CN117066619A - 一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺 - Google Patents
一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺 Download PDFInfo
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Abstract
本发明公开一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，采用了时效强化工艺处理手段，通过探索微互连焊点在时效温度和时间变化情况下的力学性能，归纳总结出微互连焊点时效强化的时效温度和时效时间，即微互连焊点在120℃时效300h‑480h后经自然冷却，可得到强度提升的微互连焊点。本发明实现了通过调控微互连焊点中Bi相的存在状态及形态等来提升微互连焊点的剪切强度，为提升工业钎料合金热处理和电子产品可靠性提供参考，同时为电子工业带来更大的经济效益。
Description
技术领域
本发明涉及微互连焊点时效强化技术领域，具体涉及一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺。
背景技术
随着高性能计算、深度学习和5G通信等领域的出现，使得封装技术不断向高密度集成发展，芯片间的异质异构封装集成扮演着重要作用。微互连焊点是实现芯片间的高密度互连主体，其可靠性是维持电子产品优异性能的重要保障。其中，强度是影响可靠性的途径之一，决定着材料在实际中的应用前景。
微互连焊点的强度受服役环境影响。时效是微焊点服役环境中常伴随的过程，是用来描述材料在一定温度下经过保温等处理后，有关结构和性能随时间变化的过程，可通过控制时效温度和时效时间影响微互连焊点中的原子迁移、晶体重排和固溶相变等微观机制，进而调控材料的微观组织，改善钎料合金的性能、提高钎料合金及其微互连焊点的剪切强度。因此，时效处理的工艺参数在研究微互连焊点剪切强度提升上是十分重要的。
Sn58Bi焊料具有低熔点(138℃)、良好的润湿性和较低的价格等方面的优势，是微电子领域中被广泛应用的焊接材料。然而，对应于电子产品中Sn58Bi钎料合金微互连焊点真实的老化趋势，传统工艺方法在时效处理后微互连焊点的强度是随着时效处理时间的增加而逐渐下降。此外，一些高强度Sn58Bi钎料合金微互连焊点采用双时效工艺，在高温和低温两个区间进行时效处理，高温区时效可获得高弥散析出相的形核点，在此基础上，低温区时效获得高弥散分布的析出相，两个温区结合起来可获得更高的合金剪切强度，但该工艺方法较为复杂，如温度、时效时间等对于剪切强度的影响是复杂而多变的，会受到合金组成、热处理过程和具体应用要求等因素的影响，且不利于工业应用。因此，亟待提出一种工艺方法简易且经济高效的Sn58Bi钎料合金微互连焊点时效强化工艺，以提高Sn58Bi钎料合金微互连焊点的剪切强度，且具备良好的工业应用前景。
发明内容
针对上述问题，本发明提出一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，以提高Sn58Bi钎料合金微互连焊点的剪切强度，工艺方法简易且经济高效，同时具备良好的工业应用前景。
本发明提供了一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于，包括如下步骤：
S1：制备Sn58Bi钎料合金微互连焊点；将Sn58Bi钎料合金通过钎焊技术与上下铜基底连接，制备成互连高度为500μm的微互连焊点试样；
S2：时效处理；将步骤S1中制备成功的微互连焊点试样放入到时效炉中并加热到120℃，并进行时效温度120℃保温；时效时间为300h-480h；
S3：冷却；将步骤S2中经过时效处理的微互连焊点试样从时效炉中取出，置于空气中自然冷却至室温25℃；
S4：获得经时效强化的微互连焊点试样，其剪切强度不低于55.0MPa。
优选地，步骤S2中，所述微互连焊点试样经时效处理后生成了亚晶界取向差为1.12°的Bi亚晶结构，Bi亚晶结构的亚晶壁阻碍了位错的移动。
优选地，步骤S3中，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，Bi在Sn相中呈超饱和固溶状态。
