,886 北京科技大学学报 第31卷 图3为SnAgNi/Ni(B)/Ni(P)钎焊接头在150 断穿过Sn Ni-B和Ni3B化合物层与Ni(P)镀层发 ℃下时效不同时间后的微观结构图，图3(a)为钎焊 生反应，图3(d)中Sn一NiB层内存在一些白色细 接头的微观结构图，从图中可以看出，在N(B)镀 小通道就是证明，最终使Sn一NiB化合物层与Ni 层与SnAgNi焊料之间形成了唯一的一种金属间化 (P)镀层脱离，同时反应会生成Sn Ni-P化合物层， 合物Ni3Sn4,这与Ahmed和Ahat等的实验结果相 由扫描电镜能谱分析可知，该化合物中三种元素的 同].同时在Ni(B)镀层与Ni3Sn4层之间生成 原子比Sn:Ni:P=22.1:52.4:25.5,推断为Ni2SnP 了致密的Ni3B和Sn-Ni-B化合物层，焊缝中的白 化合物.由于Ni(P)镀层中Ni元素的不断消耗，使 色颗粒为Ag3Sn金属间化合物颗粒，将钎焊接头在 其内部P含量不断提高，从而逐渐形成N3P化合物 150℃进行时效处理，NiSn4化合物层与另两种化 层.由图3(e)可以看出，在靠近Sn Ni P化合物层 合物层的厚度随着时效时间延长而增加，当时效50 与Ni3Sn4层之间有一条白色的Sn焊料层，这是一 h后，如图3(b)所示，在Ni(P)和Ni(B)两个镀层之 条高速扩散通道，以利于Ni(P)镀层中的Ni元素不 间形成了一层浅色的富Sn的Ni过渡层，这是因为 断向焊料中扩散，综上所述，经过长时间时效， 焊料中的Sn在时效过程中穿过Sn一NiB和Ni3B SnAgNi/Ni(B)/Ni(P)钎焊接头最终包含残余焊料、 化合物层与Ni(P)镀层反应造成的.时效过程中， Ni3Sn4金属间化合物层，Sn Ni-B、Ni3B、Sn Ni-P、 焊料与Ni(B)镀层不断反应，Ni(B)镀层在250h后 NiP化合物层和残余的富P的Ni(P)镀层. 已经完全消失，如图3(c)所示，此后焊料中Sn会不 S(/Al composite· SrC /Al composite Sic Al composite 日lectroless NiPy laver Remaining NuB)lave Sn-rich Ni layer Ni,B'layer Ni,B layer Sn-rich Ni layer Sn-Ni-B compound layer Ni,Sn, Ni,B layer Sn-Ni-B compound layer -Ag Sn Sn-Ni-B layer Ni Sne Ni Sn 6 jm 6 um 6 um d SiC/Al composite SiC.Al composite Remaining NuP)laver Nr P laver Sn-Ni-P compound layer Ni,P layer Ni,B layer Sn-Ni-P compound layer Ni,B layer Sn-Ni-B compound layer Ni Sn Sa-Ni-B compound layer Ni.Sn. 6 um 6um 图3具有Ni(P)/Ni(B)双镀层的钎焊接头在150℃下时效不同时间后的形貌·(a)0h:(b)50h;(c)250h:(d)500h:(e)1000h Fig3 SEM micrographs of solder joints with Ni(P)/Ni(B)double plating layer aging at 150C for (a)Oh.(b)50h.(c)250h.(d)500h and (e)1000h 图4为SnAgNi//Ni/Ni(P)钎焊接头在l50℃下 的产生，这种热应力有可能足够大而使NisS4相产 时效不同时间后的微观结构图.在时效前，由图4 生裂纹或者产生预裂纹，可以预见，这对钎焊接头 (a)可知，在接头中以及靠近电镀Ni层处也形成 的可靠性极为不利， Ni3Sn4金属间化合物.随着时效时间的延长，该化 图5为Ni3Sn4化合物层的厚度随着时效时间 合物不断增多，当时效250h后，Ni3Sn4内部或其表 变化的关系图.可以看出，在150℃时效时， 面出现了微裂纹，随着时效时间的进一步增加，其内 SnAgNi//Ni(B)/Ni(P)和SnAgNi//Ni/Ni(P)两种钎 部裂纹不断增加.