发明背景

1、技术领域

本发明涉及广义上的无铅的合金焊料组合物，更具体地说，涉及锡- 银-铜合金焊料组合物。

2、相关技术

芯片载体可以通过包含BGA焊球的球形栅格阵列(BGA)耦合到电 路板上。所述BGA焊球通常包含63％锡(Sn)和37％铅(Pb)的低共熔 合金组合物，它具有较低的熔化温度即183℃并且是非常可靠的。不幸的 是，铅有毒并且危害环境。结果，现在工业上正在开始使用无铅焊料。然 而，许多低熔点无铅焊料具有可能引起可靠性问题的物理特性。因此，存 在着对可靠的低熔点、基本无铅的焊球以将芯片或芯片载体耦合到下一级 装配件上(例如将芯片载体耦合到电路板上)的需求。

发明概述

在第一种实施方案中，本发明提供了焊料组合物，该组合物包含焊料 合金， 其中合金基本不含铅， 其中合金包含锡(Sn)、银(Ag)和铜(Cu)， 其中锡在合金中的重量百分比浓度至少是约90％， 其中银在合金中的重量百分比浓度是X， 其中X足够小，以便当液态下的合金通过冷却至固态Sn相成核的较低温 度来进行固化时能够基本抑制Ag3Sn板的形成，

其中较低温度相当于相对于合金的低共熔温度的过冷δT，并且，

其中铜在合金中的重量百分比浓度不超过约1.5％。

在第二种实施方案中，本发明提供了形成电子结构的方法，该方法包 括：

提供第一基片和连接到第一导电焊盘上的第一焊球(所述导电焊盘耦 合到第一基片上)，其中第一焊球包含焊料合金，其中合金基本不含铅，其 中合金包含锡(Sn)、银(Ag)和铜(Cu)，其中锡在合金中的重量百分 比浓度至少是约90％，其中铜在合金中的重量百分比浓度不超过约1.5％；

提供第二基片和耦合到第二基片上的第二导电焊盘；

将第一焊球耦合到第二焊盘上；

通过加热第一焊球来熔化第一焊球以形成改性焊球；和

通过将改性焊球冷却至固态Sn相成核的较低温度固化改性焊球，其 中较低温度相当于相对于合金的低共熔温度的过冷δT，其中固化的改性焊 球是将第一基片耦合到第二基片上的焊点，其中在改性焊球中银的重量百 分比浓度X2足够小，使得在所述冷却过程中基本抑制Ag3Sn板的形成。

在第三种实施方案中，本发明提供了形成焊料组合物的方法，该方法 包括：

提供焊料合金，其中合金基本不含铅，其中合金包含锡(Sn)、银(Ag) 和铜(Cu)，其中锡在合金中的重量百分比浓度至少是约90％，其中银在 合金中的重量百分比浓度不超过约4.0％，其中铜在合金中的重量百分比浓 度不超过约1.5％；

通过加热合金来熔化合金；和

通过冷却熔化的合金来固化熔化的合金，所述冷却的速率高到足以基 本抑制所述冷却过程中合金中Ag3Sn板的形成。

在第四种实施方案中，本发明提供了形成电子结构的方法，该方法包 括：

提供第一基片和连接到第一导电焊盘上的第一焊球，所述导电焊盘耦 合到第一基片上，其中第一焊球包含焊料合金，其中合金基本不含铅，其 中合金包含锡(Sn)、银(Ag)和铜(Cu)，其中锡在合金中的重量百分 比浓度至少是约90％，其中银在合金中的重量百分比浓度不超过约4.0％， 其中铜在合金中的重量百分比浓度不超过约1.5％；

提供第二基片和耦合到第二基片上的第二导电焊盘；

将第一焊球耦合到第二焊盘上；

通过加热第一焊球来熔化第一焊球以形成改性焊球；然后

通过冷却熔化的合金来固化熔化的合金，所述冷却的速率高到足以基 本抑制所述冷却过程中合金中Ag3Sn板的形成，其中固化后的改性焊球是 将第一基片耦合到第二基片上的焊点。

在第五种实施方案中，本发明提供了焊接前的电子结构，其包括：

第一基片和连接到第一导电焊盘上的第一焊球，所述导电焊盘耦合到 第一基片上，其中第一焊球包含焊料合金，其中合金基本不含铅，其中合 金包含锡(Sn)、银(Ag)和铜(Cu)，其中锡在合金中的重量百分比浓 度至少是约90％，其中铜在合金中的重量百分比浓度不超过约1.5％；

第二基片和耦合到第二基片上的第二导电焊盘；其中将第一焊球耦合 到第二焊盘上，其中将第一焊球适于通过加热熔化以形成改性焊球，其中 将改性焊球适于通过冷却至固态Sn相成核的较低温度来进行固化，其中 较低温度相当于相对于合金的低共熔温度的过冷δT，其中固化后的改性焊 球是将第一基片耦合到第二基片上的焊点，其中在改性焊球中银的重量百 分比浓度X2足够小，使得在所述冷却过程中基本抑制Ag3Sn板的形成。

在第六种实施方案中，本发明提供了焊接后的电子结构，其包括：

第一基片；和

第二基片，其中将第一基片通过焊点耦合到第二基片上，其中焊点包 含合金，其中合金基本不含铅，其中合金包含锡(Sn)、银(Ag)和铜(Cu)， 其中锡在合金中的重量百分比浓度至少是约90％，其中银在合金中的重量 百分比浓度为X2，其中X2足够小，使得焊点中基本不存在Ag3Sn板，其 中铜在合金中的重量百分比浓度不超过约1.5％。