优选地，所述Bi在Sn相中呈的超饱和固溶状态会驱动固溶于Sn相中的Bi元素析出，形成杆状富Bi析出相。
优选地，所述Bi在Sn相中呈的超饱和固溶状态会驱动固溶于Sn相中的Bi元素析出，形成球状富Bi析出相。
优选地，步骤S3中，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，IMC层中一次回流的厚度为2.8μm-3.5μm，二次回流的厚度为3.4μm-4.0μm。
优选地，步骤S3中，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，富Bi相的平均宽度相尺寸为2.5μm-4.7μm。
优选地，步骤S3中，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，富Sn相的平均宽度相尺寸为2.7μm-3.6μm。
优选地，所述杆状富Bi析出相的平均宽度相尺寸为0.2μm-0.7μm。
优选地，所述球状富Bi析出相的平均直径相尺寸为0.5μm-2.3μm。
本发明具有如下的有益效果：
1、该技术方案通过对Sn58Bi钎料合金微互连焊点进行时效强化处理，提高了Sn58Bi钎料合金微互连焊点的剪切强度；同时工艺方法简易且经济高效，同时具备良好的工业应用前景。
2、该时效强化工艺可使Sn58Bi钎料合金组织内产生亚晶，亚晶对位错运动的阻碍作用可使微互连焊点剪切强度提升。
3、界面金属间化合物(Intermetallic Compound，IMC)层不断增厚，使得微互连焊点中的Bi相对含量上升，Bi在Sn相中呈超饱和固溶状态，微互连焊点剪切强度也会因固溶强化作用而提升。
4、因微互连焊点的能量自发地趋向于更低状态，超饱和固溶状态会驱动固溶于Sn相中的Bi元素析出，形成富Bi析出相，这一析出相会使微互连焊点剪切强度因析出强化作用而提升。
附图说明
图1为本发明一实施例中的微互连焊点时效强化工艺流程图；
图2为本发明一实施例中的微互连焊点试样类型的结构示意图；
图3为本发明一实施例中互连高度为500μm的Sn58Bi钎料合金微互连焊点试样在时效温度120℃下的剪切强度结果图；
图4为本发明一实施例中互连高度为500μm的Sn58Bi钎料合金微互连焊点试样在时效0h、120h、480h和1680h的组织演变结果图以及Bi相析出放大图；
图5为本发明一实施例中互连高度为500μm的Sn58Bi钎料合金微互连焊点试样在时效120h、480h和1680h的EBSD图；
图6为本发明一实施例中互连高度为500μm的Sn58Bi钎料合金微互连焊点试样在时效480h的TEM结果图；
图7为图5中时效120h和480h的亚晶分布占比统计结果图；
图8为本发明一实施例中互连高度为500μm的Sn58Bi钎料合金微互连焊点试样在时效0h、120h、480h和1680h的IMC层厚度结果图；
图9为本发明一实施例中SnBi基合金的二元相图；
图10为本发明一实施例中互连高度为500μm的Sn58Bi钎料合金微互连焊点试样在时效0h、120h、480h和1680h的剪切断裂位置结果图；
图11为本发明另一实施例中Sn57.6Bi0.4Ag钎料合金的BGA微互连焊点试样在时效120℃下的剪切强度结果图，其中包括互连高度为500μm和400μm。
附图标记：
11-BGA微焊点试样，12-线性微焊点试样，13-双界面Cu柱凸点互连结构，14-双界面Cu烧结互连结构。
具体实施方式
下面将结合附图对本发明技术方案的实施例进行详细的描述。以下实施例仅用于更加清楚地说明本发明的技术方案，因此只作为示例，而不能以此来限制本发明的保护范围。
在本技术方案中，Sn对应的是金属元素锡，Bi对应的是金属元素铋。
如图1所述，本实施例提供的一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，包括如下步骤：
S1：制备Sn58Bi钎料合金微互连焊点；将Sn58Bi钎料合金通过钎焊技术与上下铜基底连接，制备成互连高度为500μm的微互连焊点试样；
S2：时效处理；将步骤S1中制备成功的微互连焊点试样放入到时效炉中并加热到120℃，并进行时效温度120℃保温；时效时间为300h-480h；
S3：冷却；将步骤S2中经过时效处理的微互连焊点试样从时效炉中取出，置于空气中自然冷却至室温25℃；