时效1000h后，在靠近Ni3Sn4化 焊接头中Ni3Sn4化合物层的厚度增长与时效时间 合物层已经完全破碎，这些微裂纹主要是由脆性金 的平方根成正比，SnAgNi/Ni(B)/Ni(P)接头中的 属间化合物Ni3Sn4上的热应力造成的，在时效过 NiSn4化合物层初始厚度高于SnAgNi/Ni/Ni(P) 程中，Ni镀层、致密的Ni3Sn4化合物层以及焊缝层 接头，且生长率相对又较高，这种金属间化合物的 之间的热膨胀系数的差异，导致了热失配和热应力 生长速度可以用以下经验公式表示]图3为 SnAgNi／Ni（B）／Ni（P）钎焊接头在150 ℃下时效不同时间后的微观结构图．图3（a）为钎焊 接头的微观结构图．从图中可以看出‚在 Ni（B）镀 层与 SnAgNi 焊料之间形成了唯一的一种金属间化 合物 Ni3Sn4‚这与 Ahmed 和 Ahat 等的实验结果相 同［11－13］．同时在 Ni（B）镀层与 Ni3Sn4 层之间生成 了致密的 Ni3B 和 Sn－Ni－B 化合物层．焊缝中的白 色颗粒为 Ag3Sn 金属间化合物颗粒．将钎焊接头在 150℃进行时效处理‚Ni3Sn4 化合物层与另两种化 合物层的厚度随着时效时间延长而增加．当时效50 h 后‚如图3（b）所示‚在 Ni（P）和 Ni（B）两个镀层之 间形成了一层浅色的富 Sn 的 Ni 过渡层‚这是因为 焊料中的 Sn 在时效过程中穿过 Sn－Ni－B 和 Ni3B 化合物层与 Ni（P）镀层反应造成的．时效过程中‚ 焊料与 Ni（B）镀层不断反应‚Ni（B）镀层在250h 后 已经完全消失‚如图3（c）所示．此后焊料中 Sn 会不 断穿过 Sn－Ni－B 和 Ni3B 化合物层与 Ni（P）镀层发 生反应‚图3（d）中 Sn－Ni－B 层内存在一些白色细 小通道就是证明‚最终使 Sn－Ni－B 化合物层与 Ni （P）镀层脱离‚同时反应会生成Sn－Ni－P 化合物层． 由扫描电镜能谱分析可知‚该化合物中三种元素的 原子比 Sn∶Ni∶P＝22∙1∶52∙4∶25∙5‚推断为 Ni2SnP 化合物．由于 Ni（P）镀层中 Ni 元素的不断消耗‚使 其内部 P 含量不断提高‚从而逐渐形成 Ni3P 化合物 层．由图3（e）可以看出‚在靠近 Sn－Ni－P 化合物层 与 Ni3Sn4 层之间有一条白色的 Sn 焊料层‚这是一 条高速扩散通道‚以利于 Ni（P）镀层中的 Ni 元素不 断向焊料中扩散．综上所述‚经过长时间时效‚ SnAgNi／Ni（B）／Ni（P）钎焊接头最终包含残余焊料、 Ni3Sn4 金属间化合物层‚Sn－Ni－B、Ni3B、Sn－Ni－P、 Ni3P 化合物层和残余的富 P 的 Ni（P）镀层． 图3 具有 Ni（P）／Ni（B）双镀层的钎焊接头在150℃下时效不同时间后的形貌∙（a）0h；（b）50h；（c）250h；（d）500h；（e）1000h Fig．3 SEM micrographs of solder joints with Ni（P）／Ni（B） double plating layer aging at150℃ for （a）0h‚（b）50h‚（c）250h‚（d）500h and （e）1000h 图4为 SnAgNi／Ni／Ni（P）钎焊接头在150℃下 时效不同时间后的微观结构图．在时效前‚由图4 （a）可知‚在接头中以及靠近电镀 Ni 层处也形成 Ni3Sn4 金属间化合物．随着时效时间的延长‚该化 合物不断增多．当时效250h 后‚Ni3Sn4 内部或其表 面出现了微裂纹‚随着时效时间的进一步增加‚其内 部裂纹不断增加．时效1000h 后‚在靠近 Ni3Sn4 化 合物层已经完全破碎．这些微裂纹主要是由脆性金 属间化合物 Ni3Sn4 上的热应力造成的．在时效过 程中‚Ni 镀层、致密的 Ni3Sn4 化合物层以及焊缝层 之间的热膨胀系数的差异‚导致了热失配和热应力 的产生‚这种热应力有可能足够大而使 Ni3Sn4 相产 生裂纹或者产生预裂纹．可以预见‚这对钎焊接头 的可靠性极为不利． 图5为 Ni3Sn4 化合物层的厚度随着时效时间 变化 的 关 系 图．可 以 看 出‚在 150 ℃ 时 效 时‚ SnAgNi／Ni（B）／Ni（P）和 SnAgNi／Ni／Ni（P） 两种钎 焊接头中 Ni3Sn4 化合物层的厚度增长与时效时间 的平方根成正比．SnAgNi／Ni（B）／Ni（P）接头中的 Ni3Sn4化合物层初始厚度高于 SnAgNi／Ni／Ni（P） 接头‚且生长率相对又较高．这种金属间化合物的 生长速度可以用以下经验公式表示［14－15］： ·886· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