当连接部受到外力作用时，界面的高强度应力集中最易发生在凸凹的界面处，而不会在平坦的界面上形成。由图4可以清楚地看到，在主要断裂处的后面，还有许多微细的断裂发生在呈半岛状凸出的Cu6Sn5的根部。因此，对接合部的抗拉试验，必然是Cu6Sn5被破坏。
图4
在实际的基板上，由热疲劳等而引发的龟裂，与由钎料圆角、引线、基板上的图形，以及部件的材质和形状等所引发的应力集中的情况是不同的。因此，所有发生在界面上龟裂的原因，多数场合是由于在界面形成了不良的合金层所致。η-Cu6Sn5层有三种形貌，即：
●界面粗糙的胞状层：在俯视图中其形状与圆柱状晶粒相似，但横截面表现为树枝晶，树枝间有大量空隙。故这种IMC层不致密，与焊料接触界面粗糙，如图5所示。
图5
●扇贝状界面的致密层：在俯视图中这种形状类似胞状晶粒的，但IMC层是致密的。与焊料接触的界面类似于扇贝状，如图6所示。
图6
●平直界面的致密层：当Pb含量、温度和反应时间增加时，η层的形貌逐渐从粗糙的胞状层向扇贝状的致密层转变。ε层总是致密的且界面接近平直。快的冷却速率产生平直的Cu6Sn5层，慢的冷却速率出现小瘤状的Cu6Sn5形貌。再流时间对IMC形貌也有影响，时间短产生平直的η相形貌，时间长则更多产生小瘤状的或扇贝状的η相。而ε层与再流时间无关，它总是平直地生长。因此，当将两种接触的母材金属加热使Sn熔融时，由于温度的作用，在两母材金属表面将发生明显的冶金反应而使两母材金属连接起来。此时在两母材表面之间的接缝中将同时存在ε-Cu3Sn和η-Cu6Sn5两种金属间化合物层。贴近Cu表面生成的是ε-Cu3Sn，而原来中间的纯Sn层为生成的η-Cu6Sn5相所取代，此时的界面构造如图2（c）所示。4.加速生长在等温凝固的最初阶段，Cu6Sn5和Cu3Sn相的生长，是以Cu6Sn5的生长为主。当所有可反应的Sn都消耗完后，Cu3Sn相的生长通过消耗掉Cu和Cu6Sn5进行反应，最后，接合层就仅由Cu3Sn构成了。按连接的可靠性来说，图2（c）所示的状态是比较理想的。若此时对接合部继续加热，ε-Cu3Sn快速发育，其结果是整个接缝均被ε-Cu3Sn填充。由于ε-Cu3Sn金属间化合物是一种硬度更高而脆性更大的合金相，如果温度过高，生成的金属间化合物太厚，焊点的机械强度就会降低。