提升，在 Sn-Bi二元合金研究时，应确认包含2wt % Bi 的 FILLET-LIFTING ，同样要考虑添加 Bi 后通孔部分的 FILLET-LIFTING 现象。

在实用阶段还需对固液共存领域狭窄的 Sn-2Ag 给予 FILLET-LIFTING 认定， 譬如对焊区一侧电镀 Sn-40Bi 的场合，可认为 Sn-Ag-Pb三元素固相线一液相线幅度大，这与上面的分析相同为避免 FILLET-LIFTING 现象发生，最好研制固液共存领域幅度小的合金焊料，也可抓住冷却快偏析少的主要因素，通过快冷来抑制 FILLET-LIFTING 现象Sn-Bi系合金的明显缺点，是 Bi 的粗化晶体，因为 Bi 性脆，粗化结晶的性质与金属间化合物性质相同同样会恶化机械性能， 目前虽然还没看到有关这方面的技术报告， 凭经验而言必须避开超过 10um 的组织另外，利用快速冷却效果，由第三元素的合金化使 Bi 微细分散，进而来改善 Bi原本的脆性 Sn-Bi合金与 Cu 连接界面，与 Sn-Bi系合金同样会形成 Cu6Sn5/Cu3Sn 的双层反应层，可以说对 Bi 的界曲反应是没有小良影口问的 3.4 Sn-Zn系合金的组织成份 部分在以上时会出现粗化形状的结晶由的脆性会影响到焊料的机械性质另外在相中有许多微细板状的析出基块中固溶系合金实用化的最大问题点在靠近附近做成的焊料从状态图上采看的话其固液共存领域相当大这个影响作为凝固偏析这个现象称为低温共晶实际上称为低温共晶并不确切仅仅是由的偏析生成的共晶溶解现象当的组成在以下时为何会发 Sn-Zn 系共晶焊料，其熔点是最靠近 Sn-PB 共晶焊料的，且良好机械性能的经济性合金焊料，对其进入实用化存在很大希望。

图 3.9 是 Sn-Zn系合金的状态图，元素间大致上不固溶 Sn 相与 Zn 相呈分离状，Zn 相有比较大的结晶，图 3.10 是 Zn 量发生变化其组织变化的状况 Sn-Zn系焊料与 Cu 的界面， 会形成与其化 Sn 系合金不同的界面反应相， 用 SEM 观察时可看到反应层的一层结构，最近用 TEM 观察时可观察基三层结构（见图 3.11） 部分在以上时会出现粗化形状的结晶由的脆性会影响到焊料的机械性质另外在相中有许多微细板状的析出基块中固溶系合金实用化的最大问题点在靠近附近做成的焊料从状态图上采看的话其固液共存领域相当大这个影响作为凝固偏析这个现象称为低温共晶实际上称为低温共晶并不确切仅仅是由的偏析生成的共晶溶解现象当的组成在以下时为何会发 图 3.11 中，靠 Cu 一侧的层次未鉴定，大致上组成 Cu/10mm 左右的 Cu-Zn化合层/薄的CuZn 层/厚的 Cu5Zn8 层/Sn-Zn层次 因为 Sn 中 Zn 的活量不能高固溶 Zn 与浮出表面的 Cu所形成的界面发生反应，化合物中 Sn 的固溶度很小，这是生存特异面层的原因 由于这个合金系界面相的变化大，可以少许灵活地利用界面反应的控制，就是说，不管哪一种合金系，因其界面强度大，所要求的反应层要薄，Sn 和 Cu 的界面反应快，尽管在回流焊工艺中其界面反应从数秒到数拾秒，但形成的反应层已超过了 10um 这里，参与反应的Zn 量很少，Sn 只与少量的 Zn 组成合金化。

因此，反应层在达到（成长）数 Dam 厚时就可能停止， 通过反应层来进行 Sn 的扩散的因素很小， 在短时间内不会形成 Sn-Cu间的化合物图 3.12 上 Zn 的量为横坐标，表示了反应层厚度的变化，Zn 量的减少其反应层厚亦相应减少由此可见，有必要知道形成反应势垒层 Zn 量的下限值为多少程度，因为其他类型的合金添加微量 Zn 时也会产生同样的效果当然，对添加时发生的耐氧化性的劣化，必须采取相应的措施 Sn-Zn系合金的存在问题是耐热性，这会影响其实用化的进展，经国外有关专家的试验指出， 到125 ℃ 止可充分利用， 特别是有 150 ℃ 耐热性要求的场合， 在 Cu 一侧与 Ni/Pd/Au 部分在以上时会出现粗化形状的结晶由的脆性会影响到焊料的机械性质另外在相中有许多微细板状的析出基块中固溶系合金实用化的最大问题点在靠近附近做成的焊料从状态图上采看的话其固液共存领域相当大这个影响作为凝固偏析这个现象称为低温共晶实际上称为低温共晶并不确切仅仅是由的偏析生成的共晶溶解现象当的组成在以下时为何会发 等形成的反应势垒，有必要进行充分的电镀 部分在以上时会出现粗化形状的结晶由的脆性会影响到焊料的机械性质另外在相中有许多微细板状的析出基块中固溶系合金实用化的最大问题点在靠近附近做成的焊料从状态图上采看的话其固液共存领域相当大这个影响作为凝固偏析这个现象称为低温共晶实际上称为低温共晶并不确切仅仅是由的偏析生成的共晶溶解现象当的组成在以下时为何会发。