【文章內(nèi)容簡介】 接頭高度但是又產(chǎn)生新的接頭大剪切力問題。當(dāng)我們處理直徑為50μm釬料凸點(diǎn)時(shí)，這個(gè)問題尤其嚴(yán)重。我們?cè)O(shè)想圖15d中釬料凸點(diǎn)直徑為50μm且2個(gè)UBM的厚度不變，它們之間的釬料層會(huì)更薄且剪切力會(huì)更大?？紤]到電子遷移。對(duì)于直徑為50μm的釬料凸點(diǎn)，電流密度大約為3*103A/cm2。因?yàn)橥裹c(diǎn)接觸面積比凸點(diǎn)橫截面小得多，實(shí)際電流密度達(dá)104A/cm2左右。然而這一電流密度比Al或Cu連線中的都低一個(gè)數(shù)量級(jí)，釬料凸點(diǎn)中電子遷移不能忽略。首先，因?yàn)殁F料合金低熔點(diǎn)和高的原子擴(kuò)散率，對(duì)于熔點(diǎn)為183℃SnPb共晶釬料，就絕對(duì)溫度而言，室溫就已經(jīng)是其熔點(diǎn)的2/3；其次，是因?yàn)檫B線和釬料凸點(diǎn)之間大的電流密度變化，連線和凸點(diǎn)連接處的電流擁擠影響是非常嚴(yán)重。室溫下供以電流密度為105A/cm2為期幾天的能量，SnPb共晶釬料薄膜帶中就會(huì)出現(xiàn)大量的電子遷移，見圖16[23]。在陽極，可見到大量的異常析出小丘，而在陰極，可觀察到許多空穴，主要擴(kuò)散元素確定為Sn，這些Sn析出物被一層Pb包圍，表明小丘始于Pb粒底部并向上推動(dòng)Pb。在實(shí)際的倒裝 SnPb共晶釬料接頭中，報(bào)道說，150℃電流密度為8103 A/cm2，幾個(gè)100h 后就發(fā)生電子遷移損傷[24]。在陽極一邊，觀察到了Pb柱形隆起，表明Pb是重要擴(kuò)散元素。測得SnPb共晶釬料接頭平均失效時(shí)間遠(yuǎn)低于封裝工業(yè)中所要求的10000小時(shí)。發(fā)現(xiàn)在室溫和150℃時(shí)，Sn和Pb分別為電子遷移主要擴(kuò)散元素種類，這與低熔共晶SnPb料中追蹤擴(kuò)散的研究相符。研究表明：低于100℃，Sn較Pb擴(kuò)散快，而高于100℃，Pb是較快的擴(kuò)散者[25]。這一交叉行為對(duì)釬料接頭的遷移加速測試產(chǎn)生嚴(yán)重的限制。加速測試，在高于100℃溫度下進(jìn)行，不能預(yù)測溫度低于100℃以下的失效。然而，如果實(shí)際接頭的測試操作溫度接近100℃，就沒有加速測試的余地。很明顯，為弄清真正的失效機(jī)理及如何進(jìn)行加速測試，就需要認(rèn)真，系統(tǒng)的對(duì)釬料接頭電子遷移在大的溫度區(qū)見內(nèi)進(jìn)行研究是必要的。圖16 (a) 用于電子遷移檢測的共晶SnPb釬料條(b) 105A/cm2應(yīng)力下室溫19天共晶SnPb釬料條，電子流動(dòng)由右向左，可看到陽極Hillocks和陰極的空洞另一個(gè)釬焊接頭中特有的也很重要的電子遷移行為，是在陽極和陰極處對(duì)IMC長大產(chǎn)生極性效應(yīng)。電子遷移帶動(dòng)原子從陰極運(yùn)動(dòng)到陽極。因此，它有使陰極處IMC溶解且妨礙其成長，而使陽極處IMC建立起來或促進(jìn)其成長的趨勢[26]。當(dāng)在陰極使用薄膜UBM時(shí)，由于電子遷移，薄膜UBM的溶解將成為一個(gè)可靠性問題。以上討論了當(dāng)存在化學(xué)的，機(jī)械的，電學(xué)的力的作用時(shí)，倒裝釬焊接頭微觀組織及可靠性問題。由于小型化的趨勢，希望消除這些問題。在先進(jìn)的Cu/low k 互連中，必須使熔化的釬料不能潤濕Cu線。低k的弱機(jī)械性能可能同上面討論的釬料凸點(diǎn)大的熱應(yīng)變不協(xié)調(diào)。