圖 1超聲霧化焊粉和離心霧化焊粉的初始粒徑分布
Figure 1.Initial particle diameter distribution of ultrasonic atomized (a) and centrifugal atomized (b) solder powders
隨著電子產品向輕薄化、微型化和高精度化的方向發展,表面組裝技術（SMT）已成為電子組裝行業的主流技術之一[1]。焊膏是SMT的主要材料之一,由85%~92%（質量分數）焊錫粉（焊粉）和一定比例的助焊劑配制而成。其中,焊粉由焊料合金熔體通過霧化工藝后,經分級篩選制得；助焊劑由溶劑、活性劑、成膜劑、觸變劑及其他添加劑組成。理想的焊膏兼具儲存穩定性和可焊性,然而這對指標卻相互矛盾：良好的可焊性要求焊膏具有較高的活性,而高活性意味著焊膏中焊粉的腐蝕傾向性強,即焊膏的儲存穩定性差[2]。
焊膏的儲存穩定性由焊粉和助焊劑兩者共同決定[3-4]。當焊粉與助焊劑接觸,助焊劑中有機酸與焊粉表面氧化層反應,氧化層被逐漸腐蝕后,酸又進一步腐蝕暴露出的金屬,這些化學反應使得焊膏黏度增大,焊膏儲存穩定性變差。焊粉的腐蝕行為也受其自身特性的影響。優質的焊粉具有粒徑小,粒度分布窄,球形度高,含氧量低等特點[5-6]。焊粉表面形貌對耐蝕性的影響也不容忽視。工業實踐表明,即使兩種焊粉的粒度、含氧量都相近,超聲霧化焊粉配制的焊膏的穩定性比離心霧化焊粉配制的焊膏更好。對該現象最直觀的解釋是超聲霧化焊粉表面比離心霧化焊粉表面更光滑。然而焊粉表面形貌會隨腐蝕發生變化,從而影響焊粉的耐蝕性,進一步影響焊膏產品的存儲穩定性,目前關于這方面深入細致的報道并不多見。
基于此,作者使用超聲霧化焊粉和離心霧化焊粉制備焊膏,將焊膏放置在低溫環境中儲存不同時間后,利用掃描電鏡和X射線光電子能譜研究了兩種焊粉表面形貌及氧化層厚度隨時間的變化,對兩種焊粉耐蝕性的差異進行了分析。
1. 試驗
超聲霧化焊粉和離心霧化焊粉均為商用產品,取自云南錫業錫材有限公司,產品型號為YT-4a粉,對焊粉充氮密封。焊膏由新鮮焊粉和JJ400F-5助焊劑攪拌制得。焊膏在4~6 ℃恒溫存放（焊粉在焊膏中腐蝕）7、15、45 d后分別取樣清洗。清洗流程如下：取適量錫膏入離心管,加入適量丙酮后,超聲清洗40 s并重復4次,待溶劑澄清后再用乙醇清洗1次。將清洗后焊粉用氮氣吹干并迅速進行表征。
使用LECO RO600型氧分析儀測試焊粉含氧量,使用Horiba LA950激光粒度儀測試焊粉的粒度。使用Hitachi U8010型場發射掃描電子顯微鏡（FESEM）和IXRF system 550i型能譜儀（EDS）對焊粉形貌和元素進行分析。使用Thermofisher K-Alpha型X射線光電子能譜（XPS）對焊粉Sn化學價態進行表征。
通過氬離子濺射方式對焊粉表面進行刻蝕使其表層剝離,再用XPS分析剝離后表面Sn、O元素含量。由于焊粉表面氧化層較薄,離子刻蝕移除的單層應盡量薄。另外,氬離子刻蝕金屬氧化物通常會產生擇優濺射,改變氧化物本體的化學計量比。為盡可能降低氧化錫的擇優濺射,選用的離子束能應盡可能低。本研究中,選擇較“柔和”的刻蝕參數,即氬離子束能500 eV的低束流（1 μA）模式,經SiO2/Si標樣標定的刻蝕速率為0.15 nm/s,設置單層濺射時長為20 s,每個樣品刻蝕總時間為200 s。利用Avantage軟件對XPS數據進行擬合、分析。
2. 結果與討論
2.1 焊粉初始特征
由圖1可知,超聲霧化焊粉和離心霧化焊粉的初始粒徑分布集中,且都符合高斯分布,中位粒徑（D50）分別為32 μm和28 μm,符合4號粉特征（28~36 μm）。
