臺灣博碩士論文加值系統

本研究主要探討無鉛製程導入過程中，不同焊料及PCB鍍層焊點於熱疲勞處理後對IMC成長，微結構及機械強度之影響。並進一步分析拉力強度測試後之材料缺陷原因。
由實驗結果可知SOJ/Sn-Ag-Cu 焊點之IMC生長與PCB鍍層及熱疲勞處理有非常密切關聯。SOJ/Sn-Ag-Cu 焊點於Ni/Au鍍層及OSP鍍層之固態生長動力學主要由擴散過程所控制。不同PCB鍍層具相同之擴散係數。由Sn-Cu-Ni三相圖可得知，在鄰近Sn供應較充裕之處，局部Sn-Cu6Sn5-Ni3Sn4三相平衡將會達成，但在此相圖上之Sn-Cu6Sn5-Ni3Sn4三相平衡區，Sn-Cu3Sn-Ni3Sn4並無法存在。因此，對SnAgCu/OSP焊點而言，Cu3Sn可出現於介面之IMC層，而形成含Cu6Sn5 及Cu3Sn 之二層IMC層。相對的，對SnAgCu/NiAu焊點而言，Cu3Sn並不會出現於焊點介面，而形成僅含Cu6Sn5一層之IMC層。此外，Sn-Cu-Ni三相圖亦能說明SOJ/ Sn-Ag-Cu 焊點於Ni/Au 鍍層抑制Cu3Sn生長但有利Cu6Sn5成長，因此Ni/Au 鍍層較OSP鍍層有較厚之起始IMC厚度。
實驗結果顯示負荷承受長度愈長時，起始機械強度愈大。因此，負荷承受長度為剛焊接完焊點起始機械強度的關鍵決定因素。且不論何種焊料，OSP鍍層均較NiAu鍍層顯示出較長之負荷承受長度及較大之起始機械強度。不同焊料，不同PCB鍍層之拉力強度皆隨TMF次數之增加而降低，但不同焊料拉力強度降低程度並不相同。隨著TMF次數增加導致SnPb焊料的Pb 及 SnAgCu焊料中的Cu6Sn5 顆粒粗化，是造成拉力強度下降之主因。SnPb焊料中的Pb顆粒較SnAgCu焊料中的Cu6Sn5 顆粒粗化程度來得大，也因此造成SnAgCu焊料較SnPb焊料有較佳之熱疲勞抵抗能力。
由實驗結果可知，除SnAgCu/NiAu焊點在經過1000次之熱疲勞處理導致焊點和零件界面之IMC層非常脆弱外，其餘焊點破壞模式皆是由於應力集中導致弧狀焊點根部端之表面產生起始裂縫所主導。接著裂縫於弧狀焊點內成長並朝向零件根部端延伸，最後裂縫延著焊點和零件界面向零件趾部傳播，直至導致最終失效止。因此，材料缺陷破壞模式不只反映應力分佈狀況，也同時與焊料之熱疲勞性質及界面IMC特性相關。本研究中，所有延性韌窩狀破斷面代表破斷發生於焊點內部;而所有脆性穿晶式狀破斷面代表破斷發生於焊點和零件界面之IMC層。由於SnAgCu焊料較SnPb焊料有較佳之熱疲勞抵抗能力， 較快IMC生長速率及較厚IMC厚度，隨著TMF次數增加, SnAgCu焊點脆性穿晶式狀破斷面表面積也跟著顯著增加，因此對SnAgCu焊料而言，IMC厚度的增加為決定焊點強度之主要影響因素。相對的， 隨著TMF次數增加，SnPb焊點延性韌窩狀破斷面表面積也跟著顯著增加，因此對SnPb焊料而言，焊料本身於熱疲勞處理過程中之強度是否足以避免裂縫產生為決定其焊點強度之主要影響因素。

This study is to investigate the effects of different alloys and Printed Circuit Board (PCB) surface finishes on the intermetallic compounds (IMCs) growth, microstructure, mechanical strength and failure analysis of thermomechanical fatigued lead-free solder joints.
The growth of the IMC between Small Outline J（SOJ）leads and SnAgCu solder depended strongly on the PCB surface finish and thermomechanical fatigue (TMF). The parabolic TMF cycle dependence clearly suggests that the growth processes are controlled primarily by solid-state diffusion. The similarity in the kinetics parameters indicated that different PCB surface finishes did not alter the solid-state growth processes. Using the Cu-Ni-Sn ternary isotherm, the anomalous phenomenon that the presence of Ni retards the growth of the Cu3Sn layer while increasing the growth of the Cu6Sn5 layer can be addressed as follows. In the region where the supply of Sn was closer, a local three-phase equilibrium Sn-Cu6Sn5-Ni3Sn4 had been reached, which corresponded to the Sn-Cu6Sn5-Ni3Sn4 three-phase region where the phase equilibrium Sn-Cu3Sn-Ni3Sn4 cannot be established. The enhancement in the initial growth of the IMC layer at the SOJ/Sn-Ag-Cu interface over Ni/Au surface finish is also evident.