本发明提供了可靠的低熔点、基本无铅的焊球以将芯片载体耦合到电 路板上或者将集成电路芯片耦合到芯片载体上。

附图简述

图1A描述了电子结构的横截面图，其显示了处于待被焊接到第二基 片上的位置上的第一基片。

图1B描述了在将第一基片焊接到第二基片上后的图1的电子结构的 横截面图。

图2A-2B描述了在对焊点进行热循环测试后与焊球连接的焊点的横截 面图像。

图3A-3B描述了在对焊点进行热循环测试后与球形栅格阵列(BGA) 焊球连接的焊点的横截面图像。

图3C描述了与BGA焊球连接的焊点的横截面图像，其显示焊点的热 循环测试后在焊球中沿着银-锡板的断裂的生长。

图4A-4D描述了按照本发明的实施方案以冷却速率范围0.2至3.0℃/ 秒回流焊接到镍-金焊盘上的Sn-3.8Ag-0.7Cu焊球的横截面图像。

图5A-5C描述了按照本发明的实施方案以冷却速率范围0.2至3.0℃/ 秒回流焊接到镍-金焊盘上的Sn-3.4Ag-0.9Cu焊球的横截面图像。

图6A-6C描述了按照本发明的实施方案以冷却速率范围0.2至3.0℃/ 秒回流焊接到镍-金焊盘上的Sn-3.2Ag-0.9Cu焊球的横截面图像。

图7A-7C描述了按照本发明的实施方案以冷却速率范围0.2至3.0℃/ 秒回流焊接到镍-金焊盘上的Sn-2.5Ag-0.9Cu焊球的横截面图像。

图8A-8C描述了按照本发明的实施方案以冷却速率范围0.2至3.0℃/ 秒回流焊接到镍-金焊盘上的Sn-2.1Ag-0.9Cu焊球的横截面图像。

图9A-9C描述了按照本发明的实施方案以冷却速率范围0.2至3.0℃/ 秒回流焊接到镍-金焊盘上的Sn-3.5Ag焊球的横截面图像。

图10A-10C描述了按照本发明的实施方案以冷却速率范围0.2至3.0 ℃/秒回流焊接到铜焊盘上的Sn-3.5Ag焊球的横截面图像。

图11是按照本发明的实施方案在BGA焊盘的阵列上形成的 Sn-3.8Ag-0.7Cu焊球的银-锡板的顶视图，其中焊球的大多数锡成分已经 被蚀刻掉。

图12是按照本发明的实施方案的不同角度取向的银-锡板的 Sn-3.8Ag-0.7Cu焊球连接点的横截面图像。

图13A-3B是按照本发明的实施方案的将大多数锡成分从 Sn-3.8Ag-0.7Cu焊球中蚀刻掉后所留下的银-锡板的图像。

图14是显示按照本发明的实施方案的浆态区域变化作为在Sn-Ag-Cu体系中在有限的组成范围内铜和银的浓度的函数的表。

图15是显示按照本发明的实施方案的微硬度作为Ag的重量百分比浓 度和Sn-XAg-0.9Cu SAC合金的冷却速率的函数的条形图，其中X是银的 重量百分数。

图16描述了按照本发明的实施方案的具有恒定Cu浓度0.7重量％的 三元Sn-Ag-Cu相图的一部分。

发明详述

图1A描述了按照本发明的实施方案的电子结构(例如电子电路组装 件结构)10的横截面图，其显示基片12处于将被焊接到基片18上的位置 上。将导电焊盘(“焊盘”)13连接到基片12上，将焊球14耦合到焊盘13 上。例如，焊球14可以与焊盘13相接触(例如与焊盘13呈现冶金和/或 电接触)。由此将基片12、焊盘13和焊球14作为单一机械单元耦合在一 起。将焊球14通过本领域普通技术人员已知的任何方法(如尤其是通过将 焊球14回流到焊盘13上)耦合到焊盘13上，然后冷却并由此固化焊球 14。将焊盘17连接到基片18上，然后将焊膏16施于焊盘17上并且与焊 盘17接触。通过加热、熔化、回流焊膏16和焊球14将基片12焊接到基 片18上，以便将来自焊膏16的熔化和回流的焊料引入到焊球14中以形成 图1B的改性焊球15。改性焊球15包括在上述的焊膏16的熔化和回流过 程中已经引入到焊球14中的焊膏16和焊球14。冷却并固化后，将改性焊 球15用作将基片12耦合到基片18上的焊点。在某些实施方案中，基片 12和18的连接在没有使用焊膏16的条件下进行。在这样的实施方案中， 仅将焊剂用于促进连接过程。在其它实施方案中，可以将焊膏16用于连接 基片12和18，其中焊球14没有熔化，但是被焊膏16焊料在回流条件下 润湿并且在焊膏16焊料固化时提供连接点。在图1A中，可将电子结构10 表示为“焊接前的电子结构”。

图1B描述了按照本发明的实施方案的在将基片12焊接到基片18上 以完全熔化焊膏16和焊球14后的图1A的电子结构10的横截面图。在图 1B中，将固化的改性焊球15用作将基片12耦合到基片18上的焊点。改 性焊球15包含焊球14的物质和焊膏16的物质(参见图1A)。N个焊球通 常将基片12机械性地电耦合到基片18上，其中N≥1，并且其中N个焊 球均用改性焊球15表示。在图1B中，可将电子结构10表示为“焊接后 的电子结构”。

在替代性实施方案中，按照本发明没有使用焊膏16，而是使用了焊剂， 使用本领域普通技术人员已知的任何焊剂物质将焊球14耦合到焊盘17上。 当使用焊剂时，改性焊球15基本包括焊球14的物质并且不包括任何焊膏。 在其它的替代性实施方案中，按照本发明既没有使用焊剂也没有焊膏16 以将焊球14耦合到焊盘17上。

在图1A和1B中，基片12和18均包括任何的电动或电子复合体、层 压体、组件等。作为第一个例子，基片12可以包括集成电路芯片(“芯片”)， 基片18可以包括芯片载体(例如陶瓷或有机的芯片载体)。将芯片连接到 芯片载体上时，通常不使用焊膏。作为第二个例子，基片12可以包括芯片 载体(例如陶瓷或有机的芯片载体)，基片18可以包括电路板。在第二个 例子中，焊球14可以是球形栅格阵列(“BGA”)焊球。焊盘13和17均 可以是任何类型的并且可以包含本领域普通技术人员已知的任何物质的焊 盘，例如尤其是铜焊盘、镀有镍-金的铜焊盘(“镍-金焊盘”；即涂有一 层镍和一层涂布镍层的金的铜焊盘)等。焊膏16可以是本领域技术人员已 知的任何可涂覆的组合物(例如任何可涂覆的基本无铅的组合物)。例如， 焊膏16可以包含下列焊膏组合物(以重量百分数计)：3.5-4.0％银、 0.5％-0.9％铜，其余基本是锡并可加入的少量或痕量其它组分。作为另一 个例子，焊膏16可以包含下列焊膏组合物(以重量百分数计)：3.5-4.0％ 银，其余基本是锡并可加入的少量或痕量其它组分。

对于本发明，焊球14包含锡(Sn)、银(Ag)和铜(Cu)的合金， 其具有与商品SAC(Sn、Ag和Cu)合金组合物和三元低共熔SAC合金 组合物有关的锡(Sn)、银(Ag)和铜(Cu)的浓度。商品SAC合金组 合物通常包含Sn-3.8Ag-0.7Cu(即3.8重量％Ag和0.7重量％Cu)和 Sn-4.0Ag-0.5Cu。基于科技文献中最好的试验信息，三元低共熔SAC合金 组合物是Sn-αAg-βCu，其中α是约3.4至3.5，β是约0.8至0.9。在该近 三元低共熔组成范围内的SAC合金组合物是用于取代目前或过去用于电 子组件装配过程的Sn-37Pb合金的首选无铅候选焊料。