如果別無選擇，只能在Cu/低k互聯(lián)中繼續(xù)使用釬料凸點(diǎn)，這些冶金可靠性問題將繼續(xù)存在。3. 共晶釬料和塊/薄箔Cu的反應(yīng) SnPb/Cu三元系統(tǒng)熱動(dòng)力學(xué)典型的釬焊反應(yīng)包含三種元素：兩種在釬料合金中，一種在導(dǎo)電金屬中，對(duì)于SnPb/Cu，由于Pb不與Cu反應(yīng)形成IMC，Pb的加入會(huì)降低Sn的活性并影響Sn/Cu反應(yīng)。實(shí)驗(yàn)中已觀察到IMC形成對(duì)釬料成分的依賴性。當(dāng)Cu與成分為63Sn37Pb的低熔共晶在283℃反應(yīng)時(shí)，形成ηCu6Sn5[27]。若Cu在400℃與5Sn95Pb反應(yīng)時(shí)，εCu3Sn將代替ηCu6Sn5[28]。 然而，如果Cu在400℃時(shí)優(yōu)先與5Sn95Pb反應(yīng)并在隨后在170℃下時(shí)效處理，會(huì)出現(xiàn)ηCu6Sn5而不是εCu3Sn[27] 。這些結(jié)果并不能僅由CuSn二元相圖加以解釋，相圖中在這些溫度時(shí)，ηCu6Sn5 和εCu3Sn都是穩(wěn)定的。這是因?yàn)樵赟n與導(dǎo)電金屬的二元系統(tǒng)中，形成的相是純Sn和金屬反應(yīng)產(chǎn)生的。純Sn的活性是定值，但SnPb合金中其活性較之要小些。同樣，在多成分系統(tǒng)中有第三元素存在的情況下，二元相圖也不能給出其對(duì)相關(guān)各形成相的影響信息。因此，我們需三元相圖以理解釬料/金屬間的反應(yīng)。 SnPb/Cu三元相圖相圖是由試驗(yàn)給出的，對(duì)于大多數(shù)釬料—金屬系統(tǒng)，通過試驗(yàn)來做出相圖是得不到的。即使由試驗(yàn)研究了一個(gè)系統(tǒng)，也很少測量到技術(shù)上感興趣的溫度處相圖的等溫線部分。而且，由于釬料—金屬反應(yīng)涉及到初始的熔融釬料固液反應(yīng)，隨后結(jié)晶及設(shè)備運(yùn)行或存儲(chǔ)過程中的時(shí)效老化，所以有必要獲得大范圍溫度的相圖。最近30年里，利用計(jì)算機(jī)的相圖計(jì)算（CALPHA）技術(shù)已發(fā)展起來以研究多元系統(tǒng)相平衡[29]。這種技術(shù)中，運(yùn)用各個(gè)相的吉布斯（Gibbs）自由能進(jìn)行熱力學(xué)建模，來分析系統(tǒng)的熱力學(xué)性能。此模型包含有試驗(yàn)信息定義的或估計(jì)的參數(shù)。例如，描述溶解相最常用的是RedlichKister形式[30]。它遵循常規(guī)溶解模型，其只有一個(gè)系數(shù)。常規(guī)溶解是金屬系統(tǒng)較好的近似。在RedlichKister形式中，系數(shù)由摩爾分?jǐn)?shù)多項(xiàng)式代替。此形式的SnPb/Cu液相吉布斯（Gibbs）自由能為： (2)其中，為元素i的克分子分?jǐn)?shù)，為液態(tài)時(shí)元素i的克分子吉布斯自由能，為過量吉布斯能，可以用以下公式計(jì)算出： (3)其中，為ij體系中，二元合金反應(yīng)參數(shù)，依賴于成分和溫度變化。參數(shù)代表三元合金反應(yīng)，也取決于成分，可以表示為下式： (4)其中，系數(shù)也是溫度的變化量。一旦獲得某一系統(tǒng)所有相的吉布斯能方程，理論上可計(jì)算任何種類的相圖和感興趣的熱動(dòng)力學(xué)性質(zhì)。當(dāng)所需的決定三元相互反應(yīng)的參數(shù)的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)得不到時(shí)，這種技術(shù)能使我們從這些已經(jīng)完善的子系統(tǒng)中外推知多元系統(tǒng)熱動(dòng)力學(xué)描述[31]。