DOI:10.14186/j.cnki.1671-6620.2026.02.010
全文
文内图表
参考文献
出版信息
退火温度对Sn-0.7Cu 和Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料焊点剪切性能的差异化影响
随着电子封装技术向高密度、超微型化方向发展，无铅钎料可靠性不仅成为制约传统电子器件寿命的关键因素[1]，在低空经济快速发展和民航技术持续升级的背景下，更直接影响载人航空器电子设备、无人机飞控及电动系统等关键部件长期可靠运行[2].Sn-Cu 和Sn-Ag-Cu 系无铅钎料因具备优异的力学性能，良好的环保特性及润湿性等优点，已经成为电子封装互连材料首选.这类合金不仅广泛应用于传统BGA、CSP 等结构互连工艺，还在新型低空飞行器轻量化航电系统及民航客机电子封装与维修中发挥着重要作用[3-4].然而，在长期服役过程中，钎料接头通常因热循环或高温存储导致微观组织演变，如金属间化合物(IMC)层粗化、晶界迁移、Ag3Sn 颗粒聚集等，引发界面剪切强度下降甚至早期失效[5-14]，影响整个航电系统工作可靠性，这对适航性要求较高的航空器来说是不允许的.因此，如何通过热处理工艺调控钎料微观组织的稳定性，成为提升电子器件可靠性的重要研究方向[15].
退火处理作为调控钎料微观组织的有效手段，能够通过改变晶粒尺寸、析出颗粒分布及界面IMC 层形貌来优化其力学性能[16-17].尽管已有研究探讨退火工艺对钎料硬度、蠕变性能的影响[18-19]，但针对不同成分钎料(如低银或无银钎料)在退火条件下的剪切力学响应差异，仍缺乏系统性对比研究[20].尤其是Ag 的添加能否通过延缓IMC 层生长或改变断裂模式(如从韧性断裂向脆性断裂转变)来影响钎料的剪切性能，目前尚未形成明确结论.此外，传统研究多聚焦于钎料与铜基板界面处IMC 层的形貌及成分分析[21]，对钎料本体微观组织与剪切性能关联机制的研究尚有不足[22-25].此类研究空白将限制针对特定应用场景(如有高温或高可靠性需求)的钎料选型与工艺优化.
针对上述研究中存在的不足，本文以Sn-0.7Cu和Sn-3.0Ag-0.5Cu(下文中简称为SAC305)无铅钎料焊点为研究对象，通过控制焊接后的退火温度，结合力学剪切实验、SEM 及EDS，进行微观形貌、结构观察与成分分析，揭示退火温度对两种钎料焊点界面IMC 层演化与剪切失效行为的影响机制.该研究可为不同热环境下电子封装钎料合金选型及热处理工艺优化提供理论依据.
1 实验
1.1 实验材料设计与制备
本实验中所用的Sn-0.7Cu 和SAC305 两种钎料均为商用标准试样，具备稳定的化学成分和可靠的焊接性能，满足实验研究对钎料的要求.实验过程中使用的焊接基体、安装基座及固定插销等关键部件均利用纯度为99.99%，屈服强度为200 MPa的无氧铜板加工制成，具备优异的热传导性和机械强度，满足本次实验要求.
根据现有实验设备，使用CAD、CATIA 软件设计实验材料.为满足实验强度和精度要求，经计算，L 型焊接基体厚度为2 mm，其余设计尺寸如图1(a)所示.焊接之前，L 型焊接基体需成对安装.为减小实验误差，防止焊接过程中成对焊接基体之间发生位置错动，还需设计厚度为8 mm 的焊接安装基座，其余尺寸如图1(b)所示.L 型焊接基体通过圆柱固定插销装配在焊接安装基座上，圆柱固定插销半径和长度为1.55 mm×12 mm，单个焊接安装基座上可同时承载40 对L 型焊接基体.在焊接焊点时，为防止液态钎料从成对L 型焊接基体两端流出，使用长、宽、高(厚度)分别为9.2 mm×5 mm×2 mm的耐高温聚四氟乙烯填充块作为填充材料，如图1(c)所示.安装好后，L 型焊接基体模型中间形成封闭的待焊接钎料槽，可容纳长、宽、高(厚度) 分别为11 mm×2 mm×2 mm的液态焊料.焊接成型实验材料模型如图1(d)所示.