The load bearing length determines the initial mechanical strength of as-soldered solder joints. The as-soldered solder joints over the OSP surface finish showed longer load bearing length and higher initial mechanical strength as compared to those over the Ni/Au surface finish for both SnPb and SnAgCu solders. The pull strengths of different solder joints decreased with increasing number of TMF cycles. However, the extent of decline for each solder joint was quite different. Gradual coarsening of the Pb and Cu6Sn5 particles occurred in SnPb and SnAgCu solders, respectively, due to TMF caused the pull strength to decline. The Pb particles in SnPb joints are much larger than Cu6Sn5 particles in SnAgCu joints before and after TMF. Therefore, the gradual coarsening effect of SnPb alloy is more significant than that of SnAgCu alloy and results in a higher thermal fatigue resistance for SnAgCu solder joints.
The fracture usually initiated on the surface of heel fillet and extended mainly within the bulk solder towards the heel of SOJ lead. This is due to the stress concentrates on the surface of heel fillet. The only exception observed was that the fracture in the SnAgCu/NiAu solder joint subjected to 1000 TMF cycles initiated in the IMC layer at the interface between SOJ lead and solder. Finally, the fracture propagated along the interface between SOJ lead and solder towards the toe of SOJ lead resulting the catastrophic failure. Therefore, the fracture mode reflects not only the distribution of stress but also the thermal fatigue properties of bulk solder alloy and IMC between the SOJ lead and solder. The dimple-fracture feature was due to the occurrence of fracture in the solder matrix and the intergranular-fracture feature was due to the occurrence of fracture in the IMC layer. The growth rate of the IMC layer at the SOJ/SnAgCu interfaces is much faster than that of the IMC layer at the SOJ/SnPb interfaces. It can also be found that the thickness of the IMC layers formed at SOJ/SnPb interfaces is much less than that of the IMC layers at SOJ/SnAgCu interfaces. Along with SnAgCu and SnPb solders having very good and poor thermal fatigue resistances, respectively, the pull test fracture locations can be addressed.

中文摘要 I
英文摘要 III
誌謝 VI
目錄 VII
圖索引 X
表索引 XV
第一章 緒論 1
1.1研究背景 1
1.1.1無鉛化研究之遠因 1
1.1.2無鉛化研究之近因 5
1.2無鉛化研究之應用範圍 9
1.3 無鉛化研究對國內相關產業發展之影響 13
1.4國內外之市場與技術現況比較 19
1.5電子構裝介紹 27
第二章基礎知識與文獻回顧 33
2.1無鉛製程相關之基礎知識 33
2.1.1 無鉛錫膏 33
2.1.2 無鉛印刷電路板 38
2.1.3無鉛銲接製程技術 40
2.2焊料之材料特性與文獻回顧 41
2.3無鉛印刷電路板表面處理之材料特性與文獻回顧 57
2.4無鉛零件表面處理之材料特性與文獻回顧 61
2.5介金屬化合物之材料特性與文獻回顧 65
2.6裂縫傳播特性與文獻回顧 72
第三章 實驗方法與步驟 74
3.1實驗預備 74
3.2實驗設備 87
3.3實驗步驟 99
3.4機械強度測試 104
3.5金相分析試片製作 106
第四章 結果與討論 108
