Ｏｓｅｎｂａｃｈ プレゼン 真実と神話
・なぜＳｎウィスカが重要か？
ＲｏＨＳ指令が拍車。→電子装置からのＰｂ除去、例外（２０１０）：ＦＣ−バンプ、高信頼性応用。
Ｓｎは現行Ｓｎ−Ｐｂ表面処理の互換。
・ＪＥＤＥＣウィスカ規格
ＪＥＤＥＤ２２−Ａ１２１：Ｓｎ、Ｓｎ合金表面処理のウィスカ成長測定試験方法
加速試験法と目視観察法
ＪＥＳＤ２０１：Ｓｎ、Ｓｎ合金表面処理のＳｎウィスカ感受性に対する環境受容要求
ＪＰ００２：現行Ｓｎウィスカ理論と緩和実践指導方針
・文献概観
１９４６年、Ｃｏｂｂが最初に報告。
１９５４年、ＡｒｎｏｌｄがＳｎウィスカによる電子装置の故障を最初に報告。
これ以降多くの報告等があるが
ウィスカ成長機構の詳細な合意はない。
定量的予測モデルは開発されていない。
多くの明らかな不一致が報告されている。
すべての重要変数の制御の欠如：重要変数不明。
実験的困難さ：潜伏期間、加速成長の困難さ、統計的変動
最も普及しているウィスカ危険性評価道具 Ｐｉｎｓｋｙ ２００５
変動する潜伏期間
ウィスカ傾向proneは発見しやすいが、ウィスカ免疫immuneは発見しにくい。
加速：高速加速は困難。
統計・・・ウィスカ耐性resistantＳｎ膜でも大きな変動がありうる。
ロット間：最も大
パッケージ間
端子間
供給者間
・駆動力：過剰エネルギー
過剰エネルギーがないと固体ウィスカ成長はない。
応力が最も一般的に受け入れられている過剰エネルギー源。
＊応力でなく応力エネルギー Ｕ∝０．５（応力）２／（剛性modulus）
（粒界エネルギーの可能性も一部で）
過剰応力（歪）エネルギーが駆動力だが成長機構ではない。
応力は必要だが十分ではない。
固体ウィスカ成長実現のためには少なくと２つの追加拘束条件が系に置かれなければならない。
粒成長と膜再結晶というより一般的応力緩和機構を抑制する機構が存在するはず。
すなわち粒界ピンニング機構。
ウィスカ核生成と成長にいたる機構が系に存在するはず。
応力緩和から生じる結果
圧縮応力印荷によるウィスカ成長実験（Ｆｉｓｈｅｒら １９５４）
Snを鉄鋼で挟み圧縮応力負荷→Ｓｎウィスカは印加応力軸に垂直に成長、速度＝ｆ（印加応力）、押出ししでなく結晶成長。
種々の応力誘起ウィスカ成長文献
・ウィスカ成長モデル
転位モデル
Ｐｅａｃｈ（１９５２）、Ｆｒａｎｋら（１９５３、１９５６）、Ｅｓｈｅｌｂｙ（１９５３）、Ｈａｓｉｇｕｔｉ（１９５５）、
Ａｍｅｋｉｎｃｋｘ（１９５７）、Ｌｉｎｄｂｏｒｇ（１９７６）
固体ウィスカ核生成と成長は再結晶と結晶成長の一形態
Ｂａｋｅｒ（１９５７）：最初の転位モデルを支持しないデータ
Ｅｌｌｉｓ（１９５８）、Ｓｔｉｅｎ（１９６１）、ＧｌａｚｕｎｏｖａとＫｕｄｒｙａｖｓｔｓｅｖ（１９６２）、
Ｆｕｒｕｔａら（１９８２）、Ｋａｋｅｓｈｉｔａら（１９８２）、ＢｏｇｕｓｌａｖｓｋｙとＢｕｓｈ（２００３９
酸化物破壊と再結晶
Ｔｕ（１９９４）、Ｏｓｅｎｂａｃｈら（２００５）
＊Ｏｓｅｎｂａｃｈらモデル・・・破壊酸化物−再結晶
・緩和戦略
めっき上がり部品の応力極小化
リード・フレームめっき前処理
めっき化学と工程（Ｒｏｓｅｎ １９６８）
めっき後アニール（Ｇｌａｚｕｎｏｖａら １９６３）
バリア層・・Ｎｉ（Ｂｒｉｔｔｏｎ １９７４）、Ag（Dittesら２００３）
ホット・ディッピング（Ａｒｎｏｌｄ １９５９）
リフロー ？
ピンニング、核生成、成長機構の極小化
Ｓｎめっき純度（Ｂｏｅｔｔｉｎｎｇｅｒら ２００５）
Ｓｎ膜への添加物（Ｐｂ、Ａｇ、Ｂｉ・・・）
Ｐｂ Ａｒｎｏｌｄ （１９５９）
Ｐｂ以外不成功
絶縁被覆がウィスカの伸長と、または腐食を抑制
