[3-3(b)]，IMC/Ni 介面之脆性破裂[3-3(c)]，IMC/Ti 介面之脆性破裂[3-3(d)]。
對 5µm-Cu/3µm-Ni 和 3µm-Cu/2µm-Ni 試片而言，經高溫儲存後，破裂機 構全發生在錫銀銲錫內部之延性破裂，如圖 3-3(a)所示，對 0µm-Cu/1µm-Ni
試片在不同時效時間之條件下，完成迴銲後之試片，其破裂面發生在銲料內
晶粒大小能清楚地看見，對三種不同厚度之試片而言，迴銲完成之後其平均
晶粒愈大其降伏應力(Yield Strength, σy)愈小34，Hall-Petch 方程式敘述在晶粒 晶界等強溫度( Equicohesive Temperature, ECT)下，降伏應力(σy)和晶粒大小(d) 之關係。
σy＝σ0＋κd -1/2 ………(1)
σy為降伏應力，σ0為 Peierls 應力(晶格阻力)，κ 為 Hall-Petch 斜率，d 為平均 晶粒大小，降伏應力是指材料要發生塑性變形所需之應力，又名降伏點(Yield
Point)，Peierls 應力(晶格阻力)為差排在移動過程必須克服晶格阻力的應力對 材料而言為一常數，Hall-Petch 斜率為材料晶界對差排移動阻礙之能力。
在冷卻速率為每秒 5℃，Ag3Sn 之結晶形態呈現圓形 16，且均勻析出在銲 錫球內部，迴銲完成之試片其晶粒大小為0.1-0.6µm，進一步時效至 200 小時，
Ag3Sn 晶粒成長至 0.6-3.1µm，Ag3Sn 的晶粒成長屬於一種粗化現象(Ripening Phenomenon)，Lifshitz-Slezov-Wagner (LSW)理論敘述 Ag3Sn 晶粒隨時間增加 而成長，Ag3Sn 晶粒成長的驅動力為總表面積的下降，35進ㄧ步時效至500 小 時、1000 小時，其晶粒大小幾乎維持不變，表示經時效 200 小時 Ag3Sn 晶粒 成長達飽和，Ag3Sn 均勻析出在銲錫球內部會產生 Orowan 的散佈強化 (Dispersion Strengthening)23，在考慮此一強化機構時，必須其析出物為平衡穩 定相且和基材呈現非整合介面(Incoherent)，圖 3-5 及 3-6 為 Orowan 強化機構 及公式推導，Orowan 的散佈強化公式在考慮為純螺旋差排如下
τ＝Gb/l ……….(2)
τ 為剪力強度(shear strength)、G 為剪切模數( shear modulus)、b 為 Burgers 向 量、和l 為兩析出物之間的距離，剪力強度是指移動差排所需之剪力，剪切模 數為剪應力-剪應變作圖遵守虎克定律的斜率，斜率的大小代表材料鍵結的強 度，Burgers 向量是指滑移系統之最密堆積面上最密堆積方向，長度為相鄰兩 原子之半徑，如果析出物的體積固定，則析出物較小、較多、較圓、和不連 續析出有較好的剪力強度，因析出物體積較小則析出較多，則兩析出物之間
的距離較小，則剪力強度較高，而較圓析出物之曲率半徑較大，能量較尖的
3-3 經高溫儲存之界面反應
5µm-Cu/3µm-Ni、 3µm-Cu/2µm-Ni、和 0µm-Cu/1µm-Ni 在一次迴銲後之
橫截面，如圖3-1 所示，在銲錫和鎳層間的界面形成 Ni3Sn4，Ni3Sn4之結晶形 態呈現針狀，不同厚度的鎳/銅金屬層在熱時效 200 小時至 1000 小時之界面反 應呈現分別如圖 3-7、圖 3-8、和圖 3-9 所示，界面之 Ni3Sn4在熱時效後之結 晶型態呈現層狀(Layer-type)，Ni3Sn4在熱時效後之結晶型態由針狀轉成層狀，
和 銲 錫 和 銅 反 應 形 成 Cu6Sn5 經 時 效 後 由 貝 殼 狀(Scallop-type) 轉 成 層 狀 (Layer-type)之情形相同，10其結晶形態轉變原因是由於在高溫儲存屬於熱力學 反應，其驅動力為Gibbs 自由能的下降，而結晶形態由針狀轉成層狀為其 Gibbs 自由能下降之方向或由 Lifshitz-Slezov-Wagner (LSW)理論之粗化現象加以解 釋，界面之 Ni3Sn4厚度隨熱時效時間增加而增厚，如圖 3-12(a)所示，Ni3Sn4
μm，可能造成某些區域的鎳層消耗完畢。
從俯視(Plan-view)方向利用硝酸、醋酸、和甘油(1：1：1)腐蝕錫銀銲錫，
圖3-13(a)到 3-13(d)所示分別為界面時效 0 小時、200 小時、500 小時、和 1000 小時，迴銲完成之試片介面之 Ni3Sn4之結晶型態呈現針狀，和 Ag3Sn 形成在 Ni3Sn4上方，其結晶型態呈現片狀（Sliced-type）如圖 3-13(a)所示和銲錫內部 之 Ag3Sn 之結晶形態有截然不同的呈現，迴銲完成之試片介面之 Ni3Sn4其晶 粒大小為 0.3-1.3µm，在時效至 200 小時後其晶粒成長至 1.5-4µm，進一步時 效500 小時、1000 小時，其 Ni3Sn4晶粒成長幾乎飽和。