由圖2可知,超聲霧化焊粉和離心霧化焊粉Sn 3d5的XPS高分辨圖譜呈雙峰結構,484.8 eV附近小峰對應于Sn0,486.8 eV位置的峰明顯寬于Sn0的峰,這是因為Sn2+,Sn4+的峰疊加。通常,Sn2+和Sn4+的3d5峰結合能差值為0.5~0.7 eV,而商用單色化XPS設備的能量分辨率在0.5 eV左右（以Ag 4f7半峰寬標定）,難以準確辨析Sn2+、Sn4+的子峰,因此將該峰歸為Snx+。曲線擬合得到兩種焊粉的Sn0、Snx+峰面積比均為22∶78,這說明兩種粉體的初始表面被相同厚度的氧化層包覆。由文獻[7]算得Sn 3d層光電子的衰減長度（λ）約為1.1 nm,初略估算表面氧化層厚度小于Sn 3d光電子的逃逸深度（3λ）即3.3 nm。該厚度的評估為XPS深度剖析刻蝕參數的確定提供了參考依據。測氧儀測得超聲霧化焊粉和離心霧化焊粉的氧含量分別為0.072‰（質量分數,下同）和0.083‰。
圖 2超聲霧化焊粉和離心霧化焊粉Sn 3d5內電子層的XPS譜
Figure 2.Sn 3d5 core-level XPS spectra of ultrasonic atomized (a) and centrifugal atomized (b) solder powders
由圖3可見,超聲霧化焊粉表面光滑平整,離心霧化焊粉表面布滿橘皮狀凸起。
圖 3超聲霧化焊粉和離心霧化焊粉的SEM形貌
Figure 3.SEM morphology of ultrasonic atomized (a) and centrifugal atomized (b) solder powders
以上試驗結果說明兩種焊粉的粒徑分布、表面氧含量及氧化層厚度都相近,但其表面形貌存在差異,所以其儲存穩定性也有明顯差異。
2.2 腐蝕形貌和微區元素含量
由圖4（a~c）可見,在焊膏中腐蝕7 d后,超聲霧化焊粉中僅少量粉體表面出現零星的腐蝕坑,隨腐蝕時間的延長,腐蝕坑數量明顯增多。統計發現存儲7、15、45 d后,出現腐蝕坑的粉體個數占比分別為7%,11%和11%。由圖4（d~f）可見,在焊膏中腐蝕7 d后,離心霧化焊粉中所有粉體形貌均因腐蝕發生變化,粉體表面的橘皮狀凸起已不明顯,原本的凸起間隙處變為凹坑,隨腐蝕時間的延長,凹坑有變深和擴大的趨勢。
圖 4在焊膏中腐蝕不同時間后兩種焊粉的SEM形貌
Figure 4.SEM morphology of ultrasonic atomized (a, b, c) and centrifugal atomized (d, e, f) solder powders corroded in solder pasta for different periods of time
使用掃描電鏡背散射模式對在焊膏中腐蝕45 d后兩種焊粉形貌進行對比分析。在焊膏中腐蝕45 d后,兩種焊粉表面都可觀察到白色顆粒,見圖5（a~b）,但超聲霧化焊粉表面白色顆粒彌散分布在整個樣品表面,見圖5（c）,離心霧化焊粉表面的白色小顆粒則多分布在樣品縫隙中,見圖5（d）。由于背散射電子信息隨原子序數變化比二次電子更敏感,原子序數越大的區域呈像越亮,推測這類顆粒為富Ag相。
圖 5在焊膏中腐蝕45 d后兩種焊粉的背散射電子圖
Figure 5.Electron backscattering images of ultrasonic atomized (a, c) and centrifugal atomized (b, d) solder powders corroded in solder pasta for 45 d
使用能譜儀對圖5中樣品白色區域和灰色區域進行元素分析,結果如表1所示。結果表明：白色區域1,3為富Ag相；灰色區域2,4則未檢出Ag。
2.3 錫和氧在焊粉深度方向分布
圖6為在焊膏中腐蝕不同時間后Sn和O在焊粉深度方向的分布。氬離子濺射過程中,刻蝕深度隨刻蝕時間延長而增加,因此圖6中用刻蝕時間表示刻蝕深度。由圖6（a）可見,兩種新鮮（腐蝕時間為0）焊粉中O元素含量隨刻蝕時間的變化曲線幾乎重合,這說明兩種焊粉初始氧化層厚度基本一致。由圖6（b~d）可知,盡管兩種焊粉初始表面的Sn,O含量都較接近,但在焊膏中腐蝕不同時間后,Sn,O含量在深度方向上分布卻顯示出差異。離心霧化焊粉中O含量隨刻蝕時間延長顯示出更陡峭變化趨勢。使用雙切線法對氧化層厚度進行考察[8],結果表明：超聲霧化焊粉的雙切線交點從36 s（腐蝕0 d）變為31 s（腐蝕45 d）；而離心霧化焊粉的雙切線交點則從35 s（腐蝕0 d）變為24 s（腐蝕45 d）。顯然,隨腐蝕時間延長,離心霧化粉體氧化層變薄明顯,說明離心霧化粉體受到更劇烈的腐蝕。