S4：获得经时效强化的微互连焊点试样，其剪切强度不低于55.0MPa。
该技术方案通过对Sn58Bi钎料合金微互连焊点进行时效强化处理，提高了Sn58Bi钎料合金微互连焊点的剪切强度；同时工艺方法简易且经济高效，同时具备良好的工业应用前景。
具体地，本技术方案采用Sn58Bi钎料合金制备高度为500μm的微互连焊点试样，微互连焊点试样为BGA双界面结构的微互连焊点，BGA(Ball Grid Array)－球状引脚栅格阵列封装技术，高密度表面装配封装技术；在封装底部，引脚都成球状并排列成一个类似于格子的图案，由此命名为BGA。如图2所述，本技术方案所测试的Sn58Bi钎料合金微互连焊点为双界面结构的BGA微互连焊点试样11；当然，可选取微互连焊点试样的结构还包括线型微焊点试样12、双界面Cu柱凸点互连结构13和双界面Cu烧结互连结构14。将微互连焊点试样置于温度为120℃的时效炉内进行时效处理，经过0h、120h、360h、480h、720h、1200h和1680h后分别取出，待微互连焊点试样自然冷却至室温25℃，再进行剪切测试，得到附图2的剪切强度随时效时间“降低-增大-降低”的变化曲线。
参见附图3可知，当时效0h-120h时，微互连焊点试样的焊点剪切强度呈小幅度下降，由初始状态的48.1MPa下降到46.8MPa；当时效120h-480h时，微互连焊点试样的焊点剪切强度不断升高，且焊点剪切强度在480h达到最大值60.1MPa；当时效480h-1680h时，焊点剪切强度不断下降。为了保证微互连焊点试样的焊点剪切强度在后期服役过程中，拥有一个良好的剪切性能；所以将时效时间定为300h-480h，此时微互连焊点试样的焊点剪切强度不低于55.0Mpa，能够满足绝大多数的应用场景，有效地提高了应用范围和实用性。
同时，由于该时效强化工艺及设备要求都很简单，材料成本、加工成本低，批量加工可显著提高效率，体现了经济高效；而且适用对象范围广，具有良好的工业应用前景。
参照附图4可知，经过时效处理后，微互连焊点试样组织内部出现相粗化，由Hall-Petch公式σy＝σ0+kd-1/2(其中，σy是金属材料的屈服强度，σ0是晶格摩擦应力，为常数，k是常数，d是相尺寸或平均晶粒尺寸)可知，时效初期(即时效0h-120h内)焊点剪切强度下降主要由相组织粗化引起。时效初期(即时效0h-120h内)相粗化主要是富Bi相(Bi-rich)和富Sn相(Sn-rich)的晶粒长大粗化，导致微互连焊点试样的焊点剪切强度呈小幅度下降。富Bi相是指Bi在Sn中以固溶体的形式聚集存在，富Sn相是指Sn在Bi中以固溶体的形式聚集存在。对于时效120h-480h时焊点强度的不断升高，利用背散射电子衍射技术(ElectronBackscatter Diffraction，简称EBSD)和透射电子显微镜技术(Transmission ElectronMicroscope，简称TEM)进行测试分析，得到附图5的时效120h、480h和1680h的EBSD结果图。参照附图5可知，在图5(b)中的白色框的区域为时效480h后的组织结构，该白色框中的组织结构呈密集条纹相间形式。为进一步确认此区域为组织结构和了解尤其引发的强化机制，在图5(b)中的白色框内进行了聚焦离子束加工技术(Focused-Ion-Beam，简称FIB)垂直切取样品和TEM分析，得到附图6的结果。参照附图6可知，附图6(b)中可看到类似于“阶梯带”的组织结构和明显的位错结构，由此对附图6(b)的B区域和C区域进行高分辨(High-resolution)放大，得到附图6(c)和(d)的结果。可以看出，B区域内的界面类似于位错(Dislocation)不断塞积形成的晶界，而C区域内的界面分布在位错中间，可起到阻碍了位错的移动。因此，为进一步确定该条界面是否为亚晶界(Subgrain boundary)，对B区域进行了选区电子衍射(Select Electron Diffraction)和快速傅里叶转换(Fast FourierTransformati on，简称FFT)分析后得到附图6(e)和(f)的结果，由图可知，该界面左右两侧的FFT电子衍射图(白色四边形)几乎相同，而晶面构成相同，都为和且晶带轴均为Bi晶体的/>轴，对比两侧的衍射图可知界面两侧为相同的晶体结构，表明该界面不是两相界面，而是同一固相但晶粒取向差不同的界面。同时，对比两套衍射图时发现，两侧的FFT电子衍射图存在1.12°的取向差(Misorientation)，因此可以表明该晶界为新形成的具有1.12°取向差的亚晶界，即微互连焊点中生成有Bi亚晶结构(亚晶的定义为相邻晶粒之间的取向差小于2°)，且可证实出亚晶中存在大量位错，位错受阻于亚晶壁。因位错运动是金属材料变形重要形式，位错运动受阻意味着需要更大的外力才能使焊点发生变形，微互连焊点的强度因而提升。