成長速度を遅延するように見えるが１００％の保証はない（Ｗｏｏｄｒｏｗら ２００５）
被膜を貫通するウィスカ数減少
応力源
リード・フレーム合金応力状態
めっき前深エッチ（≧２．５μｍ） （Ｗｈｉｔｌａｗら ２００３）
界面ＣｕｘＳｎｙ−ＩＭＣ
膜不純物（Ｃ、Ｏ、Ｃｕ・・・）
ＳｎめっきのＣｕ不純物がウィスカ成長 （Ｍｏｏｎ ２００１）
Ｓｎめっきのマイクロ、結晶構造
結晶方位（Ｅｇｌｉら ２００２）
整形（切断加工）trimと成形（塑性加工）form
１次効果はない（Ｏｓｅｎｂａｃｈ ２００４）
Ｓｎと下地金属のＣＴＥ不適合
温度サイクルで４２アロイがＣｕ合金よりウィスカが生じやすい
アセンブリ応力
Ｓｎ酸化
ＣｕｘＳｎｙ−ＩＭＣ誘起応力 ・・・３つの一般理論
Ｔｕ（１９９４）、Ｅ３（２００２）
不規則ＩＭＣ／Ｓｎ界面、局在応力→ポストめっきベークで除去
ＧａｌｙｏｎとＰａｌｍｅｒ（２００４）：この系はＣｕが速く拡散
ＳｎをとりのけてＣｕがＳｎに拡散しＣｕｘＳｎｙ−ＩＭＣが生じる
とりのけられたＳｎがＳｎ膜に蓄積
これら反応で局部格子膨張し反応層に圧縮応力生じる
この応力はＣｕｘＳｎｙ−ＩＭＣとＣｕ界面でのＫｉｒｋｅｎｎｄａｌｌボイドで補償される。
Ｂｏｅｔｔｉｎｇｅｒら（２００５）
ＣｕｘＳｎｙ−ＩＭＣはＳｎとＣｕの体積より小さいので界面で局部的圧縮応力となる。
観察結果
１５０℃ポストめっきアニールで完全にＩＭＣ−Ｓｎ界面は平面化しない。
Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドはない。
Ｓｎ−ＰｂはんだでマイクロボイドはＣｕ６Ｓｎ５でなくＣｕ３Ｓｎに存在、７０２５にはＣｕ３Ｓｎは存在しない。
→Ｔｕ、Ｇａｌｙｏｎらの理論は×、Ｂｏｅｔｔｉｎｇｅｒ？
ポストＳｎめっきアニールＣｕ合金の素子の応力状態
めっき上がりは無応力でない
使用した材料と全めっき工程による
汚染で応力増加
高速めっきで応力増加
基体合金？
めっき前エッチング工程
など・・・・
めっき後アニール→応力減少
減少はアニール時間と温度、保管時間、保管雰囲気の関数
標準的粒成長、再結晶機構では応力は以下で調節
ＩＭＣ／Ｓｎ体積差
非平面ＩＭＣ
汚染物
粒方位
ガス巻き込み
など・・・・
Ｃｕ合金素子の応力状態履歴
基板リフロー→応力増加？
Ｓｎとはんだ溶融
Ｃｕ溶解
低レベルフラックス成分包含
表面張力でＳｎ膜流動、非一様厚みとなる
ＩＭＣ厚み増、界面形態変化
はんだ合金成分がＳｎ膜に拡散、多分非一様に
表面酸化（SnOまたはSnO2）
Ｓｎとはんだ凝固 ・・・応力フリー金属系に設計されていない
リードの高曲率部分のＳｎ膜が薄くなる
Ｃｕ、その他合金成分、フラックスの過飽和
過飽和での上下水平の振動
Ｓｎ、Ｃｕ−Ｓｎ ＩＭＣ、Ｃｕ、基板のＣＴＥ不適合
粒寸法増
粒方位変化
アセンブリが素子を無応力状態にしておくと結論するのは不合理
実使用（フィールド寿命）→応力増加？
環境暴露（Ｔ、ＲＨ、温度変化・・・）
ＩＭＣ成長
酸化（ＳｎＯ２）（膜表面ＣｕＳｎ ＩＭＣにより悪化−ガルヴァニック腐食）
過飽和元素が粒界に沿って再配置
取り扱い−衝撃振動、引っかき
ＣＴＥ不適合
など・・・・
これらでめっき後アニールはすべての応用で必ずしも無応力状態を保証するため利用されていない。
観察結果
ある温度での時間保持でＩＭＣは非平面的になる。
温度・湿度効果
Ｎｉバリアはどのようにして履歴効果を減少させるか
種々のＳｎめっき応力特徴
Ｎｉ−Ｓｎ反応速度は少なくとも一桁減少する
薄いＩＭＣ→より少ない応力
Ｎｉ−Ｓｎ系ではＳｎが第一拡散成分なので、圧縮的界面からの過剰ＳｎはＩＭＣに拡散でき応力を解放。