出于标记目的，在本文中每当以Sn-αAg-βCu的形式表达SAC合金时， 应该理解成，α表示Ag在SAC合金中的重量百分比浓度，β表示Cu在 SAC合金中的重量百分比浓度。其余的SAC合金的重量百分数(100-α-β) 包含大多数的锡和可能的少量或痕量的其它组分(例如下面将要讨论的铋 或锑)。在本文中具有相似解释的类似标记也用于除了SAC合金之外的其 它合金，即合金成分的系数(例如SAC合金的成分Ag的系数α或3.4) 表示合金中的成分的重量百分比浓度。

正如下面将要解释的那样，以上SAC合金组合物，当存在于图1B的 改性改性焊球15中时，包括可能在进行热变化的过程中如在模拟实际使用 条件的热循环测试过程中促进疲劳断裂的Ag3Sn(“银-锡”)板。本发明 通过与SAC合金被加热和回流(熔化)熔化后三元SAC合金始自液态的 固化有关的相变的热力学和动力学的协同，防止了所述银-锡板的形成， 或者限制所述银-锡板的大小。下面的讨论总结了作为本发明的基础的有 关相变的各个方面。

液态SAC合金(当从液态冷却)的完全固化所产生的三相是Sn、Ag3Sn和Cu6Sn5。对于此处的讨论，将三元低共熔SAC合金用于例证所述近低 共熔组成范围内的所有SAC合金的普遍性能。当从高于熔点的温度冷却液 相时，形成非平衡性动力学效果以防止在该熔点下所有三相的同时形成， 也就是防止真正的低共熔相变，因为平衡性低共熔相变是受动力学抑制的。 结晶状的Ag3Sn相容易成核并且在三元低共熔SAC合金的低共熔点217 ℃以下以最小的过冷形成。作为冷却到217℃以下时形成的第一固相的该 Ag3Sn相具有类似板状的生长形态学。这些板可以在周围的液相中快速生 长。液相的大多数包含Sn，并且Sn结晶相不容易成核。结晶状的Sn相需 要显著的过冷以从液态成核。Sn的固相的形成通常需要15至25℃的过冷。 在与结晶状的Sn相成核所需的过冷有关的时间间隔内，Ag3Sn板可以生长 至较大的尺寸。在常用的冷却速率为0.2至0.3℃/秒的加工处理条件下，所 述冷却时间间隔可以包括数十秒，并且可以为Ag3Sn板提供足够的时间以 生长至较大的尺寸。如果Ag3Sn的成核频率降至在图1B的改性焊球15内 只有1个或2个板形成的程度，则这些Ag3Sn板可以长大足以对着改性焊 球15所形成的整个焊点。正如以下所示，这些Ag3Sn板不利地影响所述 焊点(即芯片至芯片载体以及芯片载体至电路板的焊点)的热形变疲劳性 能。失效分析显示，失效是由在Ag3Sn板与与之相邻的的固态Sn相之间 的界面处由于晶粒边缘在该相边界处的滑动所引起的。正如以下所示的那 样，通过改变SAC合金内的Ag浓度可以防止Ag3Sn相的早期成核和生长， 从而消除所述早期疲劳失效机理。

本发明教导了通过两种方法中的任一种或通过这两种方法的组合怎样 完全地、本质上或基本抑制Ag3Sn板的形成。第一种方法包括将SAC合 金中Ag的重量百分比浓度减小至小于Ag的低共熔重量百分比浓度的值， 从而在热力学上在达到使固态Sn相成核所需的过冷之前不可能形成 Ag3Sn板。第二种方法包括冷却完全液相的SAC合金，其冷却速率足够快 以防止任何固化的Ag3Sn当将改性焊球15进行周期性或非周期性热瞬变 (例如热循环测试)时生长到能够促进图1B的改性焊球15的疲劳断裂的 尺寸。图2-15为前述的两种方法提供了试验载体。图16提供了用以解释 第一种方法的热力学模型并且预测了抑制Ag3Sn板的形成的必需的Ag的 最大重量百分比浓度。从时间上讲，本发明的发明人首先开发了热力学模 型，然后利用热力学模型来预测作为三元低共熔SAC合金的低共熔温度 217℃下的过冷的函数所必需的Ag最大重量百分比浓度。然后本发明人进 行了可以证实热力学模型的预测的试验。下面讨论了图2-15的试验结果， 然后讨论了图16的热力学模型。

图2A-2B描述了与进行热循环测试后的SAC合金焊球20连接的焊点 的横截面图像。在图2A和2B中，将焊球20连接到其上已经连接有模块 (即芯片载体-芯片组装件)的镍-金焊盘22上。焊球20还连接到其上 已经连接有电路板的铜焊盘24上。焊盘22和24均具有横跨焊盘表面的 28密耳的线性尺寸。焊球20在其连接到铜焊盘24上之前包含 Sn-3.8Ag-0.7Cu SAC合金。在将模块连接到电路板的过程中，在估计的约 15-25℃(基于利用相同电路板装配件的热电耦测定结果)的过冷条件下形 成焊球20。图2A和2B中的焊球20的焊点是许多类似焊点之一，它们中 的每一者均已在0℃至100℃之间进行1000至2000次的热循环，其中在从 100℃至0℃的热循环过程中加热和冷却速率是约0.2℃/秒。区域26(显 示在图2A中，同时也表示图2B中的放大图中)表示在焊球20的连接点 结构中的局部变形。所述连接点结构在连接到焊盘22和24上之后具有类 似柱状的外观，如图2A所示。由于模块与插板之间的热膨胀系数(“CTE”) 不同，对焊点在每次的热循环中施加周期性应变。热循环后，将某些焊点 进行横截面剖析以确定失效机理。图2A和2B所示的横截面没有表示出连 接点的失效，但是的确表示了区域26中的局部变形(即断裂29的形成， 此处Ag3Sn板28对着连接点的横截面的主要部分)。通过最初的金属相中 的银-锡与结合的富含锡的相之间的晶粒边界滑动，局部变形恰好出现在 所述板的表面。在某些连接点结构中该失效机理可能导致早期失效如电路 断开。

