熱-電應力下Cu/Ni/SnAg1.8/Cu倒裝銅柱凸點界面行為及失效機理?

周斌 黃云 恩云飛 付志偉 陳思 姚若河

1)(華南理工大學電子與信息學院,廣州 510641)

2)(工業和信息化部電子第五研究所,電子元器件可靠性物理及其應用技術重點實驗室,廣州 510610)

1 引 言

近年來,倒裝焊封裝( fl ip chip)、扇出型封裝(fan out)以及系統級封裝(system in package)等先進封裝技術快速發展,其中倒裝焊封裝技術因其細節距、微尺寸、超高的I/O密度、優良的導熱導電性能和低噪聲等優點已得到廣泛應用.然而,焊料倒裝凸點因其易產生凸點間橋連等問題而在100μm以下間距的高密度應用中受限[1].因此,急需發展一種新的倒裝凸點突破這一應用瓶頸.采用焊料帽加銅柱結構的倒裝凸點由此發展而來并被應用于細間距倒裝芯片封裝,該類凸點相比傳統焊料凸點的焊料量極少,不易橋連,且銅柱導電和導熱性能優良[2].然而,隨著銅柱凸點尺寸不斷縮小,凸點承載的電流密度急劇增長,焊料帽位置較少的焊料極易完全合金化[3,4],產生空洞、裂紋等缺陷,引發新的熱、電、機械等可靠性問題[5,6].

近年來,已有部分學者開展了銅柱微互連凸點在高溫老化以及電流應力下的可靠性以及金屬間化合物(intermetallic compound,IMC)的生長機理研究.Rao等[7]研究了焊料帽體積對IMC生長動力學的影響,發現在老化過程中,界面總IMC的激活能隨著焊料尺寸的增加而降低.Kwak等[2]的研究發現,Cu/Sn3.5Ag微互連銅柱凸點在老化和電流應力下的IMC生長分別由擴散機理和化學反應機理所主導,IMC的剪切強度和厚度隨老化時間的增加而增加.Ma等[8]研究了純Sn焊帽結構銅柱凸點中的電遷移現象,發現由于焊料的體積較小,Cu原子充分與Sn原子化合生成大量的IMC層,導致焊點的嚴重合金化.Lai等[9]研究電遷移下Cu/Ni/Sn2.0Ag0.5Cu/Cu結構的界面反應,發現銅柱凸點結構可以有效避免凸點下金屬層的溶解失效,但焊料中金屬原子在電子風力驅動下發生定向遷移,并在陰極界面形成空洞,隨著空洞逐漸擴展成裂紋,容易引發銅柱凸點的開路失效.Hsiao等[10]研究了銅柱凸點中空洞在電流應力下的生長規律,發現在焊料完全合金化后,空洞開始在電子風力作用下擴展成裂紋,使得互連的有效接觸面積下降,導通電阻上升,降低了芯片互連的機械強度.

目前國內外對熱電耦合條件下銅柱凸點互連的可靠性尚不明確,在銅柱凸點的失效機理、壽命評估等方面需要做進一步的系統研究.本文設計制作了菊花鏈測試結構的銅柱凸點微互連實驗樣品,開展了銅柱凸點的高溫時效和熱電耦合實驗,對比分析了不同實驗前后銅凸點顯微組織的變化,研究了銅柱凸點中IMC層的生長機制以及熱電耦合對IMC生長和演化規律的影響.

2 實驗設計及研究方法

設計了帶菊花鏈互連的倒裝芯片測試結構,采用5 mm×5 mm×0.186 mm的硅襯底芯片,540個陣列結構的銅柱凸點倒扣組裝在聚酰亞胺基板上,凸點由圓形銅柱和焊料帽組成,凸點直徑、高度和間距分別為50,55和80μm,焊料帽采用Sn1.8Ag材料,高度23μm±3μm,銅柱和焊料帽之間鍍覆有2μm的鎳層作為阻擋層,相鄰銅柱之間采用寬36μm、厚4μm的銅跡線互連,倒裝芯片和基板之間采用填充膠完成底部填充,倒裝芯片連同聚酰亞胺基板采用回流焊接工藝組裝在定向設計的PCB上,形成完整的菊花鏈回路測試結構.銅柱凸點顯微形貌和橫截面掃描電子顯微(SEM)照片如圖1所示.