典型的脆さ＞０．８μｍ
リフローを含む関心のある全温度での溶融Ｓｎへの非常に低い溶解度（＜１０−２ｗｔ％）→極小飽和
Ｃｕの溶解度はリフローで≧０．８ｗｔ％、室温で＜０．０１ｗｔ％以下
より平面的ＩＭＣ界面、ＩＭＣの表面到達の機会がより少く、ガルヴァニック電池酸化が抑制。
最後の意見
Ｓｎウィスカは６０年以上知られている。
現行緩和策は新めっき化学以外、少なくとも３０年以上知られている。
最善はＰｂ添加。
Ｎｉ下地めっき端子では実地の故障は報告されていない。
今日研究されている一般的ウィスカモデルは大部分少なくとも３０年前提案されたモデルの拡張。
しかしモデルは重要な新発見に基づくものもある。
基板アセンブリ影響を忘れるな。
外挿のための予測的信頼モデルと信頼評価はよく確立されていない。
普遍的故障時間関数はあるか（ＴＴＦ）
ＴＴＦ＝ｆ（温度、ＲＨ、Ｔ／Ｃ−ΔＴ（ｔ）、バイアス、ｅｔｃ） ？
どのウィスカ長が受け入れられるか
どんな応力／時間の後
異なる膜、基体合金そしてあるいは表面処理で異なるか？
どのウィスカ密度が受け入れられるか
端子当たり、端子領域当たり、空間的端子位置当たり、素子当たり
ウィスカ危険性評価道具が利用できる−注意して使用
ＪＥＤＥＣウィスカ規格が利用でき、使用者と供給者への方向性と指導提供に役立つ。
Ｐｉｎｓｋｙ ２００５ 高信頼性系Ｓｎウィスカ危険緩和演算器と設計器
アルゴリズム
ｒ１：導体間隔
ｒ２：Ｐｂ量（ｗｔ％）
ｒ３：工程
ｒ４：Ｓｎ厚み
ｒ５：Ｓｎ直下の材料
ｒ６：ＣＴＥを制御する基体
ｒ７：めっき溶融
ｒ８：絶縁被覆
ｒ９：機械的ハードウェアの使用
ｒ１０：どこでアセンブリが行われたか？
ｒ１１：筐体の導体での絶縁被覆使用
ｒ１２：アセンブリ内での空気流
危険評価計算機
計算例
条件：＞５００、＜０．２、マット、２５０−５００、no、セラミック、no、１ｍｉｌ、ｎｏｎｅ、field assembly、Nearly all、Dynamic use（多くの動く部品をもつ大定置機械）
→Ｒ（成長）：０．０１５５、Ｒ（幾何）：０．００５、Ｒ（全）：０．００００７７５ −４．１１０６９８２９７、出力：４．７９
＊補足 Ｓｎウィスカ 真実と神話（Osenbachら ２００７）
ウィスカ成長と危険性を予測し、究極的抑制策を提供するような定量的モデルのための基本的理解がない。
Ｓｎ成長と緩和策の状況を批判的に概観
現存する実験データとデータ収集の限界を調査
提案された駆動力、機構、ウィスカ成長モデルを分析
慎重に提案された緩和策をそしてどのように連続するアセンブリ工程と素子応用が緩和策に影響したか、しなかったかを評価する
ウィスカ耐性：受け入れ試験でウィスカ成長の兆候を示さない
→ウィスカ・フリー（無ウィスカ）ではない
→ウィスカの証拠の不在は必ずしもウィスカの不在の証拠ではない
ウィスカ成長はＳｎ−Ｃｕ系にだけ特有ではなく、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｃｄなどにも見られかつこれらに限られない。
金属、非金属ウィスカ両方が金属、金属−酸化物界面上に気相核生成し成長する。
種々の金属系での固体ウィスカ成長同様、固体ウィスカ成長と気相ウィスカ成長を制御する核生成と成長機構には類似性があるだろうが
ここではＳｎ−ＣｕとＳｎ−Ｎｉ系での固相ウィスカ成長だけを考慮。
能動電子部品componentが蒙る典型的環境条件の下で動作する装置deviceに見られるＳｎウィスカだけを考慮。
過剰な外部機械的応力、擦過、摩損応用は含まない。
限られたデータ、明らかな矛盾するデータにもかかわらずウィスカ形成、成長に影響する変数として一般的合意されているのは