图1 焊点剪切试样设计(mm)
Fig. 1 Design drawing of solder joint shear test sample(mm)
(a)—L 型焊接基体；(b)—焊接安装基座；(c)—总体安装示意图；(d)—焊接成型实验材料模型.
实验中采用电火花线切割加工技术，从厚度为2 mm 的纯铜板上精确切割，制备多组L 型焊接基体试样，去除边缘毛刺，并对定位孔进行精密钻削.加工过程中，确保每个L 型基体尺寸精度和表面质量均满足实验要求.所有加工完成的L 型焊接基体都需经过严格的清洗程序:先用丙酮溶液反复擦拭基体表面，彻底去除加工过程中残留的油脂和金属碎屑；然后，将基体完全浸入质量分数为5%的乙酸溶液中，持续浸泡15 min，去除表面氧化层；浸泡结束后，用精密镊子小心取出基体，立即用去离子水冲洗超过30 s，完全清除酸性残留物；随后，将基体转移至质量分数为5%的NaHCO3 溶液中进行中和处理；最后，用流动自来水将基体冲洗干净.
将清洗并干燥好的L 型焊接基体成对装配在焊接安装基座上，并于基体两端填充聚四氟乙烯填充块.将焊接安装基座置于变频焊接台上，并将焊接台温度设为245 ℃.待焊接安装基座温度达到设定值后， 采用人工送丝的方式完成Sn-0.7Cu和SAC305 两种钎料焊点的焊接，确保无虚焊，然后空冷至室温.冷却后，对焊接试样进行如下处理:使用精密研磨设备对焊点部位进行精细打磨，通过显微镜观察、控制磨削量，确保中间焊接区域剪切厚度在(2.0±0.1) mm，如图1(d)所示.制备过程中严格控制环境条件和工艺参数，确保实验可重复和数据准确.
1.2 剪切实验
考虑到剪切实验结果存在分散性，为减小实验误差，需要严格满足实验重复性要求.对制备好的试样进行分类、分组，从Sn-0.7Cu 和SAC305 两种钎料焊点试样中各取32 个试样均分为4 组(共计8 组64 个试样)，分别对应铸态以及100、150、200 ℃3 种退火温度条件，每组含8 个平行试样.除铸态组外，其余3 组试样均作退火处理:将48 个试样按退火温度分3 个批次，置于同一个箱式电阻炉中恒温12 h退火，之后随炉冷却至常温.两种钎料焊点分别保留8 个无需退火处理的铸态试样，用于实验中的对比分析.
分别从每组8 个平行试样中随机选取7 个试样(共计56 个试样)置于Deben 原位拉伸台上进行剪切实验，将剪切速率设为0.6 mm/min.将每个试样剪切至完全断裂为止，同时记录并保存好实验数据.
1.3 SEM 和EDS 分析样品制备
从做完剪切实验的试样(两种钎料焊点各4 组28 个试样)中各随机选取1 个断口样品，使用无水乙醇超声清洗15 min，去除断口表面杂质和污染物.干燥后，使用导电胶带将清洗完的断口试样按操作要求固定在SEM(JSM-IT500)专用圆形样品台上，确保导电良好.安装好后，使用SEM观察剪切断口形貌，拍照保存.
为进行EDS 分析，从未做剪切实验的试样(两种钎料焊点各4 组4 个试样)中取样.先采用精密线切割机将试样尺寸加工至16.4 mm×3 mm×2 mm，随后，经环氧树脂镶嵌、固化并完成标记.制备过程中，保持样品表面的原始状态，避免其受到新的损伤和污染.将固化后的试样置于研磨机上，依次使用粒径为35、22、15 μm 的碳化硅砂纸进行逐级研磨，以去除表面粗糙层及氧化层，确保试样平整度满足实验要求.研磨完成后，依次使用粒径为15 μm 和3 μm 的金刚石悬浮液进行精细抛光，最后使用氧化硅悬浮液进行终抛，获得符合EDS 分析要求的镜面表面，如图2 所示.整个制样过程中严格控制各环节参数和时间，确保样品处理条件的一致性.