圖1 實驗用銅柱凸點顯微形貌 (a)凸點表面形貌;(b)凸點截面Fig.1.Microscopy of Cu pillar:(a)Surface topography;(b)cross section morphology.

同時對樣品施加高溫和直流電流兩種加速應力,開展9組熱電應力組合的加速壽命實驗,包括+100°C,+125°C和+150°C三組溫度應力水平以及2×104A/cm2,2.5×104A/cm2和3×104A/cm2三組電流應力水平,電流密度根據施加的直流電流除以銅柱橫截面積的方式計算獲得.

高溫應力和電流應力分別由ESPEC PHH-101老化箱和IT6322B型直流電源提供.實驗過程中,通過自行設計的在線監測系統對銅柱凸點菊花鏈網絡的互連電阻進行實時監測和記錄.圖2所示為熱電耦合實驗樣品及在線監測系統原理圖.在線監測系統硬件由Keithley 2700數字多用表、7700型20通道差分開關、控制電腦以及GPIB卡組成,GPIB卡用于控制主機和數字多用表之間的通訊和數據傳輸,采用VB語言編寫控制程序,對電流通斷、電壓采集和電阻值轉換計算進行自動控制.

圖2 在線監測系統原理圖Fig.2.Schematic diagram of on-line monitoring system.

實驗前,為研究焦耳熱帶來的溫升效應,選擇同批次樣品制作成金相截面,在70°C環境條件下對截面樣品施加1.5×104A/cm2的電流應力,采用TM-HST型高精度動態紅外熱像儀分別捕捉倒裝芯片表面以及銅柱互連截面的熱點溫度.紅外熱像測試結果如圖3所示,圖3(a)為2個銅柱凸點回路下的截面溫度分布,焦耳熱溫升最高為0.3°C,熱點位于焊料帽焊接位置,這與焊料的電阻率較大有關.Cu柱、Sn1.8Ag焊料和Cu6Sn5IMC的電阻率分別為1.7,13.0和17.5μ?·cm[11,12].根據焦耳熱計算公式可知,焦耳熱溫升與電阻值呈正比,且由于焊料一側與熱導率較低的基板相連,銅柱一側與熱導率較高的銅跡線和硅芯片相連,散熱較好.因而在電流應力條件下,銅柱互連結構的熱梯度是從焊料端到銅柱端,原子熱遷移方向與熱梯度方向相同,這一結果將有助于研究銅柱凸點在熱電應力下原子擴散、IMC生長和空洞形成機理.當凸點數量為224個時,圖3(b)顯示,焦耳熱產生的表面溫升達31°C,可見焦耳熱的溫度疊加效應明顯,焦耳熱溫度隨凸點數量增加而迅速上升.

圖3 紅外熱像溫度分布(70°C,1.5×104A/cm2)(a)2個銅柱凸點串聯下的截面溫度;(b)224個銅柱凸點串聯下的芯片表面溫度Fig.3.Distribution of infrared thermography temperature(70°C,1.5×104A/cm2):(a)Cross section temperature of 2 Cu pillars series;(b)surface temperature of 224 Cu pillars series.

3 實驗結果與討論

3.1 失效模式及機理分析

圖4所示為溫度100°C和電流密度3×104,2.5×104,2×104A/cm2條件下,銅柱凸點互連失效的SEM形貌圖.組合圖中的上下兩圖為同一菊花鏈回路的相鄰凸點,上圖電子從基板流向芯片,焊料/銅柱焊接界面為陽極,焊料/Cu焊盤界面為陰極;下圖電子從芯片流向基板.由圖可知,銅柱凸點互連的主要失效模式有Cu焊盤溶解消耗、焊料完全合金化成Cu3Sn、陰極鎳鍍層侵蝕和層狀空洞4種.