图3A-3B描述了与球形栅格阵列(BGA)SAC合金焊球30连接的 焊点进行热循环测试后的横截面图像。在图3A和3B中，将焊球30连接 到其上已经连接有模块的镍-金焊盘32上。焊球30也连接到其上已经连 接有电路板的镍-金焊盘34上。焊盘32和34均具有横跨焊盘表面的28- 密耳的线性尺寸。焊球30在其连接到镍-金焊盘34上之前包含 Sn-3.8Ag-0.7Cu SAC合金。在将模块连接到电路板上的过程中，在估计的 约15-25℃(基于利用相同电路板装配件的热电耦测定结果)的过冷条件下 以0.7-0.9℃/秒的冷却速率形成焊球30。图3A和3B中的焊点是许多类似 焊点之一，其每一者均已在0℃至100℃之间进行1500至2500次的热循环， 其中在从100℃至0℃的热循环过程中加热和冷却速率是约0.2℃/秒。区域 36(显示在图3A中，同时也显示在图3B中的放大图中)表示在焊球30 的连接点结构中的局部变形。疲劳失效31出现在焊盘32附近，在焊盘34 附近没有疲劳失效，这与焊球模块之间的CTE差远大于焊球与电路板之间 的CTE差的事实相一致。在焊盘34附近，图3A和3B提供了Ag3Sn板 38可以增加疲劳断裂引发过程的证据。Ag3Sn板38是从焊球30的一侧在 焊盘34附近生长的金属间结构。由于疲劳过程，在Ag3Sn板38的表面上 产生应变局部化，这在焊盘34的边角处生成变形诱导的类似空隙状的结构 39，断裂从该类似空隙状的结构生长进入焊球30的大部分。这显示了焊点 的主要破损机理，即断裂引发和疲劳过程的增加。正如以上所讨论的那样， Ag3Sn板38没有引起焊点的失效31。

图3C描述了与BGA SAC合金焊球40连接的焊点的横截面图像，其 显示了在进行焊点的热循环测试后的焊球40内沿着Ag3Sn板48进行的断 裂生长。在图3C中，焊球40连接到在其上已经连接有模块的镍-金焊盘 42上。焊球40也连接到其上已经连接有电路板的铜焊盘44上。焊盘42 和44均具有横跨焊盘表面的28-密耳的线性尺寸。焊球40在其连接到镍- 金焊盘42上之前包含Sn-3.8Ag-0.7Cu SAC合金。在将模块连接到电路板 上的过程中，在估计的约15-25℃(基于利用相同电路板装配件的热电耦测 定结果)的过冷条件下以0.7-0.9℃/秒的冷却速率形成焊球40。图3C中的 焊点已经在0℃至100℃之间进行了2114次的热循环，其中在从100℃至0 ℃的热循环过程中加热和冷却速率是约0.2℃/秒。图3C说明了断裂49沿 着Ag3Sn板48的表面的生长和断裂49通过焊球40的整个宽度的继续生 长，从而使断裂49以断电开路的形式构成了失效。

总之，图2A-2B、3A-3B和3C说明了SAC合金焊球中存在的Ag3Sn板与进行热循环、例如尤其是热循环测试后的焊球内断裂形成和/或疲劳失 效之间的联系。因此，希望防止或严格抑制在SAC合金焊球中形成Ag3Sn板。图4-15为本发明的方法提供了试验载体，从而防止或严格抑制在SAC 合金焊球中形成Ag3Sn板。

图4A-4D是按照本发明的实施方案分别以图4A、4B和4C中的3.0 ℃/秒、1.2℃/秒和0.2℃/秒的冷却速率回流焊接到镍-金焊盘54上之后的 SAC合金焊球50的横截面图像。图4D是图4C中的区域56的放大图。 焊球50在连接到焊盘54上之前包含Sn-3.8Ag-0.7Cu SAC合金。焊盘54 具有横跨焊盘54表面的25-密耳的线性尺寸。在熔化回流过程中焊球50 的最高温度是240℃，对于图4A-4D，相对于217℃的过冷估计在约15-25 ℃的范围内(基于利用相同或类似电路板装配件的热电耦测定结果)。图 4A和4B显示至多分别以3.0和1.2℃/秒的冷却速率形成非常小的Ag3Sn板。图4C-4D显示了Ag3Sn板55、57、58和59，其中Ag3Sn板57几乎 横跨焊球50的全部长度。图4D也显示了变形六角形杆形式的Cu6Sn5结 构53，其中在变形六角形的中心有圆孔。因此，图4A-4D表明，当冷却速 率是至少1.2℃/秒时在Sn-3.8Ag-0.7Cu SAC合金焊球50中Ag3Sn板被抑 制或者Ag3Sn板尺寸非常小，但是，当冷却速率是0.2℃/秒时就不能抑制 Ag3Sn板并且Ag3Sn板尺寸可能较大。

应注意到在图4A-4C上的线性长度比例在每幅图的左上角用“5mils” 即“5密耳”表示，其表示5密耳的真实长度相当于“5mils”下面的线段 的长度。类似地，在图4D中，将线性长度的比例用图4D的左上角的“2mils” 即“2密耳”表示，其表示2密耳的真实长度相当于“2mils”下面的线段 的真实长度。类似的比例表示也出现在以下所述图5-11和13中。

图5A-5C是按照本发明的实施方案分别以图5A、5B和5C中的3.0 ℃/秒、1.2℃/秒和0.2℃/秒的冷却速率回流焊接到镍-金焊盘64上之后的 SAC合金焊球60的横截面图像。焊球60在连接到焊盘64上之前包含 Sn-3.4Ag-0.9Cu SAC合金。焊盘64具有横跨焊盘64表面的25-密耳的线 性尺寸。对于图5A-5C，相对于217℃的过冷估计在约15-25℃的范围内， (基于利用相同或类似电路板装配件的热电耦测定结果)。图5A和5B显 示至多分别以3.0和1.2℃/秒的冷却速率形成的非常小的Ag3Sn板。图5C 显示较大的Ag3Sn板66、67、68和69。因此，图5A-5C表明，当冷却速 率是至少1.2℃/秒时可以在Sn-3.4Ag-0.9Cu SAC合金焊球60中抑制Ag3Sn板或者Ag3Sn板尺寸非常小，但是，当冷却速率是0.2℃/秒时就不能抑制 Ag3Sn板并且Ag3Sn尺寸可能较大。