图2 EDS 分析样品
Fig. 2 Sample for EDS analysis
将上述8 组EDS 分析样品分批使用导电胶带规范安装在SEM 圆形台上(见图3)，确保导电良好. 在SEM 观察的基础上， 利用EDS 对各样品焊点区域微观成分进行定量分析. 整个SEM 和EDS 测试过程中严格执行设备操作规范，确保操作可重复.
图3 安装于SEM 圆形台上的测试样品
Fig. 3 Test sample mounted on an SEM circular stub
2 结果与分析
2.1 退火温度对钎料焊点剪切力学性能的影响
使用Origin 软件对剪切实验数据归类、分析、处理，绘制出Sn-0.7Cu 和SAC305 两种钎料焊点平均剪切应力-应变曲线，如图4 所示.
图4 钎料焊点平均剪切应力-应变曲线
Fig. 4 Average shear stress-strain curves of solder joints
由图4 可知，随着退火温度的升高，Sn-0.7Cu和SAC305 两种钎料焊点的平均剪切强度均呈单调下降趋势.Sn-0.7Cu 钎料焊点的剪切强度从铸态时的27.62 MPa 降至200 ℃退火后的13 MPa，降幅达52.93%；而SAC305 钎料焊点的剪切强度从铸态时的40.31 MPa 降至200 ℃退火后的32.18 MPa， 降幅仅为20.17%，说明SAC305 钎料焊点在高温下具有更优的稳定性.在塑性方面，两种钎料焊点的断裂伸长率均随退火温度的上升而显著提高.当定量平均剪切应力，Sn-0.7Cu 钎料焊点取9.066 MPa，SAC305 钎料焊点取17.25 MPa时，Sn-0.7Cu 钎料焊点的塑性应变从铸态时的22.7%升至200 ℃退火后的28.34%，提高约24.85%；而SAC305 钎料焊点的塑性应变则从铸态时的15.6%升至200 ℃退火后的22.71%，提高约45.58%，表明二者塑性均得到明显改善，且SAC305 钎料焊点的塑性增益更为显著.
同样采用定量分析法，提取Sn-0.7Cu 和SAC305 两种钎料焊点在平均剪切应力-应变曲线中线弹性阶段的数据，处理后得到二者的剪切模量-退火温度关系曲线，如图5 所示.
图5 钎料焊点剪切模量-退火温度关系曲线
Fig. 5 Shear modulus-annealing temperature curves of solder joints
由图5 可知，随着退火温度的升高，Sn-0.7Cu和SAC305 两种钎料焊点的剪切模量均呈单调下降趋势.其中，Sn-0.7Cu 钎料焊点的剪切模量由铸态时的20.3 GPa 降至200 ℃退火后的13.6 GPa，降幅达33.01%；SAC305 钎料焊点的剪切模量由铸态时的27. 4 GPa 降至200 ℃退火后的20.63 GPa，降幅为24.71%.在整个退火温度区间内，SAC305 钎料焊点的剪切模量始终高于Sn-0.7Cu钎料焊点的剪切模量34.84%～51.79%，表现出更优的结构刚度.此外，当退火温度高于150 ℃后，两种料焊点的剪切模量下降速率均显著增大，说明高温阶段钎料焊点软化加剧.
2.2 钎料焊点剪切断口形貌
钎料焊点剪切断口形貌可直观反映其力学性能和断裂机制.利用SEM 对铸态及不同退火温度处理后的Sn-0.7Cu 和SAC305 两种钎料焊点剪切断口形貌进行观察，可获得二者断裂行为、塑性变形能力及微观组织演变规律.图6为两种钎料焊点剪切断口SEM 微观形貌图.