圖 6在焊膏中腐蝕不同時間后Sn和O在焊粉深度方向的分布
Figure 6.Distribution of Sn and O along depth of solder powders corroded in solder pasta for different periods of time
為驗證圖6的推論,對腐蝕不同時間后焊粉的Sn 3d5高分辨圖譜進行分峰擬合,由于焊粉的原始表面不可避免會吸附C,O等污染物,且可能有少量溶劑殘留,因此以刻蝕20 s后的圖譜為研究對象,結果如圖7所示。圖中484.5 eV處為金屬錫Sn0,其半峰寬為（0.97±0.05）eV；486.5 eV處為氧化態錫Snx+,其半峰寬為（1.74±0.06）eV。由該圖可知,隨腐蝕時間延長,兩種焊粉亞表面金屬錫含量都呈增長趨勢,說明在錫膏中焊粉表面氧化層都有所減薄。但離心霧化焊粉表面的金屬錫含量顯著增加,而超聲霧化焊粉表面金屬錫含量則相對較穩定。定量擬合結果表明,超聲霧化焊粉中Sn0/Snx+原子比從1.22增加至1.33；而離心霧化焊粉中Sn0/Snx+原子比則從1.38增至2.19,見圖8。該結果同樣說明,在焊膏中離心霧化焊粉受到的腐蝕即與助焊劑反應比超聲霧化焊粉更明顯。但兩種焊粉中Sn0/Snx+原子比并非隨腐蝕時間延長單調遞增。這是因為粉體制樣時粉體表面不可能完全平整,而表面細微差異會引起Sn0/Snx+原子比變化。
圖 7在焊膏中腐蝕不同時間且刻蝕20 s后焊粉Sn 3d5內電子層的XPS譜
Figure 7.Sn 3d5 core-level XPS spectra of solder powders corroded in solder pasta for different periods of time and etched for 20 s
圖 8在焊膏中腐蝕不同時間且刻蝕20 s后焊粉中Sn0/Snx+原子比
Figure 8.Atom ratios of Sn0to Snx+in solder powders corroded in solder pasta for different periods of time and etched for 20 s
2.4 討論
離心霧化和超聲霧化形成的液滴都經歷了快速凝固過程。Pandat Scheil模擬結果表明液滴冷凝過程依次形成β-Sn主相→Cu6Sn5→三元共晶相,直至終止,而在實際冷凝過程中Ag3Sn與三元共晶相同時形成[9]。離心霧化液膜被甩出轉盤后在氣體氛圍中快速凝固,首先析出β-Sn主相,過快冷凝收縮導致顆粒表面出現橘皮狀凸起和凹坑,金屬間化合物隨后析出,并在凹坑區域富集[10-12]。β-Sn相和富Ag相具有不同的電極電位,在微區形成腐蝕原電池,導致電化學腐蝕,富Ag相的聚集會加劇電化學反應。另外,晶界和相界處缺陷和雜質較多,從熱力學角度分析,腐蝕反應在此位置最易發生,然后向整個粉體擴展[13],因此離心霧化粉體最終出現整面腐蝕。在超聲霧化過程中,凝固核心或枝晶在高頻超聲能量的作用下破碎,促進了粉末組織的細化,同時減弱了合金元素的凝固偏析[14],因而粉體表面相對光滑,富Ag相彌散在整個表面,在較大富Ag顆粒位置優先出現點狀腐蝕,但多數顆粒仍保持表面光滑平整。
3. 結論
（1）雖然兩種焊粉的粒徑分布、含氧量都相近,但由于表面形貌不同,焊粉在耐助焊劑腐蝕性方面表現出巨大差異。離心霧化焊粉富含枝晶結構、晶界和相界,富Ag相在晶界、相界聚集,腐蝕由晶界向整個粉體蔓延；而超聲霧化粉體腐蝕則優先在較大的富Ag相位置發生。
（2）兩種焊粉初始表面氧化層厚度幾乎一致,但制成錫膏后,離心霧化焊粉表面氧化層減薄更快。
（3）粉體表面合金相、晶界和相界分布,是決定焊粉耐腐蝕性的重要因素。
文章來源——材料與測試網