图6A-6C是按照本发明的实施方案分别以图6A、6B和6C中的3.0 ℃/秒、1.2℃/秒和0.2℃/秒的冷却速率回流焊接到镍-金焊盘74上之后的 SAC合金焊球70的横截面图像。焊球70在连接到焊盘74上之前包含 Sn-3.2Ag-0.9Cu SAC合金。焊盘74具有横跨焊盘74表面的25-密耳的线 性尺寸。对于图6A-6C，相对于217℃的过冷估计在约15-25℃的范围内(基 于利用相同或类似电路板装配件的热电耦测定结果)。图6A和6B显示至 多分别以3.0和1.2℃/秒的冷却速率形成的非常小的Ag3Sn板。图6C显示 较大的Ag3Sn板76和77。图6B和6C显示较小的Ag3Sn板75、78和79， 其中Ag3Sn板75、78和79可以足够小以至当对焊球70进行周期性或非 周期性热瞬变(例如热循环测试)时不会促进焊球70产生疲劳断裂。因此， 图6A-6C表明，当冷却速率至少是1.2℃/秒时可以在Sn-3.2Ag-0.9Cu SAC 合金焊球70中抑制Ag3Sn板或者Ag3Sn板尺寸非常小，但是，当冷却速 率是0.2℃/秒时就不能抑制Ag3Sn板并且Ag3Sn尺寸可能较大。

图7A-7C是按照本发明的实施方案分别以图7A、7B和7C中的3.0 ℃/秒、1.2℃/秒和0.2℃/秒的冷却速率回流焊接到镍-金焊盘84上之后的 SAC合金焊球80的横截面图像。焊球80在其连接到焊盘84上之前包含 Sn-2.5Ag-0.9Cu SAC合金。焊盘84具有横跨焊盘84表面的25-密耳的线 性尺寸。对于图7A-7C，相对于217℃的过冷估计在约15-25℃的范围内(基 于利用相同或类似电路板装配件的热电耦测定结果)。图7A、7B和7C均 显示至多分别以3.0、1.2和0.2℃/秒的冷却速率形成非常小的Ag3Sn板。 Ag3-Sn没有以板的形式固化，但是以粒子形式分散在锡主相之间的条纹结 构中，在图7A-7C中显示为背景、浅灰色条纹82。分散的金属间化合物的 结构(包含Ag3Sn和Cu6Sn5粒子)很均匀，由此与Ag3Sn板相比不易于 产生应力。由此，图7A-7C表明，当冷却速率是0.2至3.0℃/秒时可以在 Sn-2.5Ag-0.9Cu SAC合金焊球80中抑制Ag3Sn板或者Ag3Sn板尺寸非常 小。应注意到，对于与图7A-7C所示相同的试验，可以得到基本相同的抑 制Ag3Sn板的结果，所不同的是Ag的浓度是2.7％，而不是2.5％。

图8A-8C是按照本发明的实施方案分别以图8A、8B和8C中的3.0 ℃/秒、1.2℃/秒和0.2℃/秒的冷却速率回流焊接到镍-金焊盘94上之后的 SAC合金焊球90的横截面图像。焊球90在其连接到焊盘94上之前包含 Sn-2.1Ag-0.9Cu SAC合金。焊盘94具有横跨焊盘94表面的25-密耳的线 性尺寸。对于图8A-8C，相对于217℃的过冷估计在约15-25℃的范围内(基 于利用相同或类似电路板装配件的热电耦测定结果)。图8A、8B和8C均 显示至多分别以3.0、1.2和0.2℃/秒的冷却速率形成非常小的Ag3Sn板。 Ag3-Sn没有以板的形式固化，但是分散在如以上结合图7A-7C所讨论的条 纹结构中。由此，图8A-8C表明，当冷却速率是0.2至3.0℃/秒时可以在 Sn-2.1Ag-0.9Cu SAC合金焊球90中抑制Ag3Sn板或者Ag3Sn板尺寸非常 小。

总之，图4-8表明，如果不论冷却速率如何、焊球中Ag的浓度是2.7％ 或更小，或者如果不论Ag的浓度如何、冷却速率至少是3.0℃/秒，可以“基 本抑制”连接到基片(例如电路板或芯片载体)上的SAC合金焊球中Ag3Sn板的形成；如果焊球中Ag的浓度是3.2％或更高、冷却速率是1.2℃/秒或 更小，则可能不能基本抑制连接到基片上的SAC合金焊球中Ag3Sn板的 形成。可以确认，当对焊球(或焊点)施加周期性或非周期性热诱导应力 (例如在热循环测试的过程中)时，如果在焊球(或焊点)中没有形成Ag3Sn板，或者如果任何形成的Ag3Sn板小到足以不能促进焊球(或焊点)的疲 劳断裂，则焊球(或焊点)中Ag3Sn板的形成被“基本抑制”了。作为例 子，图6B和6C的Ag3Sn板75、78和79小到足以不能促进所述疲劳断裂 的程度，而图6C的较大的Ag3Sn板76和77大到足以促进所述疲劳断裂 的程度。在此浓度下基本抑制Ag3Sn板的形成的Ag的临界浓度取决于过 冷的强度，如以下结合图16的热力学模型所解释的那样。由此，Ag的临 界浓度取决于过冷的强度通常是在2.7％Ag至3.2％Ag之间。Ag的临界浓 度可以由本领域普通技术人员通过进行与图4-8有关的类型的试验来确定 而不必经过不恰当的试验。

从定义上讲，如果在焊球(或焊点)中基本没有形成Ag3Sn板，则焊 球(或焊点)中Ag3Sn板的形成被“基本抑制”。图4-8表明，基本无论冷 却速率如何如果焊球中Ag的浓度是2.7％或更小，或者基本无论Ag的浓 度如何如果冷却速率至少是3.0℃/秒，可以基本抑制连接到基片(例如电 路板或芯片载体)上的SAC合金焊球中Ag3Sn板的形成。

另外，图4-8表明，如果冷却速率足够高(即至少约3.0℃/秒)，可以 基本抑制连接到基片(例如电路板或芯片载体)上的SAC合金焊球中Ag3Sn板的形成(这基本与Ag的浓度无关)。因此，利用足够高的冷却速率可以 基本抑制Ag3Sn板的形成，即使使用商品SAC合金组合物(即3.8Ag-4.0Ag) 或三元低共熔SAC合金组合物(即3.4Ag)也是如此。由于在冷却速率为 1.2℃/秒或更小的条件下不能基本抑制Ag3Sn板的形成，所以存在1.2℃/ 秒至3.0℃/秒之间的临界冷却速率，高于该速率时就可以基本抑制Ag3Sn板的形成。临界冷却速率是SAC合金的组成和所存在的可促进固态Sn相 成核的异相核的函数。临界冷却速率可以由本领域普通技术人员通过进行 与图4-8有关的类型的试验来确定而不必经过过多的试验。

