随着现代电子技术的发展和电子产品的广泛应用，与之相关的集成电路的技术也在快速进步。其中电子封装技术承担着为功率器件或芯片提供可靠的工作环境并实现与外界的连接，而焊接是电子封装的重要组成部分。近些年来，由于环境和健康方面的考虑，无铅焊料作为传统锡铅焊料的替代品受到了广泛的关注。在几种无Pb的合金中，Sn-Ag-Cu合金的性能优于Sn-Ag-Bi、Sn-Zn-Bi、Sn-Cu等合金，其与Sn-Ag共晶合金相比熔点低、力学性能优越和可焊性好[5]。功率器件的加载形式以高温和高的温度变化为主，焊点主要的失效原因主要为在加载和服役过程中，金属间化合物（IMC）的长大使得其界面连接强度有所下降，焊点中的空洞使得连接强度下降，因此保证或提升其良好的可焊性和可靠性显得尤为重要。目前的研究现况，主要围绕Sn-Ag-Cu焊料的性能研究以改善焊点的性能，大量的添加剂的加入如稀土、Bi、In、Cu、Ni和ZrO₂或加入超声波等技术进行辅助焊接来达到改善组织的效果。

2003年，J.Y. TSAI等人[1]研究了关于掺杂少量Ni的Cu与Sn3.5Ag焊料反应。通过比较Sn3.5Ag、Sn3.5Ag0.1Ni、Sn3.5Ag0.5Ni和Sn3.5Ag1.0Ni焊料在240℃下的组织形态，他们发现在Cu与掺杂不同Ni含量的Sn-Ag焊料反应中，形成的金属间化合物与Ni浓度无关。对于掺杂Ni的焊料，Cu₆Sn₅相中含有少量的Ni。随着反应时间的增加，化合物Cu₃Sn随后出现在Cu₆Sn₅和Cu之间。Ni的加入使界面处金属间化合物的量大幅度增加。Ni的加入也产生了两个不同的Cu₆Sn₅区域，外部区域包含更多的Ni，内部区域包含更少的Ni。

2005年，N.S. Bosco等人[2]研究了在Cu–Sn合金体系中瞬态液相粘合产生的接头强度。通过采用电子束法在抛光的ODS铜棒表面镀上50lm的铜，并在真空炉中进行粘接，最终发现在Cu-Sn体系中，TLP键合产生的接头的强度和韧性敏感地依赖于由热历史决定的端部组织。通过将d相转化为d (Cu)微观结构，可以提高材料的强度和韧性。

2016年，HONGJUN JI等人[3]研究超声波辅助焊接中无铅焊点的微观结构演变，希望借此来提高无铅焊点的可焊性和可靠性。因USV有细化等轴晶等作用，研究中发现在凝固过程中加入USV可大幅提高钎焊的质量，使更多的元素通从基体溶解到熔化的焊料。同时USV对于晶粒细化、焊点内各MIC的生长均有积极影响。

2011年，J.F. Li等人[4]研究瞬态液相焊接过程中Cu / Sn / Cu体系的界面反应。他们研究了260、300、340 ℃、2%H₂/98%N₂下Cu/Sn/CuTLP体系的界面反应动力学。在残余Sn被消耗之前，在Sn和Cu之间观察到相邻的两层Cu₆Sn₅和Cu₃Sn IMCs。在Cu/Sn/Cu样品的两个原始界面上形成的Cu₆Sn₅晶体相互接触之前，具有扇贝型IMC形貌； Cu/Sn/Cu样品在两个原始边界平面上形成的Cu₆Sn₅层和Cu₃Sn层的平均厚度差异可能分别高达9.7 lm和2.3 lm。这可能是由于不同大小和铜晶体的晶体取向的不同部分原始铜铝箔,导致不同数量的形核点,不同晶体取向的形成Cu₆Sn₅和Cu₃Sn晶体,不同的扩散路径和通量的铜和锡原子在界面反应。

2005年，Jeong-Won Yoon等人[5]研究电解Ni BGA衬底上无铅Sn-Ag-Cu焊料的IMC形貌，界面反应和接合可靠性。熔融焊料与Ni层的反应在界面处形成两个IMCs，分别为(Cu, Ni)₆Sn₅和(Ni, Cu)₃Sn₄。 (Ni, Cu)₃Sn₄ IMCs为针状，(Cu,Ni)₆Sn₅ IMCs为圆柱体，截面为六角，尖端为尖。界面反应和剪切试验结果表明，锡银铜镍BGA焊点具有良好的焊接可靠性。

2015年，Hsi-Kuei Cheng等人[6]研究铜与掺杂微量Ni的Sn-Ag-Cu焊料的界面反应，在260 ℃的液固反应中，Cu₆Sn₅和Cu₃Sn均在添加Ni的LF35/Cu和不添加Ni的SAC105/Cu界面形成，但在LF35的情况下Cu₃Sn相的生长明显减慢。Ni的加入也显著增强了Cu6- Sn5相的成核，在LF35/Cu界面形成大量较小的Cu₆Sn₅晶粒。这种晶粒微观结构在Cu₆Sn₅相层形成了较高的晶界，在LF35/Cu₆Sn₅界面形成了较高的三重结密度，为增强Sn/Cu的互扩散提供了快速的扩散路径。因此，在固/固反应150和200 ℃时，LF35/Cu界面Cu₆Sn₅相的生长增强，另一方面Cu₃Sn相的生长受到明显抑制。

2012年，Ming Yang等人[7]研究共晶Sn3.5Ag和纯锡焊料在液态钎焊过程中与Cu基体的界面反应，发现在熔融钎料/Cu处，Cu₆Sn₅晶粒呈圆形、扇贝状，组织形态较强，在反应开始时，界面的生长主要受GB扩散控制，其次是体积扩散。而Cu₃Sn的生长仅受体积扩散的控制。

2009年，Y.W. Wang等人[8]研究镍掺杂无铅钎料与不同铜衬底反应过程中产生的柯肯达尔孔洞，发现添加Ni有利于抑制Cu₃Sn的生长，从而减少了电镀Cu时的Kirkendall空洞量。柯肯达尔孔洞只形成时，电镀铜是使用。使用OFHC Cu时未观察到这种空洞。除了Kirkendall空洞外，两种不同的Cu衬底在金属间厚度和微观结构上表现非常相似。

2005年，W.C. Luo等人[9]研究不同铜浓度的Ni和Sn-Ag-Cu焊料之间的固态反应，研究发现，样品在高温固相时效足够长的时间后，回流后对铜成分的强烈敏感性消失。在所有Cu浓度下，长期时效后界面形成的金属间化合物类型相同。在界面上发现了一层(Cu_1-yNi_y)₆Sn₅和一层(Ni_1-xCu_x)₃Sn₄。研究表明，回流后金属间化合物的初始差异可以在高温下老化。(Cu_1-yNi_y)₆Sn₅和(Ni_1-xCu_x)₃Sn₄的生长机制不同。(Cu_1-yNi_y)₆Sn₅层的生长是由于锡中铜原子的重新沉降。(Ni_{1- x}Cu_x)₃Sn₄层由Ni层和(Cu_1-yNi_y)₆Sn₅层反应生成。