如图7所示，图7(a)和图7(b)分别与图5(a)和图5(b)相对应，在时效120h和480h时，均检测到了Bi亚晶结构；在图5(a)和图5(b)中的白色方框标识处可以明显观察到Bi亚晶结构。在时效1680h，对应图5(c)，未检测到Bi亚晶结构。参照附图7可知，时效120h的微互连焊点中的Bi亚晶结构分布占比(Frequency)约为0.155，时效480h的微互连焊点中的Bi亚晶结构分布占(Fre quency)比约为0.204，时效480h的微互连焊点中的Bi亚晶结构数量大于时效120h的微互连焊点中的Bi亚晶结构数量。而在时效1680h的微互连焊点中未检测到Bi亚晶结构。同时，参照附图3，当时效120h-480h时，微互连焊点试样的焊点剪切强度不断升高；当时效480h-1680h时，焊点剪切强度不断下降。因此，可以证实Bi亚晶结构的出现提高了微互连焊点试样的焊点剪切强度；而且随着Bi亚晶结构数量的增加，微互连焊点试样的焊点剪切强度不断提升。
参照附图4可知，随着时效时间的增大，组织中的Sn、Bi相发生粗化，粗化的状态为Sn、Bi相平均相尺寸变大。平均相尺寸为Sn相和Bi相横截面长度和宽度的大小，而平均宽度相尺寸为Sn相和Bi相横截面宽度的大小，在此用平均宽度相尺寸衡量Sn、Bi相的粗化程度。在时效0h时，富Bi相的平均宽度相尺寸为2.3μm-2.7μm，富Sn相的平均宽度相尺寸为2.3μm-3.3μm；时效120h时，富Bi相的平均宽度相尺寸为2.4μm-3.1μm，富Sn相的平均宽度相尺寸为2.3μm-3.6μm；时效480h时，富Bi相的平均宽度相尺寸为2.7μm-4.7μm，富Sn相的平均宽度相尺寸为2.8μm-3.6μm；时效1680h时，富Bi相的平均宽度相尺寸为5.5μm-6.5μm，富Sn相的平均宽度相尺寸为4.9μm-6.0μm。当时效300h-480h时，富Bi相的平均宽度相尺寸为2.5μm-4.7μm，富Sn相的平均宽度相尺寸为2.7μm-3.6μm。
参照附图8可知，界面IMC层随着时效时间的增加而不断增厚；IMC层是Cu-Sn化合物，IMC层增厚使Sn消耗，导致微互连焊点中Bi的相对含量增大，随之引发微互连焊点的Bi在Sn相中呈超饱和固溶状态。IMC(Intermetallic Compound)层是界面金属间化合物层，将Sn58Bi钎料合金通过钎焊技术与上下铜基底连接，中间的Sn58Bi钎料合金与上下铜基底形成互连，进而得到BGA双界面互连焊点；首先，BGA双界面互连焊点与上铜基底通过回流焊连接时形成一次回流；其次，上铜基底和BGA双界面互连焊点再次通过回流焊与下铜基底连接时，BGA双界面互连焊点与上铜基底之间累计形成二次回流(Twice flow side)，且BGA双界面互连焊点与下铜基底形成一次回流(Once flow sid e)。IMC thickness表示IMC层中一次回流(Once flow side)和二次回流(Twice flow side)的厚度。当时效0h时，IMC层中一次回流的厚度为1.0μm，二次回流的厚度为1.1μm；时效120h时，IMC层中一次回流的厚度为2.4μm，二次回流的厚度为2.6μm；时效480h时，IMC层中一次回流的厚度为3.5μm，二次回流的厚度为4.0μm；时效1680h时，IMC层中一次回流的厚度为5.2μm，二次回流的厚度为6.0μm。同时，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，当时效300h-480h时，IMC层中一次回流的厚度为2.8μm-3.5μm，二次回流的厚度为3.4μm-4.0μm。其次，当微互连焊点试样从时效炉中取出时，参照图9可知，Bi在Sn相中固溶度由120℃的15％下降为室温下的2％，为此Bi在Sn相中呈超饱和固溶状态。由于微互连焊点的Bi在Sn相中呈超饱和固溶状态，形成固溶强化，微互连焊点的剪切强度也会因固溶强化作用而提升。