在熱電耦合應力下,普遍存在銅焊盤的極性溶解消耗,陰極銅焊盤溶解速率快于陽極.如圖4(a)所示,陰極銅焊盤已被完全消耗侵蝕,陽極Cu焊盤從初始的6.5μm減小到3μm,這與原子的電遷移和熱遷移方向相關[13].圖5為熱電耦合下原子的熱遷移和電遷移方向示意圖,e?表示電子.由圖3的紅外分析可知,銅柱凸點內部原子熱遷移從銅焊盤指向銅柱方向,當Cu焊盤位于陰極時,原子熱遷移方向與電遷移方向相同,熱遷移進一步加劇了電遷移,促進Cu焊盤快速溶解并與Cu6Sn5化合生成Cu3Sn層;當Cu焊盤位于陽極時,原子電遷移與熱遷移方向相反,一定程度上抑制了Cu焊盤的溶解以及Cu3Sn的生成,從而導致銅焊盤溶解消耗的極性差異.圖4中,Cu6Sn5的轉化程度與電流密度正相關,當電流密度達3×104A/cm2時,焊料內Cu6Sn5合金已全部轉化成Cu3Sn.

圖4中,在熱電耦合應力驅動下,Cu3Sn的快速生長主要與電流密度、極性以及反應界面金屬原子(如Sn,Cu)的數量有關.在傳統焊料凸點結構中,由于具有足夠的Cu原子和Sn原子,Cu6Sn5化合物層通常呈連續生長,且IMC厚度與時間的平方根呈線性關系.然而,在銅柱凸點結構中,焊料帽厚度僅約10μm,Sn基焊料占比較少,而Cu原子數量足夠[14].在電子風力作用下,首先Cu原子快速往焊接界面一側遷移,在Sn原子數量受限的銅柱凸點互連結構中,由于Sn原子的缺失以及Cu原子的富余,且在熱電應力下Cu3Sn的激活能低于Cu6Sn5[2],導致Cu6Sn5與遷移的Cu原子快速化合生成Cu3Sn,直至Cu6Sn5被完全消耗.這一階段Cu6Sn5厚度隨時間延長而快速減小,Cu3Sn厚度隨時間延長而快速增加,其生長方向為從基板銅焊盤側往銅柱方向,不同于傳統焊料凸點中的IMC層陽極極性生長.這是因為銅柱結構凸點中受有限焊料量以及Ni阻擋層的影響,僅有Cu焊盤側能提供足夠Cu原子供Cu3Sn生長.此外,由圖4可知,受電子風力對Cu原子遷移作用的影響,Cu3Sn的生長速率與電流密度呈正比,電流越大,Cu3Sn合金化越嚴重,且當電子流向焊料一側時,將加速Cu原子的遷移以及Cu3Sn的生長.圖6所示為150°C,2.5×104A/cm2下經歷2.5 h后陰、陽極的鎳層微觀形貌圖.圖6(a)中,電子從銅柱流向基板,Ni層為陰極界面,Ni和Cu在Sn焊料中的有效電荷數分別為?3.5和?8,在電子流的作用下,陰極的Ni原子會向陽極焊料端移動,但由于Ni在Sn中的固溶度僅有0.005 at.%,且擴散速率很小(160°C時為5.4×10?9cm2/s)[15,16],因此,Ni原子在移動到靠近鎳鍍層一側的焊接界面即以化合物的形式析出,能譜分析(EDS)標定為(CuxNiy)6Sn5三元合金,當界面局部區域的Ni阻擋層被完全溶解消耗后,在Cu/焊料界面產生潰口,由于缺少Ni層的阻擋,在熱電耦合應力下,潰口部位的銅柱迅速被侵蝕轉化成(Cux,Niy)6Sn5和Cu3Sn合金,并在界面形成層狀空洞.此時,化合物的形成機理與Sn,Cu界面相一致,產生層狀空洞的原因與化合物生成過程中的體積收縮有關.圖6(b)中,當電子從基板流向銅柱,Ni層為陽極界面,除了界面因IMC生長而消耗的鎳層外,Ni層整體依舊保持層狀形貌,未觀察到局部的鎳層侵蝕和潰口,Ni/Cu界面亦結合良好.由此可見,鎳層的溶解消耗具有顯著的極性效應.