图9A-9C是按照本发明的实施方案分别以图9A、9B和9C中的3.0 ℃/秒、1.2℃/秒和0.2℃/秒的冷却速率回流焊接到镍-金焊盘104上之后的 SAC合金焊球100的横截面图像。焊球100在其连接到焊盘104上之前包 含Sn-3.5Ag合金。焊盘104具有横跨焊盘104表面的24-密耳的线性尺寸。 对于图9A-9C，相对于217℃的过冷估计在约15-25℃的范围内(基于利用 相同或类似电路板装配件的热电耦测定结果)。图9A、9B和9C均显示至 多分别以三种冷却速率3.0、1.2和0.2℃/秒形成非常小的Ag3Sn板。应当 注意到Cu不是焊球100合金的成分。因此，图9A-9C表明，虽然Ag的 重量浓度较高(即3.5％)，但是，当冷却速率是0.2至3.0℃/秒时，基本抑 制了不包含铜的Sn-3.5Ag合金焊接100中Ag3Sn板的形成。这表明，当包 含锡和银(而不是铜)的焊球合金冷却到217℃以下时，铜的缺乏可以基 本抑制大的Ag3Sn板的形成。

图10A-10C是按照本发明的实施方案分别以图10A、10B和10C中的 3.0℃/秒、1.2℃/秒和0.2℃/秒的冷却速率回流焊接到镍-金焊盘114上之 后的SAC合金焊球110的横截面图像。焊球110在其连接到焊盘114上之 前包含Sn-3.5Ag SAC合金。焊盘114具有横跨焊盘114表面的25-密耳的 线性尺寸。对于图10A-10C，相对于217℃的过冷估计在约15-25℃的范围 内(基于利用相同或类似电路板装配件的热电耦测定结果)。图10A和10B 均显示至多分别以两种冷却速率3.0和1.2℃/秒形成非常小的Ag3Sn板。 相反，图10C显示以冷却速率0.2℃/秒形成的较大的Ag3Sn板116。虽然 Cu在加热和回流之前不是焊球110合金的成分，但是，Ag3Sn板116的存 在和以上讨论的关于图9A-9C的结果表明某些铜已从焊盘114迁移入焊球 110内。因此，图10A-10C和9A-9C的组合结果表明铜可能促进或增进 Ag3Sn板的成核作用。本发明的发明人还已经确定铋的加入可以类似地促 进或增进Ag3Sn板的成核作用。然而，如果Ag的浓度足够小(即小于上 述Ag临界浓度)，则铋的加入不能促进或增进Ag3Sn板的成核作用。应当 注意到铋的加入可以防止锡瘟的形成，正如以下所描述的那样。

图11-13描述了按照本发明的实施方案的SAC焊料合金中Ag3Sn板的 形态学和几何学。

图11是按照本发明的实施方案连接到BGA焊盘的阵列上的SAC合 金焊球中的Ag3Sn板的顶视图的光学图像，其中在图11中SAC合金的大 多数Sn成分已被蚀刻掉，从而使仅有SAC合金的Ag3Sn和Cu6Sn5成分 保留在BGA焊盘上。SAC合金焊球在以冷却速率0.02℃/秒回流焊接到镍 -金焊盘上之后已经形成。焊球在其回流焊接到BGA焊盘上之前包含 Sn-3.8Ag-0.4Cu SAC合金。焊盘均具有横跨焊盘表面的25-密耳的线性尺 寸。在图11中的焊盘接近圆形或椭圆形并且以有序矩阵模式排列。在图 11中Ag3Sn板以BGA焊盘顶部的板式结构存在。平行于焊盘表面的Ag3Sn板的最大测定尺寸是约30密耳(即762微米)。平行于焊盘表面的变形六 角形Cu6Sn5杆的尺寸通常是约0.5密耳(即13微米)。在图11中Ag3Sn板的形态学是高度可变的。由于相对于垂直于焊盘平面的观察方向Ag3Sn板取向可变，所以某些Ag3Sn板呈现板状，然而其它Ag3Sn呈现针状。

图12是按照本发明的实施方案在镍-金焊盘127上的SAC合金焊球 120的横截面图像，其中焊球120包含具有不同的角度取向的Ag3Sn板 121-126。焊球120在其连接到焊盘127上之前包含Sn-3.8Ag-0.7Cu合金。 Ag3Sn板121-126相对于方向129的角度在从稍微大于0度的Ag3Sn板124 至稍微小于90度的Ag3Sn板123之间。SAC合金焊球在以冷却速率0.02 ℃/秒回流焊接到镍-金焊盘127上之后已经形成。相对于217℃的过冷估 计在约15-25℃的范围内(基于利用相同或类似电路板装配件的热电耦测定 结果)。焊盘127具有横跨焊盘127表面的28-密耳的线性尺寸。

图13A-13B是按照本发明的实施方案将大多数Sn成分已经从焊接到 焊盘上之后的SAC合金焊球蚀刻掉后残留的Ag3Sn板130的图像。焊球 120在其连接到焊盘上之前包含Sn-3.8Ag-0.7Cu合金。SAC合金焊球在加 热至217℃以上之后在对其施加0.02℃/秒的冷却速率之后形成。图13B是 图13A中的Ag3Sn板130的区域133的放大图。图13B描述了Ag3Sn板 130的形态学。利用能量分散X-射线光谱(EDS)技术分析板130的组成， 证实板130包含Ag3Sn。板130作为其它类似分析的所述板的代表，其板 长度通常是300-500微米、板厚度通常是25-30微米。已观测到高达约800 微米的板长度。

图14是显示按照本发明的实施方案的作为低共熔Sn-3.4Ag-0.7Cu SAC 合金中铜和银的浓度偏移的函数的浆态区域变化的表。浆态区域δT 是SAC合金的液相温度(T液相线)与固相温度(T固相线)之间的差值。图14 显示了在铜的两种重量百分比浓度(0.7％和0.9％)和银的五种重量百分 比浓度(2.1％，2.3％，2.5％，2.7％和2.9％)下的δT。图14表明，当铜的 浓度是0.7％时，在银的五种浓度的范围内的ΔT是2-4℃，当铜的浓度是 0.9％时，在银的五种浓度的范围内的ΔT是16-17℃。因此，在该低共熔 Ag组成范围内，ΔT似乎是对铜的浓度非常敏感，但是对银的浓度不非常 敏感。