從圖3中我們觀察到當(dāng)任何合金元素含量為幾個(gè)百分比的數(shù)量級(jí)時(shí)，對(duì)于一個(gè)多元系統(tǒng)，這種熱動(dòng)力學(xué)外推技術(shù)是一個(gè)很好的近似。文獻(xiàn)[3234]中已確定了完整的二元系統(tǒng)CuPb，SnPb，CuSn的熱動(dòng)力學(xué)描述。通過外推它們，例如，將方程（3）中三元相互相反應(yīng)系數(shù)置零，計(jì)算得SnPb/Cu三元相圖示意圖118。相圖中L，η和ε分別代表熔融的SnPb，Cu6Sn5 和Cu3Sn。為證實(shí)此相圖，將計(jì)算得到的接近181℃的SnPb二元共晶處的共晶平衡相（，（見圖17b，E）同182℃時(shí)（、）Marcotte和Schroeder的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)作對(duì)比[35]。實(shí)驗(yàn)工作估計(jì)在~273℃、~75Pb、~~，L+ Cu3Sn→ Cu6Sn5+（Pb），為了對(duì)比，計(jì)算值為273℃，（見圖17b，P）。圖17體系液相表面計(jì)算(a)整個(gè)系統(tǒng)(b)近共晶SnPb放大部分，E由L→Cu6Sn5+(Sn)+(Pb)給出，P由L+Cu3Sn→Cu6Sn5+(Pb)給出 釬焊接頭局部平衡在大多數(shù)擴(kuò)散連接的界面反應(yīng)中，一個(gè)重要的理論假設(shè)就是表面狀態(tài)的局部平衡，或界面平衡的條件[36]。它假設(shè)每兩個(gè)相鄰相處于平衡狀態(tài)，這種平衡是用二元相圖中的兩相平衡區(qū)或溫度敏感區(qū)的三元相圖中等溫線部分的連線來表示的[37]。因此，這種假設(shè)暗示了這種界面共存相組分是相圖平衡連線給定的，而形態(tài)和動(dòng)力學(xué)影響，比如界面曲率，毛細(xì)張力，析出物尺寸，亞穩(wěn)相形成，應(yīng)力梯度以及外界力，這些因素都忽略。界面平衡理論實(shí)質(zhì)的研究已推斷，平衡時(shí)界面曲率影響可能很小，在界面平衡中生長動(dòng)力學(xué)的影響非常嚴(yán)重[38]。就應(yīng)力而言，析出物形成的早期，析出物與基體有一定的連續(xù)性，因此，晶格應(yīng)力必須包括在對(duì)表面相平衡的描述中。然而，以焊接點(diǎn)IMC形成中的尺寸范圍為標(biāo)度，界面是不連貫的，界面平衡假設(shè)往往是合理的。一般來說，在釬料反應(yīng)中考慮到幾十微米厚的IMC形成的有關(guān)報(bào)道中，數(shù)據(jù)與良好演變的微觀組織是相適合的[39]。因而，局部平衡的假想可以被運(yùn)用于釬料/金屬反應(yīng)中，而且三元相圖真正的能為反應(yīng)提供有用的指導(dǎo)。然而，我們必須把與形態(tài)和動(dòng)力學(xué)結(jié)構(gòu)的有關(guān)信息與的相圖結(jié)合在一起來分析釬料反應(yīng). SnPb/Cu反應(yīng)模型Zeng和Kiviahti已經(jīng)對(duì)熔融SnPb/Cu釬料與Cu反應(yīng)進(jìn)行了建模[40]。在IMC形成之前，Cu擴(kuò)撒到熔融的釬料中。人們假定釬料的組分沒有擴(kuò)散進(jìn)入到Cu里面。因此，在釬料中Sn和Pb的比例不隨Cu的擴(kuò)散而改變；它符合相圖中原始釬料組分和Cu最高點(diǎn)的連接線。當(dāng)熔化釬料的邊界層（非?？拷麮u）達(dá)到飽和或達(dá)到局部平衡濃度時(shí)，IMC開始在Cu上形成。