此外，因微互连焊点的能量自发地趋向于更低状态，超饱和固溶状态会驱动固溶于Sn相中的Bi元素析出，形成富Bi析出相。随着时效时间的增大，组织中的Sn、Bi相发生粗化，粗化的状态为富Bi相平均相尺寸变大；同时在富Sn相中检测到了富Bi析出相。如图4(c2)所示，时效480h的微互连焊点检测出富Bi析出相，富Bi析出相的部分形状呈杆状(rod-shaped)和部分形状呈球状(spheroid)。杆状的平均相尺寸为富Bi析出相横截面长度和宽度的大小，而平均宽度相尺寸为富Bi析出相横截面宽度的大小，球状的平均直径相尺寸为富Bi析出相横截面直径的大小，在此用平均宽度相尺寸和平均直径相尺寸分别衡量杆状和球状富Bi析出相的粗化程度。其中，杆状富Bi析出相的平均宽度相尺寸为0.3μm-0.7μm，球状富Bi析出相的平均直径相尺寸为0.6μm-2.3μm，富Bi析出相使得微互连焊点的剪切强度因富Bi析出相的析出强化作用而提升。当时效时间在300h-480h时，杆状富Bi析出相的平均宽度相尺寸为0.2μm-0.7μm，球状富Bi析出相的平均直径相尺寸为0.5μm-2.3μm。如图4(d2)所述，时效1680h的微互连焊点依然可以检测出富Bi析出相，富Bi析出相的部分形状呈杆状(rod-shaped)和部分形状呈球状(spheroid)；其中，杆状富Bi析出相的平均宽度相尺寸为0.3μm-0.8μm，球状富Bi析出相的平均直径相尺寸为0.7μm-6.2μm；可以明显地判断出，从时效480h至1680h，富Bi析出相的晶粒在逐渐长大粗化，再加上富Bi相(Bi-rich)和富Sn相(Sn-rich)的晶粒长大粗化，进而造成微互连焊点的剪切强度不断下降。
简要而言，该技术方案提供了一种微电子用微互连焊点的时效强化制备工艺，在制备好微互连焊点的基础上，对微互连焊点进行时效工艺处理，该时效工艺处理可使Sn58Bi钎料合金组织内产生亚晶结构，亚晶结构对位错运动的阻碍作用可使微互连焊点剪切强度提升；随着时效时间延长，IMC层不断增厚，使得焊点中的Bi相对含量上升，Bi在Sn相中呈超饱和固溶状态，微互连焊点剪切强度也会因固溶强化作用而提升；同时，因微互连焊点的能量自发地趋向于更低状态，超饱和固溶状态会驱动固溶于Sn相中的Bi元素析出，形成富Bi析出相，这一析出相会使微互连焊点剪切强度因析出强化作用而提升。简要而言，当微互连焊点时效处理300h-480h时，在亚晶强化、固溶强化和富Bi析出相的析出强化共同发挥作用下，提高了微互连焊点的剪切强度。
参照附图10可知，随着时效时间延长，断裂逐渐由微互连焊点钎料体内转向钎料与IMC层之间的界面处。其中，当时效480h-1680h时，随着IMC层(界面金属间化合物层)不断增厚，Bi相易于在钎料与IMC层之间的界面处聚集，钎料与IMC层之间的界面处的高缺陷特征以及Bi相的脆性特征使得微互连焊点试样的断裂易于在界面处发生，从而导致微互连焊点试样的剪切强度逐渐降低。这也证实了附图3中时效480h-1680h的微互连焊点剪切强度呈不断下降的现象。其中，高缺陷特征是指因IMC层与Sn、Bi相的晶体结构不同，在它们间的界面多以半共格和非共格形式存在，即界面处存在大量晶格错配，处于高密度缺陷状态。而本技术方案选取的时效时间为300h-480h，有效地控制了Bi相在钎料与IMC层之间的界面处聚集，从而解决了Sn58Bi钎料合金Bi相脆性导致强度偏低的问题，符合电子产品小型化发展所需高强度焊点的趋势。值得注意的是，附图10中展示的微互连焊点试样的断裂是在剪切测试中产生的。
本发明提供的另一实施方式中，为了证明该微互连焊点时效强化工艺在不同高度和不同合金组成上具有可行性，本实施例采用Sn57.6Bi0.4Ag钎料合金制备高度为500μm和400μm的BGA微互连焊点试样，将试样置于温度为120℃的时效炉内进行时效处理，经过0h、120h、360h、480h、720h、1200h和1680h后分别从时效炉中取出，并进行自然冷却至室温25℃；将冷却后的微互连焊点试样进行剪切测试，得到附图11的剪切强度随时效时间“降低-增大-降低”的变化曲线。参见附图11可知，当时效120h-480h时，焊点强度不断升高，且所有焊点的剪切强度均在480h左右达到最高，此时的剪切强度值高于未时效时的焊点剪切强度值。
