◎はんだ相互接合の再結晶支援亀裂の破壊機構
２． Ｓｎリッチはんだ相互接続の凝固上がり微細組織
ＳＡＣの共晶組成はＳｎ−３．５Ａｇ−０．８Ｃｕ付近とされるが、最もよく使用されるＳｎ−３．０Ａｇ−０．５Ｃｕは亜共晶である。
亜共晶ではβＳｎ（Ｓｎリッチ相）が初晶であるが、共晶近傍合金は高Ｓｎ（Ｓｎ＞９５％）なため凝固と生じる微細組織は
βＳｎが初相であろうとなかろうと、βＳｎの凝固の影響を著しく受ける。
接触する金属の溶解ははんだ組成を変化させ凝固に影響する。
凝固部の断面でコントラストの違う領域の境は高傾角粒界（１５°以上）で、一つ一つの結晶粒は一様な方向のセル状組織よりなり、
このセル状組織は小傾角粒界（５°以下）をなしている。
このように通常はんだ相互接合部は一様な方向のセル状組織よりなる少数個の結晶粒（通常傾角１５°以上）よりなっている。
＜ＮＥＳＡＣの凝固上がり微細構造＞
セル状組織の他デンドライト形態（モルフォロジー）も生じる。モルフォロジーは凝固条件、はんだ組成に依存する。
はんだの量は凝固で形成される微細組織に影響し、大はんだ量ではデンドライト組織が生じやすい。
パッド金属の影響ではＮｉは高Ｓｎはんだへの溶解量が少なくすべて界面の金属間化合物層形成に消費されるが、Ｃｕの溶解量は多く、
はんだ組成を変化させ初晶をＣｕ６Ｓｎ５に変化させ、微細組織に（六方晶）筒状あるいは丸棒状のＣｕ６Ｓｎ５が見られる。
この結果非整合なＣｕ６Ｓｎ５とＳｎマトリクスの高傾角粒界は再結晶の核生成のよいサイトとなる。（析出誘起再結晶）
実際の凝固は平衡凝固からずれ、過冷却により亜共晶でもＡｇ３ＳｎあるいはＣｕ６Ｓｎ５が初晶として析出しやすい。
その際、パッケージあるいはＰＷＢ側界面より溶融部の自由表面、特に液体表面の酸化物などが界面より核生成サイトとなりやすい。
＜初晶Ｃｕ６Ｓｎ５の晶出状態＞
またＳｎの過冷却が大きいことが相互接合部のＳｎ結晶粒の少ない事の一つの理由である。
更に隣り合う結晶粒は双晶であることが多く、結晶方位差（傾角）は約６０°を示す事が多く、これはこれら結晶が
共通な核から生じていることを示唆する。
以上からわかるようにはんだ相互接合の機械的挙動は通常の多結晶材料と非常に異なる。
Ｓｎリッチ相の顕著な異方的挙動は非常に非一様な変形と内部応力をはんだ接合に引き起こす。
更に凝固上がり組織は高傾角粒界がないため粒界亀裂が起きない。
応力印加で破壊が伝播する前に微細構造進展を経る。
凝固で形成された微細構造は安定でなく製品動作中に明らかに変化する。
３． 回復と再結晶の役割
熱サイクルでは全温度範囲がはんだの０．３〜０．４ホモロガス温度以上なので低温あるいは高温での保持時間で
拡散クリープ過程で弾性変形が非弾性変形化する。
微細構造変化の開始ははんだ相互接合の高度な非一様分布のため局在化する。
応力集中部の微細組織の進展はセル状凝固組織の徐々の進展で開始しある時間で微細構造は再結晶で不連続的に
変化する。
３．１ Ｓｎリッチはんだ合金の復旧Restoration
高純度Ｓｎのクリープ研究によるとＳｎの積層欠陥エネルギーは高いので、Ｓｎリッチはんだは回復を起こしやすいと思われる。