4.1不同PCB鍍層對IMC成長之探討 108
4.2 不同焊料及不同PCB鍍層於熱疲勞處理後對微結構及機械強度之影響 118
4.3不同焊料及不同PCB鍍層於熱疲勞處理及拉力強度測試後之材料缺陷分析 135
第五章 結論 150
參考文獻 158
符號索引 165
作者簡介 166
論文著作 167
圖索引
圖1-1 無鉛技術相關運用範圍。 12
圖1-2產業關聯圖。 16
圖1-3近年來我國筆記型電腦出口金額。 18
圖1-4電子封裝的四項功能。 28
圖1-5電子構裝的層次區分。 31
圖1-6 (a) PTH (b) SMT接合方式。 32
圖2-1 Sn-Pb二元相圖。 43
圖2-2 Sn-Ag二元相圖。 51
圖2-3 Sn-Zn二元相圖。 53
圖2-4 2003年印刷電路板的表面處理法及其市場佔有率。 59
圖2-5 2005年印刷電路板的表面處理之市場佔有率預估。 60
圖2-6銲點與metallization 結構示意圖。 64
圖2-7 Sn-Cu二元相圖。 67
圖2-8 Ag-Cu二元相圖。 68
圖2-9 Sn-Ni二元相圖。 69
圖2-10 Cu-Ni二元相圖。 70
圖2-11 Ni-Ag二元相圖。 71
圖3-1本次實驗之SOJ零件外觀尺寸圖。 81
圖3-2實驗規劃流程圖。 83
圖3-3實驗測試板Layout圖。 84
圖3-4 SnAgCu焊料迴焊時之時間與溫度關係圖。 86
圖3-5實驗所使用之印刷機。 91
圖3-6實驗所使用之置件機。 92
圖3-7實驗所使用之迴焊爐。 93
圖3-8實驗所使用之高加速熱應力試驗機。 94
圖3-9實驗所使用之機械強度萬用試驗機。 95
圖3-10實驗所使用之鑽石切割機,研磨機及拋光機。 96
圖3-11實驗所使用之光學顯微鏡。 97
圖3-12實驗所使用之掃瞄式電子顯微鏡。 98
圖3-13 Thermal Shock熱處理條件。 103
圖3-14機械強度測試示意圖。 105
圖4-1未經thermomechanical fatigue測試前，SOJ/Sn-3.0Ag-0.5Cu 焊點於不同PCB 鍍層之OM圖。 112
圖4-2 SOJ/ Sn-Ag-Cu 焊點於OSP PCB鍍層經過不同熱處理(a) 剛焊接完 (b) 250 (c) 500 (d) 750 (e) 1000 TMF cycles之切片圖。 113
圖4-3 SOJ/ Sn-Ag-Cu 焊點於Ni/Au PCB鍍層經過不同熱處理(a) 剛焊接完 (b) 250 (c) 500 (d) 750 (e) 1000 TMF cycles之切片圖。 114
圖4-4 SOJ/Sn-Ag-Cu 焊點於 (a) OSP鍍層 (b) Ni/Au鍍層 經過1000 TMF cycles熱處理後之electron probe microanalyzer (EPMA)分析圖。 115
圖4-5總介面厚度對(TMF cycle)1/2圖。 116
圖4-6 240℃時Sn-Cu-Ni之三相圖。 117
圖4-7 TMF對不同之焊料，不同之PCB鍍層於拉力強度絕對值之影響曲線圖。 123
圖4-8 SOJ/SnAgCu/OSP焊點經過500 TMF cycles，拉力測試前切片之OM圖(4-8a) ，起始裂縫產生之SEM圖(4-8b)及拉力測試後切片之OM圖(4-8c)。 124
圖4-9裂縫的產生，成長及傳播模式。 125
圖4-10不同焊料，不同PCB鍍層組合之剛焊接完焊點的接觸角與負荷承受長度之切片圖。 126
圖4-11不同焊料，不同PCB鍍層組合之剛焊接完焊點的負荷承受長度對接觸角作圖之關聯圖。 127
圖4-12不同焊料，不同PCB鍍層組合之剛焊接完焊點的起始機械強度對負荷承受長度作圖之關聯圖。 128
圖4-13不同PCB鍍層對焊錫擴散性及焊點吃錫高度之關聯圖。 129
圖4-14 TMF對不同之焊料，不同之PCB鍍層於均一化(Normalized)拉力強度之影響曲線圖。 130
圖4-15 SnPb/OSP焊點經過不同熱處理(a) 剛焊接完 (b) 500 (c) 1000 TMF cycles之SEM圖。 131
圖4-16 SnAgCu/OSP焊點經過不同熱處理(a) 剛焊接完 (b) 500 (c) 1000 TMF cycles之SEM圖。 132
圖4-17不同焊料，不同PCB鍍層焊點之總介面厚度對 (TMF cycle)1/2 之趨勢圖。 133
圖4-18介面厚度對不同之焊料，不同之PCB鍍層於拉力強度絕對值之影響曲線圖。 134
圖4-19 SOJ焊點經過 TMF 熱疲勞處理後，於拉力測試前切片之OM圖(a)，起始裂縫產生之SEM圖(b)及拉力測試後切片之OM圖(c)。 140
圖4-20不同焊點經1000次之TMF熱疲勞處理及拉力強度測試後三種不同破壞模式之SEM圖。 141
圖4-21 SnPb/OSP焊點根部端經1000次之TMF熱疲勞處理及拉力強度測試後破斷面之EDS光譜圖。 142
圖4-22 SnAgCu/NiAu焊點趾部端經1000次之TMF熱疲勞處理及拉力強度測試後破斷面之EDS光譜圖。 143
圖4-23剛焊接完之SnPb焊料於(a)OSP鍍層(b)NiAu鍍層之焊點經拉力強度測試後破斷面之SEM圖。 144
圖4-24 SnPb/NiAu及SnAgCu/NiAu焊點在經過TMF熱疲勞處理及拉力強度測試後之破斷面。 146
圖4-25不同焊料及不同PCB 鍍層焊點之總介面厚度(含Cu6Sn5 及Cu3Sn)對(TMF cycle)1/2圖。 148
圖4-26 TMF對不同之焊料，不同之PCB鍍層於拉力強度之影響曲線圖。 149
表索引
表1-1國際研究機構推薦使用的無鉛合金及其應用領域。 26
表2-1錫膏作業性測試國際檢測規範。 36
表2-2錫膏信賴性測試國際檢測規範。 37
表2-3各區域研究無鉛合金種類分析。 46
表2-4無鉛銲錫中常添加元素之性質。 47
表2-5無鉛銲錫組成與熔點對照表。 48
表2-6無鉛元件電鍍技術之比較。 63
表3-1錫鉛焊料之詳細規格。 76
表3-2無鉛焊料之檢驗報告。 77
表4-1不同焊料及不同PCB 鍍層在經過TMF熱疲勞處理之焊點破斷面位置匯總表。

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