由于在低溶共晶SnPb釬料和Cu之間的CuSn IMC形成，我們考慮在200℃和170℃時(shí)SnPb/Cu三元相圖，分別顯示在圖18a和b中。后者是固態(tài)時(shí)效，前著是潤濕反應(yīng)。在相圖中，L，η和ε分別代表熔化的SnPb，Cu6Sn5和Cu3Sn。共晶成分通過在基線上(連接Sn和Pb的)打點(diǎn)來表示。如果該線連接共晶點(diǎn)和Cu的最高點(diǎn)，則釬料為穩(wěn)定組成。這條線切過幾個(gè)相區(qū)的邊，在反應(yīng)過程中會(huì)形成這些相。兩個(gè)相圖都表明了Cu6Sn5和Cu3Sn的形成。由圖18b，在潤濕反應(yīng)中熔化的SnPb共晶會(huì)溶解非常少量的Cu，如圖18f，隨后在熔融的釬料和Cu的界面之間會(huì)形成η相。 的形成消耗了Sn并使η相旁邊的熔融釬料中的含Pb量增加。在固相αPb(Sn)產(chǎn)生前，Pb的含量有可能增加45%。由于η相與銅在熱力學(xué)上不穩(wěn)定，在它們之間會(huì)形成ε相。在試驗(yàn)中，η相和ε相都發(fā)現(xiàn)了。前者為非常薄的一層，后者形成了較厚的扇貝狀層。接下來我們回到圖18a看一下固態(tài)時(shí)效，首先有非常少量的銅溶入固態(tài)釬料，接著形成了η相。錫的消耗能使與η相相鄰的釬料中的鉛大量富集，達(dá)到85%左右。這是潤濕反應(yīng)和時(shí)效反應(yīng)的一個(gè)重要區(qū)別。由于η相與銅不穩(wěn)定，在它們之間會(huì)形成ε相。實(shí)驗(yàn)中，η相和ε相都出現(xiàn)了，這同相圖相符。Sunwoo等人[27]將銅片浸入283℃的熔融共晶釬料（63Sn37Pb）兩到三分鐘。把樣品在冰水中淬火后，試樣在170℃下時(shí)效84天。在這個(gè)釬焊試樣中，通過光學(xué)顯微鏡我們觀察到了一層Cu6Sn5，這與圖18c預(yù)測的相符合，但是由于反應(yīng)時(shí)間短我們沒有發(fā)現(xiàn)Cu3Sn。時(shí)效幾天后，在銅和粗糙的Cu6Sn5之間出現(xiàn)了較薄的一層Cu3Sn，而且在釬料與Cu6Sn5之間形成了一層富鉛的相。富鉛層的形成是由于Cu6Sn5生長時(shí)從固態(tài)釬料中吸收了錫所致的。而在400℃時(shí)，銅和共晶SnPb釬料之間不會(huì)形成Cu6Sn5，這是由于銅和釬料的連線與液相線(L+ε)相交(見圖18e)。在400℃時(shí)，在釬料與銅的界面上只能生成ε Cu3Sn。事實(shí)上，Grivas等人[28]在他們的試樣中沒有發(fā)現(xiàn)Cu6Sn5（試樣是在400℃下，用95Pb5Sn釬焊的）。然而，根據(jù)圖18e，如果釬料中的錫的含量很高（90%）的話，在400℃下，η相是可以形成的。在第一相形成后的相變中，界面反應(yīng)中所包含的組元的可得性及大量的供應(yīng)對(duì)相轉(zhuǎn)變起著重要的作用。在SnPb/Cu系統(tǒng)中，如果釬料的體積相對(duì)于銅的體積來說非常小，即錫的供給量是有限的，就象鍍錫的銅板或銅片一樣，先形成的Cu6Sn5會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)镃u3Sn[27, 41]。相反，如果銅的厚度薄，象釬料和銅的薄膜反應(yīng)中的厚度一樣，或者銅的供給被切斷（例如被銅與Cu3Sn之間的裂紋）的話，Cu3Sn就會(huì)變回到Cu6Sn5[42]。在SnPb/Cu的熔化反應(yīng)中，如果首先形成Cu6Sn5，則Cu3Sn會(huì)在Cu6Sn5與銅之間形成。然后，Cu3Sn必須通過固相擴(kuò)散長大，我們預(yù)計(jì)Cu3Sn的厚度會(huì)比Cu6Sn5小得多。這對(duì)350℃時(shí)共晶SnPb/Cu反應(yīng)來說應(yīng)該是正確的（圖18d）。