ＮＥＳＡＣでも回復は有効であると思われる。
一方ＮＥＳＡＣ相互接合はパワー・サイクル条件（室温と１２５℃）と温度変化（−４５℃と１２５℃）による動的負荷で再結晶する。
ＮＥＳＡＣはんだ相互接合は回復よりひずみ硬化がより有効な動的負荷条件でのみ再結晶するように思われる。
＜熱サイクルの相互接続部の再結晶組織＞
３．２ 初期段階：回復効果と微細構造の粗大化
サイクル当たりの塑性変形が小さい結果、ＰＷＢ側界面領域の微細構造進展がパッケージ側相互接合の進展より非常に遅い。
破壊まで熱サイクルしても変形が少ない中間部では初期のＳｎリッチ相のセル構造が認められる〔（ｂ）〕が、
応力集中領域ではＳｎセルは徐々に合体しＩＭＣ粒子は粗大化することで再配列し始める。〔（ｃ）〜（ｄ）〕
Ｓｎセル周辺の共晶構造は徐々に消失し、回復による低傾角粒界が出現する。
これらの変化は熱サイクル試験の初期（５０〜数百サイクル）に始まるのが観察される。
ＩＭＣ粒子の粗大化は高傾角粒界近くの領域で強く、低傾角粒界近くの領域では依然微細粒子を含む。
これより高傾角粒界に沿っての拡散が低傾角粒界に沿ってより非常に速いと思われる。
＜熱サイクルで破壊したはんだ相互接合＞
３．３ 後期段階：再結晶による組織変形
更なる熱サイクルで微細構造は徐々にこの領域が再結晶で不連続に等軸粒構造に変化するまで進展し続ける。
この変化は最初パッケージ側のはんだ相互接合の端領域で観察される。
再結晶開始で再結晶体積はパッケージ側界面の相互接合部を横切って徐々に端から中央に広がる。
再結晶の潜伏期間は同じ負荷条件でも相互接合、パッケージによって顕著に異なる。
相互接合のパッケージ側界面の亀裂領域は高結晶方位差を示し、高傾角粒界は亀裂経路に非常に接近して位置している。
一般的に高結晶方位差は亀裂領域から離れると小さくなる。（下図）
亀裂は再結晶領域の外にはめったに伝播しない。
＜熱サイクルでの亀裂伝播状態＞
４． 再結晶はんだ相互接合部の亀裂
＜熱サイクル数と亀裂長さ＞
ＢＧＡでは熱サイクルで亀裂の核生成は保持時間、昇降温速度に関係なく比較的狭い範囲、約１０００〜１５００サイクルで起きる。
しかし再結晶の影響のない亀裂伝播速度は非常に遅い。
このように熱機械的疲労の主要な破壊機構は亀裂の核生成と粒間伝播を可能とする再結晶による
連続的粒間ネットワークの形成を含む。
＜再結晶粒間亀裂伝播＞
＜破断面・・・部品側＞
再結晶粒間亀裂伝播の結果、破面は粒状外観を示す。
疲労ストリエーション（筋）がときどき見られる。
粒間伝播の都合が良くないと亀裂は粒内を伝播しうることを示す。
Ｓｎ結晶の機械的異方性が粒界に沿ってのマイクロボイド伝播を促進する。
Ｓｎ結晶の熱膨張係数は〔１００〕＝〔０１０〕方向が〔０１１〕方向の約２倍である。
亀裂核生成は再結晶による微細構造変化前後に起き得るが、再結晶による粒界ネットワーク形成が
電気的に破壊する相互接合の亀裂伝播に影響する
Ｓｎリッチはんだ相互接合の亀裂は再結晶速度により制御されることが明白。
以上より