图6 钎料焊点剪切断口SEM 微观形貌
Fig. 6 SEM micromorphology of solder joint shear fracture surfaces
(a)—Sn-0.7Cu，铸态；(b)—SAC305，铸态；(c)—Sn-0.7Cu，100 ℃；(d)—SAC305，100 ℃；(e)—Sn-0.7Cu，150 ℃；(f)—SAC305，150 ℃；(g)—Sn-0.7Cu，200 ℃；(h)—SAC305，200 ℃.
对比分析不同状态下Sn-0.7Cu 和SAC305 两种钎料焊点的剪切断口形貌，发现二者断裂机制与力学性能演变规律如下.
铸态条件下，Sn-0.7Cu 钎料焊点呈现韧窝与解理台阶共存的混合断裂模式，表现出中等韧性水平，其柱状晶组织导致力学性能呈各向异性；SAC305 钎料焊点则以均匀细小的韧窝断裂模式为主，配合撕裂脊及底部颗粒分布，表现出较高的塑性.
100 ℃退火后，Sn-0.7Cu 钎料焊点中韧窝尺寸增大但深度变浅，柯肯德尔(Kirkendall)空洞沿界面形成，界面弱化导致剪切应力下降而韧性提升；SAC305 钎料焊点则形成扇贝状韧窝边缘，颗粒轻微粗化，韧窝连通性增强，这促进了塑性流动.
150 ℃退火使得Sn-0.7Cu 钎料焊点中IMC层颗粒粗化，缓解了应力集中，其剪切应力进一步降低；此时，SAC305 钎料焊点仍以韧窝断裂模式为主，Ag3Sn 颗粒有效抑制晶界滑移，形成弯曲撕裂脊与微孔聚集带，剪切强度保留率始终高于Sn-0.7Cu 钎料焊点.
200 ℃退火后，Sn-0.7Cu 钎料焊点组织发生完全再结晶， 出现了超大韧窝与解理面，Kirkendall 空洞数量增多，扩散加剧，导致剪切应力显著下降而应变上升；SAC305 钎料焊点组织则形成深韧窝网络与蛇行滑移带，Ag3Sn 颗粒持续钉扎位错，剪切应力降幅较小，表现出更优的高温组织稳定性.
2.3 钎料焊点界面IMC 层微观结构与成分
分析两种钎料焊点界面IMC 层的微观结构与成分，可获得退火温度对二者界面演变规律及可靠性的影响机制.利用EDS 能谱面扫描获取IMC 层元素成分，图7 展示了铸态Sn-0.7Cu 和SAC305 钎料焊点界面IMC 层各元素的原子数分数，图8 展示了8 组EDS 分析样品界面IMC 层微观结构.
图7 EDS 分析结果
Fig. 7 EDS analysis results
(a) —铸态条件下Sn0.7-Cu 钎料焊点中Spc＿002 点能谱曲线；(b)—铸态条件下两种钎料焊点中各元素的原子数分数.
图8 钎料焊点界面IMC 层微观结构
Fig. 8 Microstructure of IMC layer at solder joint interfaces
(a)—Sn-0.7Cu 铸态；(b)—SAC305 铸态；(c)—Sn-0.7Cu，100 ℃；(d)—SAC305，100 ℃；(e)—Sn-0.7Cu，150 ℃；(f)—SAC305，150 ℃；(g)—Sn-0.7Cu，200 ℃；(h)—SAC305，200 ℃.
如图7 和图8 所示，铸态Sn-0.7Cu 钎料焊点界面IMC 层由Cu6Sn5 颗粒和Cu3Sn 颗粒组成，平均厚度约为1.1 μm.相比之下，铸态SAC305 钎料焊点界面IMC 层结构更为复杂，除Cu6Sn5 颗粒和Cu3Sn 颗粒外，还在局部区域生成Ag3Sn 颗粒；其IMC 层平均厚度约为2.2 μm，其中Ag3Sn 颗粒层平均厚度约为0.21 μm.