めっき上がりＳｎ膜の固有応力と応力分布
Ｓｎ膜と基体合金との化学反応から生じる外来的応力
Ｓｎめっき純度
Ｓｎめっきの粒寸法と粒結晶方位
リード・フレーム表面処理
端子のめっき前化学処理
リード形成工程
リード曲率
Ｓｎめっき厚み
めっき後熱工程
保管、操作環境
残念ながらこれらの変数とウィスカ成長の定量的関係はまだ存在しない。
ウィスカ成長の定量的理解の不足はＰｂ添加という簡単な選択肢が存在したことにも起因する。
直面する制約は
潜伏期間
リフロー、アニールの有無や膜厚等で潜伏期間が変化。
統計的変動
製品供給者、めっき浴化学、めっき浴供給者とロットを変数にするとロット間（同一供給者によって同じめっき浴で同じ工程）が最も変動大。
リフロー部品のウィスカ応答性はめっき化学、めっき浴供給者、リードフレームめっき供給者、リードフレームＣｕ合金で基本的に制御されていない。
統計的変動に注意して十分な数の検査をする必要がある。
非凝縮条件での加速ウィスカ成長の困難さ
種々な条件のものを長時間加速試験してもウィスカ長で大差がでない。（〜１年で４０−６０μｍ程度）
温度による加速効果がきかない
温度が高くなると成長速度が遅くなる→エネルギー減少機構の変化、ウィスカ成長から通常の粒成長、再結晶へ
６０℃で最大成長、これは通常条件で加速条件にならない。
相対湿度だけが唯一の加速条件。高湿条件は多くの問題→水分誘起腐食
水分誘起腐食
水分凝縮が局部的腐食とウィスカ成長を促進する。
実験技術上、水分凝縮の影響を皆無にするのは簡単でない。
汚染誘起腐食と凝縮
雰囲気汚染
ガス吸収、粒子の金属表面への堆積、イオン化
ガス Ｓｏ２、Ｎｏ２、Ｈ２Ｓ、ＮＨ３、Ｃｌ２
粒子 アルカリ、アルカリ土類、アンモニア等の硫酸塩、硝酸塩、塩化物
屋外環境は室内環境より非常に高濃度の汚染を含むがしばしば室内レベルも十分腐食速度を増加するに足り場合がある。
Ａｇの場合には本質的に室内と室外の差はない。
臨界相対湿度
腐食速度を促進するほかに、水に溶解するイオン物質は１００％以下の臨界相対湿度ＣＲＨ（飽和水溶液以上の平衡湿度）をもつ。
水分はＣＲＴ以上の環境湿度で飽和水溶液となるまでイオン物質に吸収される。
たとえば高ＳＯ２環境ではＮｉ硫酸塩が形成され、ＣＲＨは室温で約６８％ＲＨと報告されている。ＣｕではＣＲＨの報告はない。
花と呼ばれるウィスカの群生の加速成長が報告され、花が観察される位置には水の凝縮の証拠に沿って高濃度のＳが認められる。
実験槽で凝縮した水滴落の影響やＳ含有粒子汚染の影響が考えられる。
駆動力と機構
一般的にはウィスカは異常再結晶または結晶成長の一形態であって、変形deformationや流動flowでないと認められている。
転位の役割については不一致が続いている。
駆動力については３つの理論が存在
表面エネルギー効果 （Ｅｓｈｅｌｂｙ １９５３）、（Ｆｒａｎｋ １９５３）
貯蔵歪エネルギー （Ｅｌｌｉｓ １９５８）、（Ｆｕｒｕｔａ １９６９）、（Ｂｏｇｕｓｋａｖｓｋｙ ２００３）
内部機械応力 （Ｓｈｅｎｇら ２００２）、（Ｔｕら １９９４）
ＥｓｈｅｌｂｙとＦｒａｎｋは独立して負の表面エネルギーがウィスカ成長の原因とした。
局在した負のエネルギーがＦｒａｎｋ−Ｒｅａｄが生み出す転位ループ形成を駆動する。
ループはウィスカが生まれる表面へすべる。
Ｅｓｈｅｌｂｙの見積もりでは最大ウィスカ成長速度は０．００１ｍｍ／年で１ｍｍ／年という観測結果より小さすぎる。
ＦｕｒｕｔａらはＥｌｌｉｓのモデルを発展させＳｎの単位体積当たりの過剰歪エネルギーとＳｎウィスカ表面領域当たりの過剰表面エネルギーの
釣り合いから成長速度を１ｍｍ／年と見積もった。