亀裂核生成は主に負荷繰り返し数に依存し、負荷条件のパラメータと構造特徴、進展に比較的非敏感。
亀裂伝播速度は再結晶領域の拡大速度に依存。すなわちはんだ接合の寿命は主に再結晶の開始と拡大
に制御される。
動的再結晶
◎熱サイクルと機械的衝撃 ２００５
１．序論
２．はんだ相互接合の物理的性質
２．１ はんだの塑性変形
降伏応力以上で塑性変形、それ以下は弾性変形。
降伏応力以上ではひずみ硬化が生じる。
塑性変形は転移すべり、上昇か双晶で起きる。
Ｓｎは非常に非対称的なＢＣＴ（ａ＝ｂ＝５．８３ｎｍ，ｃ＝３．１８ｎｍ）で、知られているスベリ系は
（１１０）〔００１〕、（１００）〔００１〕、（１０１）〔１０１〕、（１２１）〔１０１〕
Ｓｎのように活動すべり系が少ないと、温度が高いあるいはひずみ速度が非常に速いときスベリが起きる、
Ｓｎの知られている双晶面と方向は{３０１}＜１０３＞と{１０１}＜１０１＞。
ホモロガス温度（Ｔ／Ｔｍ）が０．３−０．４以上では時間依存的に”降伏応力”以下でも塑性変形−クリープが起きる。
臨界せん断応力以上で転移クリープが、以下で拡散流動が起きる。
金属の塑性変形はひずみ速度依存し一般的にひずみ速度とともに強度増加。
高ひずみ速度ではすべり系が少ないと双晶が起き易くなる。
＜変形機構図＞
２．２ 塑性変形構造の復旧ristoration
塑性変形の復旧
物理的特性が変形前へ徐々に戻る
動的復旧（変形中に起きる）と静的復旧（変形後の昇温）
復旧は回復recovery（粒構造の目だった変化なし）と再結晶recrystallization（粒構造のはっきりした変化）で進行
復旧後は典型的には一様な粒成長と高度に選択的な二次再結晶が伴う
＜復旧の模式図＞
Ｓｎ基Ｐｂフリーはんだの復旧については情報が少ない。
ＮＥ（共晶近傍）ＳＡＣは温度サイクルで再結晶することが知られている。
２．３ はんだ相互接合の破壊様式と機構
はんだ相互接合の破壊様式（モード）は負荷条件に依存、同じ破壊機構（亀裂の核生成と進展）が
異なる破壊モードを引き起こす得る。
破壊は延性的ductileか脆性的brittle。
脆性破壊は低温と高ひずみ速度でおき易い。
基本的破壊機構はマイクロボイド合体と疲労破壊。
２．３．１ マイクロボイド合体
塑性変形によるマイクロボイドの核生成と成長と合体による亀裂形成
マイクロボイド合体は延性破壊の典型的機構
２．３．２ 疲労破壊
疲労は繰返し負荷による降伏応力以下での破壊
古典的疲労破壊とはんだ相互接合の熱機械的負荷による疲労は機構が異なる。
古典的疲労破壊は亀裂核生成、伝播の前に塑性変形、熱機械的負荷での高Ｓｎはんだ相互接合破壊は
再結晶誘起疲労破壊で再結晶粒界に沿って亀裂核生成、成長。
Ａ） 室温での疲労破壊
疲労破壊は３段階・・・亀裂核生成、亀裂成長、破壊
＜低温での恒温疲労の模式図＞
Ｂ） 熱サイクル
再結晶による粒界網が亀裂の核生成と伝播場所で粒間破壊。
粒界の不純物、合金成分、第２相が粒間破壊を促進。
粒成長あるいは二次再結晶が高Ｓｎ相互接合微細組織を粗大化させると破壊は粒間と粒内の
混合モードで起き得る。
粒内破壊の破壊面はファセット的。