经历不同温度退火后，Sn-0.7Cu 和SAC305两种钎料焊点界面IMC 层在厚度及结构上呈现显著差异，具体演变规律如下.
100 ℃退火后，晶界扩散主导IMC 层缓慢粗化. Sn-0.7Cu 钎料焊点界面IMC 层平均厚度增至约2.4 μm，并因Sn 优先扩散开始出现Kirkendall空洞；而SAC305 钎料焊点因Ag 原子阻碍了Cu原子的扩散，其IMC 层厚度增至约3.3 μm，同时，Ag3Sn 颗粒尺寸增大至78～96 nm.
当退火温度升至150 ℃时，Sn-0.7Cu 钎料焊点中Cu6Sn5 颗粒进一步粗化，IMC 层平均厚度增至约3.8 μm，界面出现富Sn 区；SAC305 钎料焊点中Ag3Sn 颗粒仍保持均匀分布，但部分Ag 原子溶解于Sn 基体，导致IMC 层总厚度增至约5.3 μm，Ag3Sn 颗粒层也显著增厚至约1.2 μm.
在200 ℃高温退火条件下，Sn-0.7Cu 钎料焊点界面IMC 层急剧粗化至约9.1 μm，空洞率显著上升，导致其剪切强度急剧下降；SAC305 钎料焊点中Ag3Sn 颗粒尺寸虽粗化至126～140 nm，且部分Ag 原子溶解造成Ag3Sn 颗粒局部稀释，但其IMC 层厚度和结构仍相对稳定.
EDS 能谱分析结果表明，SAC305 钎料焊点中Ag 原子和Cu 原子持续保持较高的信号强度，是其始终具有更高剪切模量的根本原因. Ag 的添加不仅改变了钎料焊点界面IMC 层的微观结构和元素分布，更通过阻碍Cu 原子扩散和延缓IMC层过度生长，显著提升了钎料焊点界面在高温下的微观组织稳定性及力学性能.
3 结论
(1) 随着退火温度的升高，Sn-0. 7Cu 和SAC305 两种钎料焊点的剪切强度与剪切模量均呈单调下降趋势，但SAC305 钎料焊点表现出更优的高温稳定性.二者的断裂伸长率则随退火温度的上升显著提高，说明退火处理能够有效提升钎料焊点塑性.整体上，SAC305 钎料焊点在高温条件下具备更优异的综合力学性能.
(2)剪切断口形貌分析结果表明:Sn-0.7Cu钎料焊点呈韧窝与解理台阶混合断裂模式，退火后，韧窝粗化并伴随Kirkendall 空洞数量增多，导致其剪切强度降低而塑性上升；SAC305 钎料焊点则以均匀韧窝断裂模式为主，Ag3Sn 颗粒有效抑制晶界滑移，使其剪切强度保留率更高.高温下，SAC305 钎料焊点断口仍以韧窝断裂模式为主，而Sn-0.7Cu 钎料焊点断口解理台阶占比上升，界面弱化更显著.
(3)界面IMC 层分析结果显示:Sn-0.7Cu 钎料焊点界面IMC 层由Cu6Sn5 颗粒和Cu3Sn 颗粒组成，并随退火温度的升高迅速粗化，200 ℃退火后，其平均厚度约为9.1 μm，同时，伴随着空洞聚集，界面可靠性显著恶化；SAC305 钎料焊点界面IMC 层则形成了由Cu6Sn5 颗粒、Cu3Sn 颗粒和Ag3Sn 颗粒共同组成的复合结构，其中Ag 原子有效阻碍了Cu 原子的扩散，延缓了IMC 层生长，200 ℃退火后，其IMC 厚度小于Sn-0.7Cu 钎料焊点的IMC 层厚度，表现出更高的稳定性，但Ag3Sn颗粒持续粗化可能带来脆性风险.EDS 能谱分析结果进一步证实，SAC305 钎料焊点中Ag 原子和Cu 原子的富集是其剪切模量较高的根本原因.