3-4 經多次迴銲之界面反應及可靠度測試
5µm-Cu/3µm-Ni、 3µm-Cu/2µm-Ni、和 0µm-Cu/1µm-Ni 在一次迴銲後之 橫截面，如圖3-1 所示，在銲錫和鎳層間的界面形成 Ni3Sn4，Ni3Sn4之結晶形 態呈現針狀，5µm-Cu/3µm-Ni 經不同迴銲次數之界面反應，如圖 3-14(a)到 3-14(d)所示，其結晶型態維持針狀型態，其迴銲過程屬動力學反應，形成針 狀有利於鎳從兩Ni3Sn4之間的山谷(Valley)擴散和錫反應形成介金屬化合物，
如圖3-15 所示，介面之介金屬化合物 Ni3Sn4厚度隨迴銲次數增加而增厚，其 成分大致無改變，3µm-Cu/2µm-Ni 和 0µm-Cu/1µm-Ni 經不同迴銲次數之界面 反應，如圖 3-16 和 3-17 所示，大致和 5µm-Cu/3µm-Ni 相同，只有鎳層所剩 厚度較薄之差別，界面之 Ni3Sn4厚度隨迴銲次數增加而增厚，如圖 3-18(a)所
示，鎳層消耗之厚度隨迴銲次數增加而增厚，如圖 3-18(b)所示，鎳層邊界並 不會隨迴銲次數增加而形成 Side-attack 效應，如圖 3-19 所示，對錫銀銲錫和 其三種金屬層厚度反應，可通過10 次迴銲測試，其剪力值大於 44 MPa，且破 裂 面 都 在 銲 錫 內 部 ， 因 此 對 高 溫 儲 存 無 法 通 過 可 靠 度 測 試 之 試 片 0µm-Cu/1µm-Ni 提出 Side-attack 效應，以試圖解釋破裂機構由延性破裂轉變 成脆性破裂。
表3-1、三種不同厚度之鎳/銅金屬層試片之破裂模式總結
圖3-1、三種試片迴銲一次後之橫斷面 SEM 圖(a)5µm-Cu/3µm-Ni、
(b)3µm-Cu/2µm-Ni、(c) 0µm-Cu/1µm-Ni、(d)為圖(a)之放大圖、(e)為圖(b)之放 大圖、(f)為圖(c)之放大圖
圖3-2、不同厚度之鎳/銅金屬層經高溫儲存後之剪力強度
圖3-3、經剪力測試之破裂面形態(a)銲料內部之延性破裂、(b)部分延性破裂和 部分IMC/Ni 介面、(c)IMC/Ni 介面之脆性破裂、(d)IMC/Ti 介面之脆性破裂(e) 為圖(c)之放大圖、(f)為圖(d)之放大圖
圖3-4、銲料內部經高溫儲存後之晶粒大小(a)時效 0 小時、(b)時效 200 小時、
(c)時效 500 小時、(d)時效 1000 小時
圖3-5、Orowan 的強化機構示意圖
圖3-6、Orowan 的強化機構之公式推導
圖3-7、5µm-Cu/3µm-Ni 經高溫儲存後之橫斷面 SEM 圖(a)時效 200 小時、(b) 時效500 小時、(c)時效 1000 小時
圖3-8、3µm-Cu/2µm-Ni 經高溫儲存後之橫斷面 SEM 圖(a)時效 200 小時、(b)
圖3-9、0µm-Cu/1µm-Ni 經高溫儲存後之橫斷面 SEM 圖(a)時效 200 小時、(b) 時效500 小時、(c)時效 1000 小時
圖3-10、0µm-Cu/1µm-Ni 經高溫儲存後之橫斷面 SEM 圖(a)時效 500 小時、(b) 為圖(a)之側面放大圖、(c)時效 1000 小時、(d)為圖(c)之側面放大圖
圖3-11、Side-attack 效應的示意圖
圖3-12、介金屬化合物生成和鎳層消耗對時效時間作圖(a)介金屬化合物對時 效時間作圖、(b)介金屬化合物對時效時間根號作圖、(c)鎳層消耗對時效時間
圖3-13、介面之介金屬化合物經高溫儲存後之俯視面 SEM 圖(a)時效 0 小時、
(b)時效 200 小時、(c)時效 500 小時、(d)時效 1000 小時
圖3-14、5µm-Cu/3µm-Ni 經多次迴銲後之橫斷面 SEM 圖(a)迴銲 1 次、(b)迴 銲2 次、(c)迴銲 5 次、(d)迴銲 10 次
圖3-15、迴銲過程形成針狀 Ni3Sn4介金屬化合物之示意圖，箭頭方向為鎳原 子擴散進入熔融銲錫之方向
圖3-16、3µm-Cu/2µm-Ni 經多次迴銲後之橫斷面 SEM 圖(a)迴銲 1 次、(b)迴 銲2 次、(c)迴銲 5 次、(d)迴銲 10 次
圖3-17、0µm-Cu/1µm-Ni 經多次迴銲後之橫斷面 SEM 圖(a)迴銲 1 次、(b)迴 銲2 次、(c)迴銲 5 次、(d)迴銲 10 次
圖3-18、介金屬化合物生成和鎳層消耗對迴銲次數作圖(a)介金屬化合物生成 厚度對迴銲次數作圖、(b)鎳層消耗厚度對迴銲次數作圖
圖3-19、0µm-Cu/1µm-Ni 經多次迴銲後之橫斷面 SEM 圖(a)迴銲 5 次、
(b)為圖(a)之側面放大圖、(c)迴銲 10 次、(d)為圖(c)之側面放大圖