３．熱機械的及び機械的負荷での部品基板の信頼性試験
携帯電子製品の信頼性
温度変化での基板の諸材料の熱膨張率ＣＴＥ差による熱機械的応力による疲労破壊
落下などの機械的衝撃による破壊
３．１ 熱機械負荷でのＳＡＣ相互接合
ＣＴＥミスマッチ
変形度：Δγ、ＣＴＥ差：Δα、相互接合高さ：ｈ、中立線からの距離：Ｌ
Δγ＝ΔαｘΔＴｘＬ／ｈ
＜応力−ひずみヒステリシス曲線、面積は塑性仕事＞
等温（低温）サイクル負荷→対称ヒステリシス
温度サイクル→非対称
温度とともに強度低下、高温で大きな変形、低温で小さな変形
高Ｓｎはんだ
同ホモロガス温度でも強度は共晶ＳｎＰｂより高く、靱性が低い。
熱サイクルでクリープが起きる。
熱サイクルでの相互接合微細構造の進展。
初期組織
高傾角粒界で区別される２〜５個の少数の大きなＳｎコロニー。
コロニー粒界内部には一様結晶方向のセル状凝固構造のＳｎ。
Ｓｎセルの周囲にはＣｕ６Ｓｎ５、Ａｇ３Ｓｎ粒子が分布。
＜偏光像によるＳｎ粒構造＞
応力で亀裂核生成の前に微細組織進展を経る。
はんだ接合の熱サイクルによる応力分布は不均一で局部変形が起き、そこでは再結晶が生じる。
再結晶粒の熱異方性で粒界にマイクロボイドの核生成、マイクロボイドの合体とマクロ亀裂化、亀裂の伝播が起きる。
＜再結晶構造＞
＜再結晶粒界に残ったＣｕ６Ｓｎ５、Ａｇ３Ｓｎ粒子＞
＊セル状組織は成長方向に直交する断面で見ればセル（細胞）状模様だが、成長方向に平行な方向は
長く伸びた形状となる。
Kang IBM （参考図）
３．２ 機械衝撃負荷でのＳＡＣ相互接合
携帯電子製品の落下で衝撃は筐体から基板に伝達し基板の大きな曲げと振動を引き起こす。
ＪＥＤＥＣ ＪＥＳＤ２２−Ｂ１１１に基板レベル落下試験が標準化。
基板は支持ジグで支持されガイド・レールに沿って制御されて落下。基板は自由に曲げうるので
種々のモードの自然周波数の曲げ発生。
＜落下試験による３つの顕著な自然モード＞
＜基板の縦ひずみ波形＞
（ａ）落下後のひずみ波形、（ｂ）高周波数の自然モードによるひずみ波形
巨視的振動は低周波数の自然モードにより、高周波数振動は大きなひずみに埋もれている。
熱機械的負荷と機械的負荷の違い
温度と変形速度
熱サイクルでは変形速度１０−４〜１０−２／ｓ
落下試験では約１０３／ｓ
＜歪速度応答性＞
落下試験でのはんだの流動応力は熱サイクルより２，３倍高い。
高変形速度でははんだ相互接合の強度が増加し、界面での応力が脆いＩＭＣ層破壊強度を超える。
バルクはんだは顕著には塑性変形せず、再結晶は観察されない。
ひずみ速度が増加すると双晶機構が活発となり、相互接合領域の高応力部に双晶が観察される。
金属学的因子
３． 相互接合微細構造とその進展
３．１ 凝固
多くのＰｂフリーはんだは２，３の主要および少量の添加成分からなる高Ｓｎ合金なので凝固挙動は
Ｓｎに支配される。
凝固の始めに初粒が形成されその形態が強く凝固構造に影響する。
ＳＡＣでは初晶は組成によりβＳｎ、Ｃｕ６Ｓｎ５あるいはＡｇ３Ｓｎのどれかでありうる。
凝固は多くは部品かＰＷＢ側界面から始まるが、溶融はんだ表面の酸化物層や不純物粒子もまた核生成
