1、本文主要研究了Sn-3.0％Ag-0.5%Cu無(wú)鉛釬料在J-SBB和SBM兩種激光軟釬焊工藝、老化和熱沖擊實(shí)驗(yàn)條件下，與六種不同厚度Au/Ni鍍層的Au/Ni/CuUBMs(underbumpingmetallization)(0.5μm/1.2μm、1.0μm/1.2μm、1.5μm/1.2μm、2.5μm/1.2μm、2.5μm/nil和1.35μm/nilCu焊盤(pán)12μm)形成的焊點(diǎn)外觀、焊點(diǎn)界面微觀組織及其演變、斷裂位置和斷口成

2、分及其失效原因、剪切和推力強(qiáng)度的變化及其原因。在J-SBB工藝條件下，當(dāng)激光能量較低時(shí)，釬料/焊盤(pán)界面處會(huì)生成Au-SnIMC(intermetalliccompound)，隨著Au層厚度的增加，Au-SnIMC由針狀A(yù)uSn4、AuSn2轉(zhuǎn)變成很少量針狀A(yù)uSn4和層狀A(yù)uSn4、AuSn2、AuSn和少量殘余Au層。在SBM工藝條件下，釬料/焊盤(pán)界面處同樣生成Au-SnIMC，由于其高于J-SBB的激光能量，隨著Au層厚度的增加，除

3、了2.5μmAu/1.2μmNi的這一組焊點(diǎn)界面含有針狀A(yù)uSn2外，Au-SnIMC沒(méi)有明顯差異，基本上都為針狀A(yù)uSn4和層狀A(yù)uSn4。激光焊接后，接近飛機(jī)仔焊盤(pán)邊緣和焊點(diǎn)的界面處，有一“下陷”部位，稱(chēng)之為“Sagging”現(xiàn)象，該“下陷”部位在隨后的等溫老化和熱沖擊實(shí)驗(yàn)條件下會(huì)增大，其原因是老化和熱沖擊過(guò)程中焊盤(pán)上的元素Au和釬料中的元素Sn的不斷互擴(kuò)散及IMC的演變和元素Sn的消耗。在老化和熱沖擊后，有Ni層的樣品中發(fā)現(xiàn)NiA

4、uSnCu四元IMC層，無(wú)Ni層的樣品中發(fā)現(xiàn)(CuxAu1-x)6Sn5三元IMC層，這兩種IMC導(dǎo)致大部分焊點(diǎn)脆性斷裂。六組焊點(diǎn)的失效模式有脆性和塑性兩種。在J-SBB工藝下，1.5μmAu/1.2μmNi的這一組樣品初始狀態(tài)下推力試驗(yàn)斷口位置主要在Au-SnIMC和Ni層之間，然而，樣品老化和熱沖擊100、300和500小時(shí)后，推力試驗(yàn)斷口位置主要在NiAuSnCu四元IMC和Ni層之間；對(duì)于1.35μmAu/nilNi的這一組樣品