图14表明如果铜的浓度是约0.7％或更小，则在该范围内仅基于铜浓 度的SAC合金熔化的区间较小，并且铜的浓度仅可能使熔化范围增大1 度或2度。然而，如果铜的浓度是0.9％或更大，则其中进行固化/熔化的 两相温度窗口变大(例如至少是15℃)，而这可能是不可接受的，因为焊 点中焊接缺陷的比率会显著上升。所有这些焊接缺陷(尤其包括焊脚剥离、 焊盘剥离、焊球剥离等)都可能在焊点中引起开路。因此，根据预期应用 中浆态区域的重要性如何，可能希望SAC焊球中铜的浓度不高于0.7、0.8、 0.9重量％。通常以反映预期应用的方式通过SAC合金中铜的重量百分比 浓度控制浆态区域。因此，根据应用，浆态区域控制在不超过如1℃、3℃、 5℃、10℃、15℃、25℃等之类的值。

对于焊球中Cu的初始浓度(即回流前的Cu的浓度)是约0.7％的情 况，前述的图14的结果可应用于将SAC焊球焊接到铜焊盘或镍金焊盘上。 如果焊盘是铜焊盘，则在加热和回流过程中焊盘中的铜迁移入液态焊球， 这可能在仅仅两次或三次的回流中就使得焊球中Cu的浓度升高至1.0％。 在此后的每次回流中，焊球中铜的浓度增加，直至液态锡中铜的浓度达到 饱和。如果当铜的浓度处于铜的饱和浓度时加入更多的铜，则过量的铜会 以Cu6Sn5沉淀物的形式从溶液中析出。铜的饱和浓度与温度有关，在约 250℃下是约1.5％。当然可以从将焊球回流焊接到铜焊盘上之前铜的浓度 为1.5％的SAC焊球开始。

如果希望防止SAC焊球中Cu的最终浓度(即回流后的Cu的浓度) 不大于约0.7％，则焊球中Cu的初始浓度可以设定在不超过约0.4或0.5％。 这些考虑也适用于其它可焊接表面精加工如具有薄表面镀层的浸入Ag和 Pd的表面精加工。在这些情况下，薄表面镀层在一次回流过程中容易地溶 于焊料。在这些条件下，作为基础的Cu焊盘通常与焊料接触，因此焊点 中Cu的浓度升高。但是，如果焊盘是镍-金焊盘，则在加热和回流过程 中焊盘界面处的金属间相中的镍约束了焊球中的初始的铜的相当一部分， 引起焊球的铜浓度下降。因此，如果Cu的初始浓度是约0.7％并且如果将 SAC焊球焊接到镍-金焊盘上，则SAC焊球的铜浓度在仅仅2或3次的 回流中就可降至0.4％。因此，根据其上焊接焊球的焊盘的材料，回流后的 焊球所含铜的范围很大。然而，从浆态区域的观点来看，降低Cu的浓度 不是不利，正如以上所解释的那样，因此，希望回流后的焊球中Cu的浓 度等于或小于约0.7％的低共熔Cu浓度，从而将浆态区域合理地限定在不 超过约2或3℃。因此，如果将相同的焊球合金浓度用于两种类型的焊盘 (即铜焊盘或镍-金焊盘)，铜的初始浓度可以是约0.5或0.6％，从而使 铜的最终浓度对于镍-金焊盘为约0.2％，对于铜焊盘为约0.7％，这一点 取决于回流循环的数目。

对于SAC合金中铜浓度的下限通常没有要求。然而，低共熔锡-银合 金的熔化温度是221℃，当将铜加入到低共熔锡-银合金中时，熔化温度 随铜的重量百分数的增加单调降低，从而当铜的重量百分比浓度增加至 0.7％-0.9％时，熔化温度降至约217℃。由于铜的较低的熔化温度对于某些 应用可能是重要的，所以对于某些应用可能希望铜的重量百分比浓度至少 是约Y％，其中具有代表性的Y％的值是0.1％、0.2％、0.3％、0.4％、0.5％、 0.6％和0.7％。

在利用本发明的过程中，可以考虑焊膏组合物。例如，目前广泛使用 的是含有4.0Ag的商品焊膏。如果SAC焊球的购买者将4.0Ag焊膏和本发 明的SAC焊球一起使用，则可以调低SAC焊球的Ag浓度0.2％以补偿焊 膏的Ag效应升高，并且按照SAC焊球的生产商所使用的容差计算再调低 0.2％。因此，如果2.7Ag或2.8Ag是所希望的与焊球连接的焊点的最大 Ag浓度，则焊球中Ag的初始浓度可以由于焊膏的组成和焊球生产商的组 成容差而减小0.4％。因此，生产商会制备其焊球中的Ag浓度接近2.3％ 的模块。应注意到前述的数字仅仅是解释性的，因为焊膏中Ag的浓度可 以改变并且生产商的焊球容差可以变化。一般还可通过焊膏中Ag浓度的 效果和焊球生产商的组成容差二者的影响减小焊球中Ag的初始浓度。因 此，在许多实施方案中，焊点的Ag浓度比焊球中Ag的初始浓度超过至少 约0.2％(例如在前述的例子中超过0.4％)。还应注意到，如果焊膏的Ag浓度小于所需的SAC焊球的Ag浓度，则焊膏对调节SAC焊球的Ag的初 始浓度的影响是负的而不是正的。

本发明的另一个方面包括将至少0.1％铋(Bi)(例如0.1％至0.2％铋) 加入到SAC焊球中以防止锡瘟的出现。锡瘟可能在远低于室温的温度下出 现，其特征在于锡的将锡的正常的四角形结构(“白锡”)转变成锡的壳体 居中的立方结构(即“灰锡”粉末)的同素异形相变。从白锡到灰锡的转 变破坏了包含锡的结构的机械性能。铋添加剂将抑制锡瘟。抑制锡瘟的另 一种添加剂是锑(Sb)。然而，在与电子装配件材料的再循环有关的某些 条件下铋的毒性比锑小。尽管如此，铋或锑都可以加入到本发明的SAC焊 球中。在某些情况下，较大量的铋和锑可以提高焊料的润湿和/或焊点的机 械性能。另外，本领域普通技术人员已知的可用于抑制锡瘟的任何添加剂 也可加入到本发明的SAC焊球中。