ＢｏｇｕｓｋａｖｓｋｙとＢｕｓｈは過剰歪エネルギーがＬｉｎｄｂｒｏｇ（１９７５）の提案した転位機構でウィスカ成長させると示唆した。
Ｌｉｎｄｂｒｏｇは２段階モデルを提案した。第１段階ではＢａｒｄｅｅｎ−Ｈｅｒｒｉｎｇ源が転位を生み出し、第２段階で転位ループが
表面へ滑りウィスカを生み出す。成長は物質の根元への追加で先端ではない。
最初の応力誘起ウィスカの直接的証拠はＦｉｓｈｅｒらが発見。ウィスカは機械的応力で成長し、非外部的・機械的応力のＳｎ膜からの成長した
ウィスカと同じ特徴をもっていた。
（押出しでなく単結晶、変動応力依存潜伏期間、変動応力依存成長速度、ウィスカ成長速度が０となる閾値応力）
ウィスカ先端は本体より太い、また先端が表面窪みと一致、表面破れが存在。→根元から成長した証拠。
応力はしばしばウィスカ成長と関係付けられる物理量であるが熱力学的にはウィスカ成長に基本的なのは過剰エネルギー。
Ｓｎウィスカが起きる多くの場合、過剰エネルギーは応力でなく歪の系への負荷で発生する。
歪は熱膨張係数不適合、基材合金とＳｎ膜の反応、Ｓｎ酸化などで生じる。
その他の過剰エネルギー源
粒界
転位
Ｈ、Ｃ、Ｏ、・・・のようなめっき不純物
空隙porosity
駆動力は過剰エネルギーだがウィスカ成長の機構ではない、応力は必要だがウィスカ成長実現に十分ではない。
少なくとも２つの追加拘束条件が固体ウィスカ成長実現のため系に設定される必要がある。
粒成長と再結晶というより一般的に見られるエネルギー緩和機構を抑制する機構、すなわち粒界ピンニング機構
ウィスカ核生成と成長の両方を系に引き起こす機構
粒界の移動でなく、ウィスカ成長による自由エネルギー減少に影響するために具体的粒界不動性が必要。（Ｅｌｌｉｓ １９５８）
Ｅｌｌｉｓが提案した可能な２つのピンニング機構
粒界での不純物偏析
表面のさびtarnish
ＢｏｇｕｓｋａｖｓｋｙとＢｕｓｈは粒寸法が膜厚みに近づくと正常粒成長は抑制される、または停止すると指摘。
同様のピンニング拘束が膜粒界での酸化物成長の抑制に十分な無酸素（酸素フリー）膜堆積条件でないときにＡｌ系でおきる。
Ｂｏｅｔｔｉｎｇｅｒらはウィスカ成長を避けるためにはＳｎめっき浴に高純度水が必要で、高純度水でもＣｕを添加するとウィスカ成長することを発見。
ＫｅｈｒｅｒらはＣｕ上の蒸着Ｓｎ膜でウィスカ傾向を測定し、背圧１０−４でウィスカが生じ、背圧１０−６では生じなかった。
Ｔｕ（１９９４）はさび理論を展開し、更に低温で形成される非平面的形態のＣｕ−ＳｎＩＭＣ層を主要な過剰応力源とする概念を追加。
亀裂酸化物理論
ＣｕＳｎ ＩＭＣは室温でも非常に速く成長、粒界に沿っての激しい成長のためＩＭＣ成長は非一様な圧縮応力がＳｎ膜に発達。
系がピン止めされているので歪による過剰エネルギーは正常な再結晶機構では解放されない。
Ｔｕは空孔源が利用できれば過剰エネルギーが減少減少できると考えた。
彼はこれが表面酸化物の局在した弱い点が破れると起きると提案した。
このような破れが起きると酸化物破壊点で周囲から導入された空孔によりピン止め解除が起きる。
Ｂｏｅｔｔｉｎｇｅｒら（２００５）は応力は堆積上がり膜応力と過飽和不純物の析出によるもので時間によるＣｕ−Ｓｎ ＩＭＣ成長によるものは小変化とした。
Ｇａｌｙｏｎ（２００５）らは応力は主に時間によるＩＭＣ成長から来るとした。
Ｏｓｅｎｂａｃｈ（２００５）らはＴｕのモデルを少し修正し相対する粒界と異なる配向の酸化の差が酸化物破壊の原因と提案。
Ｏｓｅｎｂａｃｈらは酸化物破壊に至る他の機構を認めた、これは外部負荷応力、機械的損傷、他の内部からの応力と歪。