場所として働く。
通常、凝固で成長条件によりセル状あるいはデンドライト構造が形成される。
Ｓｎ０．５Ａｇ０．５Ｃｕの例
Ｓｎのセル状構造で異なる結晶方位の２，３のコロニーより形成。（コロニー間は高傾角粒界）
コロニー領域自体はその粒界が低傾角粒界のセルからなる。
他の注目すべき点は少量成分の挙動である。
最後に凝固する液体部分はコロニー間の高傾角粒界で、そこにはほとんどの不純物が存在する。
Ａｕが保護層として形成されると高傾角粒界に小さな針状ＡｕＳｎ４ＩＭＣ粒子として富化する。
３，２ 凝固構造と接触金属溶解の効果
典型的ＳＡＣの凝固構造は大きなＳｎ初晶粒の間に小さなＣｕ６Ｓｎ５とＡｇ３Ｓｎ相が分散したセル状である。
無電解Ｎｉ（Ｐ）／ＡｕにＳｎ０．５Ａｇ０．５Ｃｕではんだ付けされた相互接合部の形成された微細構造
Ｃｕ６Ｓｎ５とＡｇ３Ｓｎ粒子が比較的大きなＳｎセルの周囲の均一に分布。
ＯＳＰを形成したＣｕパッドにＳｎ０．５Ａｇ０．５Ｃｕではんだ付けされた相互接合部の形成された微細構造
より多くの大きいＣｕ６Ｓｎ５ ＩＭＣが分散。
このような微細構造の違いはＰＷＢのパッドと部品の金属化層が溶融はんだと接触して溶解
することの影響による。Ｎｉは５０倍以上Ｃｕより溶解速度が遅い。
無電解Ｎｉ（Ｐ）／ＡｕにＳｎ０．５Ａｇ０．５Ｃｕではんだ付けされた相互接合の凝固挙動
Ｓｎが初晶。
ＯＳＰを形成したＣｕパッドにＳｎ０．５Ａｇ０．５Ｃｕではんだ付けされた相互接合の凝固挙動
初晶はＣｕ６Ｓｎ５。
リフロー過程の冷却速度は平衡の場合より非常に速いから実際の凝固過程は平衡凝固と
若干ことなる。
３．３ 界面反応生成物
電子機器では一般的な基材材料、被膜、金属化層はＳｎとはんだ／導体界面でＩＭＣを形成する。
界面での薄くて連続的ＩＭＣ層形成は良い濡れ、結合の本質的要件だが、ＩＭＣは本質的に脆いので厚すぎる
ＩＭＣ層ははんだ相互接合の信頼性を劣化させる。
ＩＭＣ層形成は原則、溶解、化学反応、凝固の３つの連続的段階を経へ、その重要度は導体金属の溶解度による。
溶解で接触金属付近の溶融はんだが過飽和になるとＩＭＣが形成され、更なる接触金属の溶解を引き起こす。
このようなＩＭＣ反応構造は２つの部分よりなる。
基材の隣に比較的薄い単一相層がその上に時には厚い不規則な２相（あるいははんだ＋ＩＭＣ）層がある。
２相（あるいははんだ＋ＩＭＣ）層は溶解量増加によって増加するように見える。
アセンブリの保管中あるいは使用でＩＭＣは厚くなり、特に動作温度が室温より高いとそうである。
はんだの局部平衡条件は１つあるいはそれ以上の成分の枯渇で局部的に変化する。
このため相変化が生じ新しい相互接合微細構造となる。
３．３．１ Ｃｕ導電パッドとＳｎ基はんだ間の化合物
Ｐｂフリーのリフローの典型的ピーク温度の２４０−２５０℃周辺ではＣｕ６Ｓｎ５が液体Ｓｎ｜Ｃｕ導体界面で最初に形成される。
均一なＣｕ６ｓｎ５層（単一相層）に加えて局部的組成的過冷に励起されて２相層（Ｃｕ６ｓｎ５＋Ｓｎ）層が単一相層に隣して形成されうる。