图15是在维氏力为10克的条件下进行的微硬度试验所形成的条形图。 图15显示了按照本发明的实施方案的微硬度作为Ag的重量百分比浓度和 Sn-XAg-0.9Cu(其中X是银的重量百分数)SAC合金的函数。应注意到， 对于更高的热循环疲劳寿命，相对低的微硬度值比相对高的微硬度值是更 加希望的。在图15中，浅色条显示以冷却速率0.02℃/秒形成后用于测试 微硬度的SAC合金。黑色条显示以购得的SAC合金的形式用于测试微硬 度的SAC合金，并且所述购得的SAC合金的形式的SAC合金在非常快速 的冷却速率(即远远快于0.02℃/秒)下形成。在给定的银的重量百分比浓 度Z下，用ΔH显示购得的形式的合金与以0.02℃/秒冷却的合金之间的硬 度差值。图15显示，在Z的最大值(即在3.0Ag-3.4Ag)下比在Z的最小 值(即在2.0Ag-2.5Ag)下具有大得多的ΔH值。在2.0Ag-2.5Ag下，ΔH 只有2至3Hv。在3.0Ag-3.4Ag下的相对较大的ΔH值(即4至8Hv)可 能是由缓慢冷却条件下存在的Ag3Sn板以及快速冷却条件下不存在的较大 的板所引起的。在两种类型的固化结构中，都存在相同量的Ag3Sn；然而， Ag3Sn在两种固化结构中的分散形式不同，从而导致了硬度的变化。引入 到较大板中的Ag3Sn在固化时作为精细分散的Ag3Sn微粒带走了随后被引 入到Sn基体中的物质。分散的Ag3Sn细微粒在Sn的树状结构之间排列成 密集网状。这些结构在整个焊点中均匀分布。然而，这些结构的密度随着 发生最终固化(生成固态Sn相)的液相中Ag的浓度的增加而增加。这些 更密集的结构表现出较高的硬度。在2.0Ag-2.5Ag(其中按照本发明抑制 Ag3Sn板的形成)下的相对小的ΔH值是所希望的，因为微硬度对用于将 SAC焊球组装到电路板上的加工处理条件不敏感。

图16描述了按照本发明的实施方案的三元Sn-Ag-Cu相图的0.7重量 ％恒定Cu浓度的部分(即区段)。在位于所示的液相线200的左边的纯液 态区域210中，Ag3Sn不能存在于平衡中，即Ag3Sn不能成核和生长。如 果Ag3Sn存在于纯液态区域210，则Ag3Sn会溶解回到区域210的纯液态。 在位于所示的液相线200的右边的区域220中，Ag3Sn可以成核和生长； 因此Ag3Sn板可以存在于区域220中。区域230位于217℃的低共熔线217 的下面。在区域230中，Sn液相基本是亚稳态的并且不容易成核。发明人 利用差示扫描量热法以扫描速率0.1℃/秒对Sn-3.8Ag-0.7Cu合金中的固化 过程进行测定的结果已显示出Sn相固化前的15℃至30℃的过冷。液态Sn相的亚稳定性取决于进行异相成核的位点的可用性。

外推线201表示将低共熔线217下面的液相线200外推到亚稳区域230 中。外推线201不是直线并且通过考虑到液相线200的弯曲部分的外推法 来形成。区域230具有两部分：外推线201左边的部分231和外推线201 右边的部分232。平衡条件下的三元相变本来基本不需要过冷并且在217 ℃下使所有三相(即Sn、Ag3Sn和Cu6Sn5相)都能固化(即结晶)。在图 16的三元体系中，不存在三元相变，因为锡相不容易成核，而是在液态下 容易超冷(即过冷)，因此基本在217℃的线217下面是亚稳态的。外推线 201在该亚稳条件下具有液相线200的热力学特征。因此，在区域230的 部分231中，Ag3Sn不能存在于平衡中，由此Ag3Sn不能成核和生长。因 此，如果采用线217下面的给定过冷量(δT)，则可将外推线201用于推 出三元混合物存在于区域230的部分231中时的Ag的最大重量百分数 (AgMAX)。因此，如果Ag的重量百分数是AgMAX并且温度至少是217℃ -δT，则固化的Ag3Sn在热力学上不能形成，因为三元组成在区域230的 部分231中。作为第一个例子，如果δT＝10℃，则利用外推线201可得出 AgMAX＝3.0％。作为第二个例子，如果δT＝20℃，则利用外推线201可得 出AgMAX＝2.7％。作为第三个例子，如果δT＝30℃，则利用外推线201可 得出AgMAX＝2.5％。前述的AgMAX值不能从图16用图确定，但是可以通 过代表外推线201的非线性方程用数值确定。因此，如果温度是至少207 ℃、197℃或187℃，则如果Ag的重量百分数分别不高于3.0％、2.7％或 2.5％的话，Ag3Sn不能成核。前述模型用作温度基线，在低共熔温度217 ℃下锡在平衡条件下成核。217℃下面的区域230中的锡相过冷并且如果能 成核的话本应成核，但是由于所述成核受动力学抑制而不会成核。然而， 在足够过冷δT条件下，锡相将成核。所述足够过冷δT按照本发明人所能 得到的试验数据通常是约15-25℃。因此，如果在217℃减去15℃下锡开始 成核，则按照前述的计算方法，合金中Ag的浓度不应超过2.8-2.9％，以 便在温度达到217℃以下15℃之前Ag3Sn不能开始成核。类似地，如果在 217℃减去25℃下锡开始成核，则按照前述的计算方法，Ag的浓度应该不 超过2.6％，以便在温度达到217℃以下25℃之前Ag3Sn不能开始成核 Ag3Sn不能开始成。因此，如果δT＝25℃，则由热力学阻止Ag3Sn成核的 Ag的最大浓度是2.6％，如果δT＝15℃，则由热力学阻止Ag3Sn成核的 Ag的最大浓度是2.8-2.9％。尽管成核和生长是动力学现象，但是本发明在 热力学方面阻止了成核和生长，因为如果将三元组成限定在区域230的部 分231中的话，初期的核是热力学不稳定的，。

关于前面对图16的讨论，假设银在SAC合金中的重量百分比浓度为 X。按照本发明，X足够小(例如尤其是通过选择或通过预先决定)，以便 当液态的SAC合金通过冷却到固态Sn相成核的较低温度TL进行固化时 可以基本抑制Ag3Sn板的形成。较低温度TL相当于相对于SAC合金的低 共熔温度TE的过冷δT，其中TE约等于217℃。在数学上这意味着 TL＝TE-δT。

考虑到SAC合金中银和铜的重量百分比浓度的大小和变化以及可能 存在的少量其它合金组分如铋，正如本发明以上所讨论的那样，在本发明 的SAC合金中锡的大多数组成是至少约90％。

虽然为了说明起见而在本文中描述了按照本发明的实施方案，但是许 多改进和变化对于本领域的技术人员将会是显而易见的。因此，所附权利 希望包括所有的在本发明的真实精神和范围内的所有这些改进和变化。