由此可见，本技术方案所提出的一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺适用于SnBi系钎料合金制备成的微互连焊点。
综上所述，本发明所提出的技术方案还具有如下优点：
一方面，通过探索微互连焊点在时效温度和时效时间变化情况下的力学性能，可在时效强化工艺处理后获得强度显著提升的微互连焊点，为优化电子焊料热处理工艺和提升电子产品可靠性提供依据。
另一方面，在无需外部压力加工的条件下，可通过控制时效温度和时效时间产生亚晶、超饱和固溶态和Bi颗粒析出现象，充分激发、挖掘钎料合金本体性能，并为后续调控SnBi钎料合金组织与力学性能关系随时效时间的变化提供数据参考。
需要说明的是，以上优选实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明实施例技术方案的范围，其均应涵盖在本发明的权利要求和说明书的范围当中。
Claims (10)
1.一种微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于，包括如下步骤：
S1：制备Sn58Bi钎料合金微互连焊点；将Sn58Bi钎料合金通过钎焊技术与上下铜基底连接，制备成互连高度为500μm的微互连焊点试样；
S2：时效处理；将步骤S1中制备成功的微互连焊点试样放入到时效炉中并加热到120℃，并进行时效温度120℃保温；时效时间为300h-480h；
S3：冷却；将步骤S2中经过时效处理的微互连焊点试样从时效炉中取出，置于空气中自然冷却至室温25℃；
S4：获得经时效强化的微互连焊点试样，其剪切强度不低于55.0MPa。
2.根据权利要求1所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
步骤S2中，所述微互连焊点试样经时效处理后生成了亚晶界取向差为1.12°的Bi亚晶结构，Bi亚晶结构的亚晶壁阻碍了位错的移动。
3.根据权利要求1所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
步骤S3中，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，Bi在Sn相中呈超饱和固溶状态。
4.根据权利要求3所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
所述Bi在Sn相中呈的超饱和固溶状态会驱动固溶于Sn相中的Bi元素析出，形成杆状富Bi析出相。
5.根据权利要求3所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
所述Bi在Sn相中呈的超饱和固溶状态会驱动固溶于Sn相中的Bi元素析出，形成球状富Bi析出相。
6.根据权利要求1所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
步骤S3中，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，IMC层中一次回流的厚度为2.8μm-3.5μm，二次回流的厚度为3.4μm-4.0μm。
7.根据权利要求1所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
步骤S3中，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，富Bi相的平均宽度相尺寸为2.5μm-4.7μm。
8.根据权利要求1所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
步骤S3中，经过步骤S2时效处理的微互连焊点试样自然冷却至室温25℃后，富Sn相的平均宽度相尺寸为2.7μm-3.6μm。
9.根据权利要求4所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
所述杆状富Bi析出相的平均宽度相尺寸为0.2μm-0.7μm。
10.根据权利要求5所述的微电子用Sn58Bi钎料合金微互连焊点的时效强化工艺，其特征在于：
所述球状富Bi析出相的平均直径相尺寸为0.5μm-2.3μm。
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