２つの主な外部応力は温度サイクルと外部的に負荷された機械的力。
Ｓｎは異方的で、熱機械的性質は方位依存。
方向依存熱機械特性で多結晶内に異なる応力応答を引き起こす。
Ｓｎ膜が熱サイクルに曝されると、この異なる応力は異なる方位の粒の粒界で酸化物破壊を起こすことができる。
追加応力がＳｎ膜に対する基材、ＩＭＣ、表面酸化物のＣＴＥ差でもたらされる。
引っかきによる機械的変形は圧縮応力と局在的高径曲率領域をＳｎに加える。
更にひっかきは系の汚染をもたらす。これら汚染は局部的に酸化動力学kineticsを変え応力上昇をもたらす。
また機械的損傷はＮｉ下地などの保護バリアを劣化させる。
このモデルはアレニウス・フラックス／温度図で表現できる。
基本的仮定は
Ｓｎは空孔機構で拡散。
Ｓｎ拡散が系に存在する過剰エネルギーを減少するのに必要。
粒界とＳｎ膜表面がピン留めされている。
固有intrinsicＳｎフラックス（流束、拡散係数）が温度を関数として空孔利用制限でないとして図示。
表面（＜０．３５Ｔｈｏｍｏ）、粒界、格子（バルク、＞０．７Ｔｈｏｍｏ）の主要拡散機構の起こる温度範囲が示されている。
系がピン留めされているのでウィスカ成長が起きる全温度で実際の空孔フラックスは固有Ｓｎフラックスよりはるかに低い。
空孔供給がもはや応力緩和過程の速度制御段階でないとピンニング拘束は部分的に除去される。
垂直点線は酸化物破壊などでピンニング拘束が除去されたときの空孔供給を示す。
これで高速拡散路に沿ってのＳｎ拡散はもはや空孔供給に拘束されず、可能で、系の過剰エネルギー解放するようなし方で実際起きる。
粒界がピン留めされているので系への空孔供給で、エネルギー減少が正常粒成長でなくウィスカ成長でおきる。
ＳｎＰｂ膜では室温でも空孔供給と粒界移動は応力緩和にとって十分高いようである。（おそらくＰｂの表面張力の低さに関係）
Ｓｎだけの領域とＳｎとＰｂ共存領域のように膜が非均一化したときにＳｎＰｂでもウィスカ成長がおきる。
温度サイクルでもＳｎＰｂでウィスカ成長がおきる。
この場合ひずみ速度が固有空孔フラックスと粒界運動と結びついた時定数を越えることができる。
→ＪＥＤＥＣ ＪＰ００２の図
環状の筋が縦筋とともに見える。→ウィスカ成長がある不連続な時点に酸化物破壊とＳｎ膜表面の再酸化の間に起きた。
モデルは以下と整合する。
なぜウィスカ潜伏期間の大変動が可能かはっきりさせるのに役立つ。
なぜウィスカは温度サイクルではＣｕ上ＳｎとＣｕ上ＳｎＰｂ両方に、等温試験ではＣｕ上Ｓｎにだけ見られるか。
なぜ湿度は加速的なのか。
なぜウィスカ傾向はＳｎ膜厚みに依存するのか。
なぜウィスカ成長は高温で抑制されるのか。
なぜめっき後アニールは潜伏期間を増加させるが、しかし必ずしもウィスカ免疫をもたらさないのか。
なぜウィスカは押し出しextrusionのような過程と整合しているようにみえる様相をもつのが認められるのか。
なぜ小粒寸法膜がウィスカ成長しやすいのか。
なぜ膜汚染contaminationがウィスカ免疫を劣化させるのか。
なぜあるバリア層と工程が大きなウィスカ免疫をもたらすのか。
なぜ機械的損傷がウィスカ成長耐性を基材と無関係に減少させるのか。
更にこれはクリープかつ、または転位によるウィスカ成長の可能性を禁止しない。
緩和策
ウィスカ成長の駆動力の同定と除去に向けた多くの調査があるが、粒界ピンニングの原因となる、あるいはウィスカ核生成と
成長に要求される機構を同定する試みは比較的少ない。
普遍的ではないとしても普及した見解は応力がウィスカ成長の主要駆動力というもので応力源の同定と除去に最大の注意が受けられている。
膜の応力状態は多くの源で影響される。