但是，在以350℃保溫兩小時(shí)的共晶SnPb/Cu擴(kuò)散連接中，我們發(fā)現(xiàn)Cu3Sn是主要的界面化合物，在它的表面上只有很薄的一層Cu6Sn5[43]。這很像在銅片上滴上一小滴熔融釬料的情況，從而錫的供給是有限的。在這種情況下，開始形成的Cu6Sn5要轉(zhuǎn)變?yōu)镃u3Sn。由圖17b，在冷卻階段，同熔融釬料相接觸的Cu3Sn的外層將進(jìn)行包晶反應(yīng)L+Cu3Sn→Cu6Sn5轉(zhuǎn)變回Cu6Sn5。圖18三元合金SnPbCu計(jì)算相圖等溫截面(a) 170℃ (b) 200℃ (c) 283℃ (d) 350℃ (e) 400℃ (f) 200℃的SnPb/Cu相圖SnCu側(cè)放大從IMC形成來看，與相圖所表示的一樣，200℃的潤濕反應(yīng)和170℃的固態(tài)時(shí)效具有相同的產(chǎn)物，需要的自由能變化也非常相似。但是，不知道關(guān)于IMC的形態(tài)和它們形成速度的情況。另外，除了在200℃時(shí)其中一個(gè)相圖具有液態(tài)釬料和Cu6Sn5的三角區(qū)域外，這兩個(gè)相圖是非常相似的。這個(gè)區(qū)域?qū)︹F焊反應(yīng)的意義在于：它限制了形成IMC時(shí)從熔融釬料中吸收的錫的量。在接下來的部分中，我們會(huì)說明在潤濕反應(yīng)和固態(tài)時(shí)效中的反應(yīng)的形態(tài)學(xué)和動(dòng)力學(xué)實(shí)際上是非常不同的。 層狀和貝狀I(lǐng)MC的形態(tài)學(xué)讓我們討論一下在潤濕反應(yīng)中和固態(tài)時(shí)效中IMC形成形態(tài)學(xué)。為什么形態(tài)學(xué)很重要呢?因?yàn)樗绊懼鳬MC形成的動(dòng)力學(xué)途徑。在銅薄膜上的潤濕反應(yīng)中，正是形態(tài)變化引起了IMC的“脫落”。當(dāng)在反應(yīng)中考慮表面能或界面能時(shí)，形態(tài)變化的重要性就清楚了。在一個(gè)二元體擴(kuò)散連接的固態(tài)界面反應(yīng)的經(jīng)典分析中，一般認(rèn)為在二元相圖中所有的IMC平衡相會(huì)同時(shí)以層狀形態(tài)生成。每層生長的動(dòng)力學(xué)是擴(kuò)散控制或是界面反應(yīng)控制的[4446]。在擴(kuò)散控制的生長中，每層的生長與生長時(shí)間的平方根成正比。在界面反應(yīng)控制生長中，每層的生長與時(shí)間成線性關(guān)系。對(duì)于一個(gè)足夠厚的具有足夠高溫度的擴(kuò)散接頭經(jīng)過很長時(shí)間后，所有IMC會(huì)共存且具有擴(kuò)散控制生長機(jī)制。各層間的厚度比與各層中擴(kuò)散系數(shù)平方根的比值一樣[44, 45]。對(duì)體擴(kuò)散連接的分析已經(jīng)被引申到兩個(gè)薄膜間的反應(yīng)和硅晶片上的薄膜反應(yīng)上了[44]。借助于現(xiàn)代分析技術(shù)，我們可以從原子分辨率來觀察IMC形成的早期階段。然而我們發(fā)現(xiàn)在一個(gè)薄膜反應(yīng)中并不是所有的平衡相IMC都會(huì)產(chǎn)生。實(shí)際上，如果在適度的溫度下，只有一種相形成[47]。拿200℃時(shí)硅晶片上的鎳薄膜來說，開始只有Ni2Si形成，當(dāng)它消耗完所有的鎳之后，就會(huì)在Ni2Si和Si之間形成NiSi。當(dāng)NiSi的生長消耗完所有Ni2Si后，在NiSi和Si之間會(huì)形成NiSi2。然后NiSi2的生長最終將NiSi消耗完。反應(yīng)最終形成一層在硅上的NiSi2薄膜[48]。這是