[1] 溥存继，李才巨，彭巨擘，等. Sn 基无铅焊料的研究进展[J]. 稀有金属材料与工程，2023，52(9):3302-3315.(Pu Cunji，Li Caiju，Peng Jubo，et al. Research progress of Snbased lead-free solder [J ]. Rare Metal Materials and Engineering，2023，52(9):3302-3315.)
[2] 徐晗，毕文豪，黄湛钧，等. 未来作战飞机发展需求分析及关键技术探讨[J]. 火力与指挥控制，2025，50(5):1-8.(Xu Han，Bi Wenhao，Huang Zhanjun，et al. Demand analysis and key technology exploration of future development of military combat aircraft[J]. Fire Control ﹠ Command Control，2025，50(5):1-8.)
[3] 胡雅婷. 低银无铅焊料合金Sn-1.0Ag-0.5Cu 及其BGA 焊点可靠性研究[D]. 武汉:华中科技大学，2015.(Hu Yating. Research on the reliability of Sn-1.0Ag-0.5Cu low-Ag lead-free solder alloy and BGA solder[D]. Wuhan:Huazhong University of Science and Technology，2015.)
[4] 赵猛，张亮，熊明月. Sn-Cu 系无铅钎料的研究进展及发展趋势[J]. 材料导报，2019，33(15):2467-2478.(Zhao Meng，Zhang Liang，Xiong Mingyue. Research status and development trend of Sn-Cu lead-free solders[J]. Materials Reports，2019，33(15):2467-2478.)
[5] Tan S F，Zou M M，Chen B，et al. Effects of in and aging treatment on the microstructure， mechanical properties and electrochemical corrosion behavior of Sn-2Cu solder alloy[J].Materials Characterization，2024，209:113740.
[6] Yi P，Chen D H，Li M L，et al. Effect of Nd addition on the corrosion behavior of SAC305 solder alloy[J]. Corrosion Science，2023，220:111264.
[7] Chen B， Zou M M， Chen W J， et al. Influence of CrFeCoNiCu high-entropy alloy and ultrasonic stirring on the thermal，electrochemical and mechanical properties of Zn-30Sn high-temperature solder alloy[J]. Materials Characterization，2023，201:112977.
[8] Pu C J，Li C J，Miao Y D，et al. Electrochemical corrosion behaviour and corrosion mechanism of Sn-9Zn-xGe solder alloys in NaCl solution [J]. Corrosion Science， 2024，228:111809.
[9] Ren X L，Liu X Y，Shi S Y，et al. Morphologies and nucleus models of β-Sn grains in SAC305-xIn freestanding solder balls and solder joints [J]. Materials Characterization， 2023，199:112847.
[10] Wang B，Hu X J，Sun W，et al. Hypo-eutectic microstructure formation and nanomechanical response in Sn-3.0Ag-0.5Cu solder balls: effects of undercooling [J ]. Materials Characterization，2023，198:112707.
[11] Li F，Pu C J，Li C J，et al. Study on the effects of Ag addition on the mechanical properties and oxidation resistance of Sn-Zn lead-free solder alloy by high-throughput method[J]. Journal of Materials Science:Materials in Electronics，2023，34(4):322.
[12] Liu C，Peng J B，Hu J T，et al. Effects of phosphorus and germanium on oxidation microstructure of Sn-0.7Cu lead-free solders [J ]. Journal of Materials Science: Materials in Electronics，2023，34:20.
[13] Hu T H，Li S，Li Z，et al. Coupled effect of Ag and in addition on the microstructure and mechanical properties of Sn-Bi leadfree solder alloy [J]. Journal of Materials Research and Technology，2023，26:5902-5909.
[14] Pu C J，Li C J，Dong T H，et al. Effect of Ag addition on the microstructure and corrosion properties of Sn-9Zn lead-free solder[J]. Journal of Materials Research and Technology，2023，27:6400-6411.
[15] Jiang W，Wang C W，Han K N，et al. Impact of annealing treatment on the microstructure and micromechanical properties of Pb-containing and Pb-free solder alloys[J]. Materials，2025，18(11):2596.