リード・フレームのめっき前化学処理
めっき工程と浴化学
膜厚、粒寸法、粒結晶方位
整形（切断加工）trimと成形（塑性加工）form工程の間に加えられるような外的負荷
めっき後熱処理
Ｃｕ−Ｓｎ ＩＭＣ成長
めっき下地（Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、黄銅、４２アロイ）
系のＣＴＥ不適合mismatche
基板組立（アセンブリ）board assembly
酸化、腐食
めっき化学
Ｒｏｚｅｎ（１９６８）：めっき化学
Ｚｈａｎｇ （２０００）：Ｓｎめっき浴、Ｃ＞０．２ｗｔ％以上が以下よりウィスカ成長しやすい。
Ｍｏｏｎ（２００１）：めっき浴のＣｕ（０．８ｐｐｍ）が促進、Ｃｕ６Ｓｎ５の粒界析出が促進と結論。
Ｓｃｈｅｔｔｙ（２００１）：浴中６．４％Ｃｕが良い結果。
いくつかの相矛盾する結果、基材やめっき装置からの不純物がこの原因のひとつと思われる。
膜厚
Ｇｌａｚｕｎｏｖａ（５３）：種々の基材への種々のＳｎ厚み。基材により種々の結果。
他の結果では厚みが増加するとウィスカ成長傾向は減少。
めっき後熱処理
Ｇｌａｚｕｎｏｖａ（１９６２、１９６３）：めっき後１００−１８０℃での１−２４ｈの熱処理効果。
Ｒｏｚｅｎ（１９６８）：同様の結果、ＣｕＳｎＩＭＣの影響を論じる。
Ｂｒｉｔｔｏｎ（５）：１５０℃ｘ１ｈは効果なし、Ｃｕ上Ｓｎでは２００℃効果あり。
Ｄｉｔｔｅ（５６）：１５０℃ｘ１ｈめっき後熱処理効果認める、Ｓｎ／ＩＭＣ界面の平面化と圧縮応力減少提案。
→完全には局部的厚み変化を除去できない。
Ｏｓｅｎｂａｃｈ（２１）：めっき後熱処理の効果は潜伏期間の増加によるのであって必ずしも完全免疫ではない。
Ｂｏｅｔｔｉｎｇｅｒ（２００５）以外はＣｕＳｎ ＩＭＣ成長での時間による圧縮応力増加を言明。
ＢｏｅｔｔｉｎｇｅｒらはＳｎ膜応力はＩＭＣ層成長に大きくは依存しないことを発見し、時間とともに変化する４層（Ｓｎ、Ｃｕ６Ｓｎ５、Ｃｕ３Ｓｎ、Ｃｕ）モデルを提案。
Ｇａｙｌｏｎら（２００５）は界面付近での拡散、反応による膨張（界面付近のＳｎ、ＩＭＣ共存領域）、Ｃｕ収縮帯（Kikedallボイド）存在効果を指摘。
（４帯構造モデル） →Kikedallボイドは見られない。
＊Ｃｕ上Ｓｎめっきでの非リフロー、＜７０℃エージングでのKikedallボイドは見られない。
Kikedallボイド生成のためには追加条件が必要→Ｃｕパッドの接合されたはんだボールで１００℃以上のデータ。
多くのデータでは１２５℃以上ではＣｕ−Ｓｎ系でＳｎが主要拡散種、それゆえKikedall効果ならボイドは界面のＳｎ側、はんだボールでは反対側。
室温と１２５℃では主要拡散種の変化がある。しかしデータでは２５−２２５℃まで１つの活性エネルギーで示される。（Ｏｓｅｎｂａｃｈ ２００５）
製品寿命サイクルでのＣｕ上Ｓｎ緩和策の有効性
基板リフローを経た装置deviceを考慮。
部品が無応力Ｓｎ状態で寿命を始めたとしても引き続く工程とフィールド暴露でＳｎ膜の応力状態にウィスカ核生成と成長を引き起こしうる
変化が起きる。
リフローが無応力、平衡状態をＳｎ膜にもたらす物理的基礎はない。
液体状態では膜はほとんど無応力状態であるが凝固では典型的にはそうでない。
リフローによる溶融と凝固の影響
Ｓｎの融点（２３２℃）でＣｕの溶解度は少なくとも０．１μｍ／ｓ、温度とともに増加し、少なくとも０．７ｗｔ％以上。
最大Ｃｕ溶解度ははんだ合金に影響される。
このようにＳｎ膜はリフロー最大温度の平衡飽和量を少なくとも含む。Ｓｎ膜へのＣｕの混入のほかに他の成分の巻き込み、ＩＭＣ厚みと平面性の変化