熱力学的にはＣｕとＣｕ６Ｓｎ５の間にはＣｕ３Ｓｎ相があるはずで、多く観察されるがＣｕ６Ｓｎ５より非常に薄く形成に長い接触時間が必要。
１２５℃、１０００時間アニールの電解Ｃｕ／Ｓｎ拡散対
３．３．２ 使用中でのＳｎ−Ｃｕ ＩＭＣ層の進展
ＣｕはＣｕ６Ｓｎ５と平衡ではないからこのＩＭＣ帯での反応は固体拡散で継続しＣｕパッドとＣｕ６Ｓｎ５の間にＣｕ３Ｓｎが形成される。
はんだ付け中に生じるＣｕ３Ｓｎ層はＣｕ６Ｓｎ５に比べて非常に薄いが固体アニールでこれらの層の厚みは増加する。
６０−２００℃ではＣｕ６Ｓｎ５の成長速度はＣｕ３Ｓｎより速いが部分的にＣｕ６Ｓｎ５を犠牲にしてＣｕ３Ｓｎは成長する。
Ｃｕ３ＳｎでのＣｕの拡散速度はＳｎより３倍速いので固体アニールでKirkendallボイドがＣｕ｜Ｓｎ反応対で生じると報告されている。
ボイド量はＣｕの種類による。
高純度Ｃｕでは非常にまばらなボイドが観察され、電解、無電解Ｃｕではボイドは容易に見られる。
３．３．３ 他の金属化層系
Ｃｕ以外にＮｉ，Ａｕ，ＡｇなどがＰＷＢや部品金属化層として使用される。
２５０℃付近では液体Ｓｎ｜Ｎｉ導体界面ではＮｉ３Ｓｎ４が最初に形成される。
Ｎｉの液体Ｓｎへの溶解速度はＣｕより非常に小さく、はんだ付け中に形成されるＮｉ ＩＭＣは一般的にＣｕ ＩＭＣより非常に薄い。
特に（Ｎｉ３Ｓｎ４＋Ｓｎ）２相層は通常存在しないか非常に薄い。
以上はＣｕ非含有はんだだが、Ｃｕ含有はんだでは状況は変わり、（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５が最初に形成される。
はんだのＣｕ量が約１原子％に低下すると（Ｎｉ，Ｃｕ）３Ｓｎ４＋（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５＋Ｓｎ ３相領域となるので両ＩＭＣ相が形成される。
約０．７原子％のなると（Ｎｉ，Ｃｕ）３Ｓｎ４が最初に形成される。
Ｃｕ量によりＮｉ上には（Ｎｉ，Ｃｕ）３Ｓｎ４、（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５あるいはその両方が形成されうる。
固体反応ではＮｉ３Ｓｎ４だけが形成され、長時間アニールでも他の層は検出できない。
Ａｕの場合、溶解は最も速い。
２相層（Ａｕ−Ｓｎ ＩＭＣ＋Ｓｎ）は単一相ＩＭＣ層より非常に厚い。
Ａｕ層が薄いと完全に溶解し、ＡｕＳｎ４がはんだ中に針状相として無秩序に分布。
Ａｇも溶解速度は高い。
ＩＭＣ相はＡｇ３Ｓｎ。
Ａｇ基体が厚いとＩＭＣは元の表面に連続層として形成され、２相層（Ａｇ−Ｓｎ ＩＭＣ＋Ｓｎ）は単一相ＩＭＣ層より非常に厚い。
表面処理のＡｇはバルクはんだ中にＡｇ３ＳｎＩＭＣとなる。Ａｇ ＩＭＣは比較的大きな薄片状となる。
ＳｎＡｇＰｂ（３．５％Ａｇ）の凝固構造
３．４ 変形構造（スリップと双晶化による）
３．５ 回復、再結晶、と粒成長
４． ＣＳＰの熱サイクルと落下信頼性
Ｓｎ０．２Ａｇ０．４Ｃｕバンプ
４．１ 熱サイクル
はんだペースト：ＳＡＣ４０５、３８７、３５７５
−４５〜１２５℃、保持１５分
Ｎｉ（Ｐ）｜Ａｕ（ａ）とＣｕ｜ＯＳＰの亀裂経路（ｂ）