[16] 刘晓芳，张冠星，钟素娟，等. 退火时间对AgCuZnNiMn/Cu/AgCuZnNiMn 多层复合钎料元素扩散行为的影响[J].材料热处理学报，2023，44(6):182-190.(Liu Xiaofang，Zhang Guanxing，Zhong Sujuan，et al. Effect of annealing time on element diffusion behavior of AgCuZnNiMn/Cu/AgCuZnNiMnmultilayercomposite brazing filler metal[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment，2023，44(6):182-190.)
[17] 樊江磊，王宁格，路全彬，等. 退火时间对BAg30CuZnSn 钎料合金组织和性能的影响[J]. 有色金属工程，2022，12(4):13-19.(Fan Jianglei，Wang Ningge，Lu Quanbin，et al. Effect of annealing time on microstructure and properties of BAg30CuZnSnsolder alloy [J ]. Nonferrous Metals Engineering，2022，12(4):13-19.)
[18] 王刚，李勇，唐明，等. SnAgCu 微焊点高温拉伸与剪切蠕变的比较研究[J]. 电子元件与材料，2016，35(5):64-68.(Wang Gang，Li Yong，Tang Ming，et al. Comparison of hightemperature tensile and shear creep properties of SnAgCu microscale solder joints [J]. Electronic Components and Materials，2016，35(5):64-68.)
[19] Ma Y H，Zhao D，Liu E Q，et al. Temperature- and stressdependent creep behavior of SAC305 solder alloy through tensile characterization and CPFE simulation[J]. Materials ﹠ Design，2025，257:114406.
[20] Zaimi N S M， Salleh M A A M， Aziz M S A， et al.Microstructure refinement， thermal stability and mechanical properties improvements of Sn-3.0Ag-0.5Cu-xSb[J]. Materials Characterization，2025，227:115324.
[21] 赵国际，盛光敏，吴莉莉. Sn-Zn 钎料/Cu 基板焊点界面元素扩散与IMC 形成热力学分析[J]. 稀有金属材料与工程，2012，41(增刊2):127-131.(Zhao Guoji，Sheng Guangmin，Wu Lili.Interface elements diffusion and IMC formation thermodynamics of Sn-Zn solder/Cu substrate soldering joint[J]. Rare Metal Materials and Engineering，2012，41(Sup 2):127-131.)
[22] Bharath Krupa Teja M，Sharma A，Das S，et al. A review on nanodispersed lead-free solders in electronics: synthesis，microstructure and intermetallic growth characteristics [J].Journal of Materials Science，2022，57(19):8597-8633.
[23] Li Y L，Yu S Y，Li L W，et al. A review on the development of adding graphene to Sn-based lead-free solder[J]. Metals，2023，13(7):1209.
[24] 黄玺，张亮，王曦，等. 电子封装用纳米级无铅钎料的研究进展[J]. 材料导报，2024，38(23):23080181.(Huang Xi，Zhang Liang，Wang Xi，et al. Research progress of nanoscale lead-free solder in electronic packaging[J]. Materials Reports，2024，38(23): 23080181.)
[25] 魏翔，李佳靖，孙浩，等.深冷循环分级时效对Cu-Ni-Co-Si合金性能及析出行为的影响[J].材料与冶金学报，2025，24(4):403-412.(Wei Xiang，Li Jiajing，Sun Hao，et al.Effect of cryogenic cyclic multi-stage aging treatment on the properties and precipitation behaviour of Cu-Ni-Co-Si alloys[J].Journal of Materials and Metallurgy，2025，24(4):403-412.)
Differential effects of annealing temperature on shear properties of Sn-0.7Cu and Sn-3.0Ag-0.5Cu solder joints
(Zong Jian，Li Jiwei，Xu Xingchao，et al. Differential effects of annealing temperature on shear properties of Sn-0.7Cu and Sn-3.0Ag-0.5Cu solder joints[J]. Journal of Materials and Metallurgy，2026，25(2):174-182.)