表面張力による膜流動flow、はんだ濡れと流動、Ｓｎ酸化などがリフロー中に起きる。
他の成分はフラックス、はんだ、基板金属層、基板または封止樹脂ガス放出などで生じる。
Ｓｎ膜内でのこれらの量や空間分布には量に関する以外何の制約もない。それはまたリフロー炉とその雰囲気に依存する。
膜凝固で、膜の薄い領域が凸曲面と端のようなリードの高曲率領域で生じる。リードが封止樹脂に入る部分でも薄くなる。
もしはんだペーストが少ない、あるいは濡れが悪いとリード先端近くが薄いはんだフィレットとなる。
時間とともに飽和Ｃｕは拡散で低エネルギー状態へ移動し、Ｓｎ膜中に徐々にＣｕ６Ｓｎ５−ＩＭＣが核生成し成長する。
Ｂｏｅｔｔｉｎｇｅｒによるとこれで膜は体積増加し析出領域付近は圧縮応力となる。このためリフローでウィスカ傾向propensityが上昇する。
リフローはＳｎ膜の重大な再配置をもたらす。（上写真で薄い領域にウィスカが見られる。）
Ｈｅｎｓｈａｌｌ（２００６）は基板にリフローし６０℃、８７％ＲＨ暴露したもので約３μｍの薄いＳｎのリード領域ではウィスカが見つかり、
リード全長が少なくとも１６μｍの厚い装置ではウィスカがなかったと報告。
Ｃｕ−Ｓｎ系ではＮｉのようにＳｎに格子間拡散する他の金属成分で過飽和したＳｎ膜の体積はＳｎとＭｅＳｎ−ＩＭＣの混合より体積が
小さく、入り込んだ過飽和種は徐々に析出しＳｎ膜内に局部的体積増加をもたらす。
ある成分の過飽和量はピーク・リフロー温度での溶解度と溶解速度、リフロー工程に依存する。
それではＮｉはなぜＣｕよりリフロー後のウィスカ免疫となるのか。
２６０℃でＮｉの溶融Ｓｎへの溶解度は約０．０１ｗｔ％と非常に少なく、Ｃｕの１０〜１００倍以下である。
このため溶解、過飽和、析出による過剰応力発生の可能性はＮｉ−ＳｎではＣｕ−Ｓｎより非常に少ない。
Ｓｎ膜にＮｉ３Ｓｎ４析出は見られず、リフロー後のＮｉ３Ｓｎ４ＩＭＣ厚みはＣｕ−Ｓｎ ＩＭＣより非常に薄く、平面的である。
ＮｉとＳｎの固体反応もＣｕとＳｎより少なくとも一桁低く、装置の実使用でのＩＭＣ成長はＮｉ−Ｓｎ系ではＣｕ−Ｓｎ系より非常に小さい。
このモデルでホット・ディップでも効果に差が生じる理由の理解ができる。
はんだポットのＳｎ量、ポットの使用歴、リードの形状とディップされた表面領域、ポッ温度、詳細なディップ工程などにより
異なるウィスカ応答が生じるだろう。
ディップごとにＣｕや他の成分がポットのはんだに溶解し、ディップごとに不純物量が増加し、Ｓｎ膜に混入しウィスカ傾向が増加する。
装置（部品）の基板アタッチ後実使用に供される。
温度、相対湿度、温度サイクル、大気汚染などの環境に曝され、膜の応力状態は変化するだろう。
Ｄ＝０．０１６０exp（−０．８６ｅＶ／ｋＴ）、Ｒ２≒０．９６、勾配からＥａ＝０．８６ｅＶ
凝縮水無存在下での高湿暴露でのウィスカ傾向の増加
ウィスカ成長は室温から６０℃では強く温度と湿度依存、しかし８５℃、８５％ＲＨではウィスカ観察されず。
試料はめっき上がりでアニールやリフローなしで腐食は観察されず。
非凝縮環境での長期暴露はウィスカ傾向を増加。
温度サイクルでのウィスカ
ウィスカの密度と長さは基体とＳｎめっきの熱膨張係数差に依存しているように見える。
Ｃｕ上Ｓｎ（ΔＣＴＥ〜６ｐｐｍ／Ｃ）＜Ｎｉ上Ｓｎ（ΔＣＴＥ〜１１ｐｐｍ／Ｃ）＜４２アロイ上Ｓｎ（ΔＣＴＥ〜１９ｐｐｍ／Ｃ）
Ｃｕ上ＳｎとＮｉ上Ｓｎでは温度サイクルによるウィスカは典型的には５０μｍ以下で、径５μｍかそれ以上。
長さは−５５℃と８５℃の間では１０００−２０００サイクルで飽和するように見える。
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