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一、IMC對焊點強度的影響
焊接是依靠在接合界面上生成IMC而實現連接強度要求的。焊接界面的穩定性依賴于IMC的厚度，由此也可預測IMC對構成焊點釬料的體積的影響。隨著安裝越來越朝著微細化方向發展，IMC的相對體積也將增加。如圖1所示，隨著焊接部的微小型化，為了確?？煽啃?，必須充分考慮焊接界面所可能出現的各種各樣的形態，選擇最優化的合金設計，這對焊接接頭的機械、化學、電氣等性能有著關鍵性的意義。
圖1
界面層的形態對焊接接續部分的結構可靠性有很大的影響。特別是厚度，要特別注意避免過厚的IMC層，易導致諸如組織結構變化、微小空洞、尺寸等不必要的缺陷。
二、IMC狀態對焊點可靠性的影響
以SnPb釬料為例，當兩種被連接的母材金屬均為Cu時，要達到持久牢固的機械連接目的，就必須將焊點的溫度加熱到釬料熔點以上約15℃，時間為2～15s。這時釬料才有可能在焊盤和元器件引腳之間形成一種新的化學物質，而達到持久地將二者牢固地連接起來的目的。Cu與Sn的化學親和力很強，因此，在焊接界面上Cu和Sn間的金屬間化合物生長得很快，在焊接過程中對固相Cu的擴散過程的描述如圖2所示。
圖2
1.焊接之前通常母材金屬（元器件引腳）在焊接之前都涂敷有可焊性涂層，如Sn涂層。它們經過了一段儲存期后，由于擴散作用在鍍層和母材表面之間的界面上都會不同程度地生成一層η-Cu6Sn5的IMC層，如圖2（a）所示。2.接觸當兩種被連接的母材金屬接觸在一起時，它們間接觸界面中間是一層純Sn，如圖2（b）所示。3.加熱接合在Cu基板和共晶或近似共晶釬料SnPb、SnAg、SAC及純Sn的界面處的初始生成的IMC為η-Cu6Sn5。不大確定的是，在Cu基板和η相之間的界面處另一穩定的ε-Cu3Sn相能否生成，這種不確定性的原因是ε相非常薄，即使存在也需要透射電鏡（TEM）才可分辨出來，而普通掃描電鏡（SEM）不能識別焊點凝固后的ε相。而在較高溫度下ε相卻能在更早的反應時間內生成。Cu3Sn比較薄，且Cu和Cu3Sn的界面比較平坦，而Cu6Sn5比較厚，在釬料側形成許多像半島狀的突起。圖3照片中的界面組織雖然是在實驗的條件形成的，然而由再流焊接所形成的組織也是相同的。
當連接部受到外力作用時，界面的高強度應力集中最易發生在凸凹的界面處，而不會在平坦的界面上形成。由圖4可以清楚地看到，在主要斷裂處的后面，還有許多微細的斷裂發生在呈半島狀凸出的Cu6Sn5的根部。因此，對接合部的抗拉試驗，必然是Cu6Sn5被破壞。
圖4
在實際的基板上，由熱疲勞等而引發的龜裂，與由釬料圓角、引線、基板上的圖形，以及部件的材質和形狀等所引發的應力集中的情況是不同的。因此，所有發生在界面上龜裂的原因，多數場合是由于在界面形成了不良的合金層所致。η-Cu6Sn5層有三種形貌，即：
●界面粗糙的胞狀層：在俯視圖中其形狀與圓柱狀晶粒相似，但橫截面表現為樹枝晶，樹枝間有大量空隙。故這種IMC層不致密，與焊料接觸界面粗糙，如圖5所示。
圖5
●扇貝狀界面的致密層：在俯視圖中這種形狀類似胞狀晶粒的，但IMC層是致密的。與焊料接觸的界面類似于扇貝狀，如圖6所示。
圖6
●平直界面的致密層：當Pb含量、溫度和反應時間增加時，η層的形貌逐漸從粗糙的胞狀層向扇貝狀的致密層轉變。ε層總是致密的且界面接近平直?？斓睦鋮s速率產生平直的Cu6Sn5層，慢的冷卻速率出現小瘤狀的Cu6Sn5形貌。再流時間對IMC形貌也有影響，時間短產生平直的η相形貌，時間長則更多產生小瘤狀的或扇貝狀的η相。而ε層與再流時間無關，它總是平直地生長。因此，當將兩種接觸的母材金屬加熱使Sn熔融時，由于溫度的作用，在兩母材金屬表面將發生明顯的冶金反應而使兩母材金屬連接起來。此時在兩母材表面之間的接縫中將同時存在ε-Cu3Sn和η-Cu6Sn5兩種金屬間化合物層。貼近Cu表面生成的是ε-Cu3Sn，而原來中間的純Sn層為生成的η-Cu6Sn5相所取代，此時的界面構造如圖2（c）所示。4.加速生長在等溫凝固的最初階段，Cu6Sn5和Cu3Sn相的生長，是以Cu6Sn5的生長為主。當所有可反應的Sn都消耗完后，Cu3Sn相的生長通過消耗掉Cu和Cu6Sn5進行反應，最后，接合層就僅由Cu3Sn構成了。按連接的可靠性來說，圖2（c）所示的狀態是比較理想的。若此時對接合部繼續加熱，ε-Cu3Sn快速發育，其結果是整個接縫均被ε-Cu3Sn填充。由于ε-Cu3Sn金屬間化合物是一種硬度更高而脆性更大的合金相，如果溫度過高，生成的金屬間化合物太厚，焊點的機械強度就會降低。