＊注：Ｎｉ（Ｐ）｜ＡｕはＰＷＢ側にＮｉ（Ｐ）を使用したサンプル、Ｃｕ｜ＯＳＰはＰＷＢ側にＣｕ｜ＯＳＰを使用したサンプルということで
下図断面の接合界面のパッドを意味しない。部品側パッドはどちらも同じ。（上の図参照）
どちらもはんだ相互接合部の亀裂。
信頼性性能の違いはバルクはんだと微細構造進展の差。
熱サイクル中でのはんだ相互接合の微細構造の進展
変形で再結晶が誘起される。
１０００サイクルでネック部が再結晶。
Ｃｕ｜ＯＳＰの微細構造は多くの比較的大きなＣｕ６Ｓｎ５初晶を含み、再結晶開始を促進。
再結晶粒間の高傾角粒界で粒間亀裂の核生成と伝播しやすい。
そのためＣｕ｜ＯＳＰが速く破壊。
４．２ 落下試験
はんだペースト：ＳＡＣ３８７
＜（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５経由の部品側破壊：Ｃｕ｜ＯＳＰ 注：界面は薄いＮｉ／Ａｕ＞
＜（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５下のＰＷＢ側破壊：Ｎｉ（Ｐ）｜Ａｕ＞
落下試験の破壊モードは熱サイクルと非常に異なる。
室温は０．６Ｔｍで塑性変形は強くひずみ速度依存。
熱サイクル（〜１０−３／ｓ）より落下試験（〜１０４／ｓ）ではんだ接合強度非常に大。
そのためはんだ接合の応力の強度と分布も異なる。
有限要素法によると応力が増加するだけでなく部品側に集中。
落下試験でのはんだ相互接合の高流動応力のためＩＭＣ層は顕著に熱サイクルより高応力を経験する。
同じ計算でＰＷＢ側のはんだ｜パッド相間応力は部品側の半分より小さい。
はんだの引張り強度はＩＭＣの破壊強度を超えＩＭＣ層内を破壊は伝播。
＜落下試験後のバルクはんだ構造：機械的双晶＞
落下試験サンプルには再結晶は観察されない。
落下試験でははんだ相互接合の強度が増加し顕著な塑性変形はおきない。
ひずみ速度増加で双晶機構が活性化される。
高応力な相互接合領域に双晶が典型的に観察される。
＜Ｎｉ（Ｐ）／Ａｕの反応層のＴＥＭ＞
ＰＷＢ側界面の応力は部品側より非常に小さいがＮｉ（Ｐ）｜Ａｕはんだ相互接合の主要破壊モードは
ＰＷＢ側の（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５の下。
Ｎｉ（Ｐ）／Ａｕの破壊経路はいつもＣｕ／ＯＳＰより非常に平滑で真っ直ぐ。
Ｎｉ（Ｐ）／Ａｕに形成されるＩＭＣ層は複雑な多層構造となる。
＜破壊路に垂直なＸ線ラインプロファイル＞
破壊伝播はＮｉパッドと（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５間のどこか。
ＰＷＢ表面処理の影響
２μｍＮｉ（Ｐ）／〜０．０２μｍＡｕ、ペースト：Ｓｎ４．０Ａｇ０．５Ｃｕ、Ｓｎ３．８Ａｇ０．７Ｃｕ、Ｓｎ３．５Ａｇ０．７５Ｃｕ
バンプ：Ｓｎ０．２Ａｇ０．４Ｃｕ
寿命は２０％抵抗増、−４５〜１２５℃、１５分保持
破壊は部品側
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