前沿

     随着WEEE和RoHS两项指令的颁布，传统的含铅钎料已经不能满足于电子行业的应用，SnAgGu系合金具有优良的力学性能和可焊性，相对低的熔点，较好的可靠性，已取得实际应用。如，Sn-3.0Ag-0.5Gu（SAC3.5，日本电子协会推荐），Sn-3.8Ag-0.7Gu（SAC387，美国NEMI推荐），Sn-4.0Ag-0.5Gu（SAC405，Inter公司等采用）。为了进一步提高焊点的性能，业界主要采取的策略是合金化手段，即在基体合金中加入微量元素。目前国内外在合金中加入的微量元素很多，例如：稀土元素、Ga元素、In元素、Ni元素、Ti元素等，这些微量元素的添加对基体合金的某些性能有一定的促进作用。

     据报道，向钎料合金中添加微量元素Ni，可以起到细化组织和改善润湿性作用；Ni可与Sn形成Ni 3 Sn、Ni 3Sn 2 、Ni 3 Sn 4 三种会属间化合物，加入Ni抑制了Sn枝晶的生长，使钎料凝固时Cu 6 Sn 5 微粒与Sn共晶组织分布更加细化均匀；同时Ni加入可抑制Cu向钎料中溶解。

     本文主要结合实验研究结果和国内外的研究进展，总结Ni元素对无铅钎料的性能，界面金属件化合物（IMC）形貌和层结构的影响，并分析Ni元素在钎料中的作用机理。

1  Ni元素对前来哦性能影响

1.1  机械性能

     SAC无铅钎料典型的组织的组织特征为树枝状初晶与其间的共晶组织，初晶为β-Sn相，共晶组织包含Cu 6 Sn5 + β-Sn和Ag 3 Sn+ β-Sn两种二元共晶以及β-Sn+Ag 3 Sn+Cu 6 Sn 5 一种三元共晶，共晶组织中Cu 6 Sn 5 和Ag 3Sn亚微米级晶粒混在一起，如图示，很难区别。从金属学的角度上看，这些弥散分布着IMC对Sn基体有着明显的强化作用，从而改变其力学性能。随着SAC-Ni钎料合金中Ni元素取代Cu 6 Sn 5 中铜的位置生成（Cu，Ni） 6 Sn 5 ，改善钎料组织合金的微观结构，加入Ni元素后初生相β-Sn明显细化，这是因为Ni元素为先析出的富Sn相提供了更多的形核质点。

 根据合金强化理论，元素Ni在基体中国处于置换位置时，会改变错运动的特点，有利于螺位交滑移，使其容易绕过某些障碍，减少醋味晶格阻力，避免产生应力集中，使基体的韧性提高。因此，使合金的断后伸长率逐渐增大，如图所示，当镍含量为0.1%时，断后增长率最大为39%，比SAC305钎料合金提高了30%。其断口出现了明显的韧性断裂特征。但随着镍的继续增加，钎料合金中的锡、铜、镍化合物数量在逐步增加，错位运动通过位于滑移面上该相离子时，需要消耗额外能量，增大了错位晶格阻力，产生了应力集中，使和今年的韧性下降，断口也出现了较为明显的脆性断裂特征。

 图为合金式样的熔化行为，随着Ni含量的增加钎料合金的熔点逐渐升高。合金当温度升高到217 ℃附近时，DSC曲线都出现了一个较小的吸收峰，含有少量的Sn-Ag-Cu三元共晶部分，发生的反应是Sn+Ag 3 Sn+Cu 6 Sn 5—— 液相。在218℃-221℃发生的是Sn+Ag 3 Sn——液相，在221℃-228℃出现主峰发生的反应是Sn+Ag 3 Sn——液相。由图可见，随着Ni加入量的增加，DSC主峰明显相右漂移，表明Ni的加入使得Sn0.3Ag0.7Cu合金的熔化温度升高1-3℃。

1.2  润湿性能

     在钎料中添加微量的Ni，可以使熔融钎料表面的针状化合物 Cu 6 Sn 5 变成球状，使钎料流动性得到明显的改善，抑制了波峰焊点“桥连”等不良现象的发生，从而可获得良好的钎焊效果。

     Ni的添加有助于润湿性的改善， Sn0.3Ag0.7Cu钎料合金的润湿时间为1.283s，最大润湿力为3.13mN。当添加0.05%Ni时润湿时间最短，达到1.244s，因此实际钎焊时所需时间最短，继续添加0.1%的Ni时润湿力最大，达到3.29mN，润湿效果最好。Ni的添加使得Ni成分的浓度增大，钎料与木材的界面张力下降，并且在家面上发生吸附现象的缘故。

1.3  Cu基材的溶解

     熔铜量的测试方法是将过量的铜丝浸泡在手工浸锡炉设定在245℃中并保温30min，然后烧铸到光谱标准样品模具中，进行直读光谱成分测试，对比溶解前后铜含量的变化，即得到溶铜量。下图显示的是添加P或Ni后，无铅钎料中的Cu溶解量的变化情况。添加Ni后的钎料，其溶铜量随Ni含量的增加呈不断降低趋势，从不添加Ni时的0.12%降低到添加0.1%Ni时的0.01%。符合钎料中Ni的存在使得原本SAC-Cu界面上的 Cu 6 Sn 5 层转化为非常未定的（CuNi） 6 Sn 5 ，抑制了生成Cu 3 Sn的反应Cu 6 Sn 5 +9Cu——5Cu 3 Sn。