Sn晶须是一种细长的单晶体,具有良好的导电性。通常,Sn晶须生长于镀层表面,当其长度足以连接到电路相邻引脚后,可能会引起短路失效。为了避免晶须生长,业界广泛地采用了Sn-Pb镀层替换纯Sn镀层。但随着电子封装无铅化进程的推进,Sn基无铅焊料和镀层的使用使晶须生长问题重归人们的视线。目前,探究晶须的生长机理和抑制方法成为学界和业界关注的焦点。文献报道了一些晶须生长机制,但仍然存在两个问题有待解决。首先,电镀或物理气相沉积法制备的镀层中晶粒存在较强的织构,导致表面晶须生长的敏感性差异。其次,在Sn/Cu体系中一般认为Cu6Sn5化合物的生成所伴随的应力是晶须生长的原因,但其生成位置不确定,难以将局部应力松弛和晶须生长建立联系,无法对晶须生长的位置进行预测。鉴于此,本文选择在Sn/Al二元体系对晶须生长行为和机理进行研究。通过润湿的方法在Al表面制备了100μm厚的Sn镀层,避免了织构和金属间化合物的形成。通过纳米压痕微观残余应力测试和XRD宏观残余应力测试,结合有限元仿真将晶须生长速率与镀层应力松弛速率建立联系。通过准原位EBSD分析了晶须生长位置具有选择性的原因。采用FIB-SEM/HRTEM研究了晶须和镀层界面的显微结构以及晶体学取向关系,确定了晶须生长的传质机制。在明确晶须的形核机制、晶须生长的影响因素、晶须生长的驱动力和传质机制的基础上,通过对Sn镀层合金化Ag、Pb和Bi元素,分别实现了晶须生长方向的调控和晶须生长的抑制。在Sn/Al二元体系中,镀层由Al在Sn中的过饱和固溶体和Al相组成。晶须优先在[001]取向的Sn表面形核。由于Sn的各向异性,镀层局部残余应力不均匀,形核位置具有最高的残余应力。[001]取向Sn晶粒在保温过程中最先发生蠕变变形,30°C、50°C和100°C的蠕变应力指数分别为7.04、9.25和11.05,蠕变激活能约为54.1k J/mol,蠕变变形机制为位错主导的蠕变变形并伴随着原子沿位错的扩散。镀层所处环境因素和镀层内在因素对晶须生长行为具有显著影响。环境温度的升高加速晶须的生长,晶须形态由灯丝状转变为卷曲的小丘状。随着镀层晶粒尺寸的减小和表面粗糙度的增加,晶须密度和生长速率升高。晶须生长的驱动力来源于Sn镀层和Al基板的热失配形成的残余应力,生长速率与镀层应力松弛速率呈正比。晶须和小丘根部存在大量的位错,通过位错扩散的晶须理论生长速率与实际测得的生长速率吻合。晶须生长的激活能约为0.42e V,与Sn在位错中扩散的激活能接近,供应晶须生长的Sn原子主要通过根部的位错进行扩散。通过在体系中添加Ag元素,发现了界面化合物、镀层晶粒和晶须存在特定的取向关系,实现了晶须生长方向的控制。在Sn-Ag/Al体系中,镀层由Al在Sn中的过饱和固溶体、γ-Ag2Al相和α-Al相组成。初始呈球状的Sn-Ag/Al界面IMCs层由γ-Ag2Al、μ-Ag3Al和Ag-4H组成。100°C保温过程中,界面μ-Ag3Al向γ-Ag2Al转变,形成六方形貌的γ-Ag2Al。晶须在镀层表面生长方向与界面六方形貌的γ-Ag2Al生长方向一致。晶须、镀层晶粒和界面γ-Ag2Al晶体中的c轴方向平行即[001]whisker//[001]coating//[0001]Ag2Al。保温过程中,转变形成的γ-Ag2Al为晶须生长提供了驱动力,晶须根部与镀层基体之间由位错组成的过渡区域为Sn原子的扩散提供通道。Pb元素的添加对Sn/Al体系中晶须生长不能起到抑制效果。在体系中添加Bi元素,形成了固溶体,提高了镀层的抗蠕变性能,使晶须的生长得到了明显的抑制。在Sn-Pb/Al体系中,Pb元素的添加使镀层由柱状晶转变为等轴晶。镀层中独立的Pb相形成细丝状的Pb晶须,在长期保温后,生长花瓣状的Sn-Pb合金晶须。Pb相在Ostwald熟化作用下逐渐聚集长大使Sn-Pb合金晶须根部出现大块的Pb相。相比于Pb相,Bi相较硬不易变形并且在Sn中具有较高的固溶度。添加5.0wt.%的Bi,一方面提高了Sn镀层的抗蠕变性能,另一方面避免了保温过程中独立的Bi相出现Ostwald熟化现象。固溶后抗蠕变性能的提高使晶须根部位错数量降低,减少了Sn原子扩散的通道,因而阻碍了晶须的生长。