圖4 不同電流密度下銅柱凸點互連失效SEM圖(100°C) (a)3×104A/cm2;(b)2.5×104A/cm2;(c)2×104A/cm2Fig.4.Failure modes of Cu pillars interconnection under different current density(100 °C):(a)3× 104A/cm2;(b)2.5×104A/cm2;(c)2×104A/cm2.

圖5 熱電應力下原子的熱遷移和電遷移方向示意圖Fig.5.Schematic diagram of thermal migration and electromigration of atoms under thermoelectricity stress.

圖6 銅柱鎳層經歷熱電應力后的微觀形貌 (a)陰極界面鎳鍍層形貌;(b)陽極界面鎳鍍層形貌Fig.6.Microstructure of Nickel layer after thermoelectricity stress:(a)Ni plating at cathode interface;(b)Ni plating at anode interface.

3.2 IMC層生長機制及界面行為

為進一步對比分析高溫應力和熱電耦合應力下銅柱凸點IMC層的生長行為,圖7給出了經歷1700 h后的銅柱凸點焊接界面的SEM形貌圖.通過對比分析發現,在熱電應力下,Sn焊料已被完全消耗,IMC層完全轉化為Cu3Sn合金,且存在明顯層狀空洞;而高溫應力下,僅見銅焊盤側Cu6Sn5合金的層狀生長以及少量Cu3Sn合金,未見層狀空洞.研究顯示,Cu3Sn在高溫老化和電流應力下的激活能分別為1.18和0.45 eV[17],表明電流應力相比溫度應力對銅凸點互連內部原子遷移和IMC層的生長行為影響更為顯著[18],Cu原子的遷移受到電子風力的驅動,改變了凸點中IMC層的主生長機制,由熱擴散主導轉變為電流應力主導;另一方面電流應力產生的焦耳熱與125°C的環境溫度疊加,進一步提升了凸點溫度,加快原子的擴散速率,相比高溫老化應力,將加速IMC層的生長,Meinshausen等[19]的研究印證了這一點.此外,Gu和Chan[20]的研究表明,在熱電耦合應力下,當互連結構內部溫度梯度小于527°C/cm時,電流應力起主導作用,而電流應力的影響主要來源于電遷移和焦耳熱的綜合作用機制.

圖7 高溫及熱電應力下銅柱凸點IMC層顯微形貌對比 (a)125°C,1700 h;(b)125°C,2.5×104A/cm2,1700 hFig.7.IMC layer contrast chart of Cu pillar under high temperature and thermoelectricity stress:(a)125°C,1700 h;(b)125°C,2.5×104A/cm2,1700 h.

圖8所示為熱電應力下銅柱凸點結構內部形成的典型空洞形貌,從圖中可觀察到3種類型的空洞,分別是焊料內部的微空洞、Cu/Cu3Sn界面的Kirkendall空洞以及焊接界面的空洞狀裂紋.微空洞呈長條形,非工藝過程中常見的圓形空洞,其形成機理為焊料固態反應生成IMC過程中產生的體積收縮.由于固-固反應導致的體積收縮量較難通過實測驗證,通常采用理論計算獲得.當Cu6Sn5和Cu3Sn分別由(1)和(2)式生成時,對應的理論尺寸變化系數分別為?0.017和?0.092[21],以圖8(a)為例,Cu3Sn厚度為13.3μm,與理論尺寸變化系數相乘后得到的尺寸收縮值為1.22μm,實測Cu3Sn合金界面的長條狀微空洞高度為1.19μm,與理論計算值符合較好,進一步證實銅柱凸點中Cu3Sn生長的主要機理是Cu6Sn5的轉換消耗.體積收縮會在焊接界面產生內應力,Song等[21]的研究發現,體積收縮在焊料、Cu焊盤以及Cu3Sn界面層產生的內應力分別為60—120 MPa,40—120 MPa和0.80—1.54 GPa,從而導致焊料組織結構變化,并最終在Cu3Sn界面層形成裂紋,使內應力得以釋放.

圖8中,Kirkendall空洞主要出現在cu/Cu3Sn界面,但密度不大,數量不多,形成機理主要與Cu/Cu3Sn界面中Cu,Sn原子互擴散不均勻導致的空位累積有關[22,23].表1所列為Cu,Sn原子在IMC中的擴散通量,JEM表示電遷移引起的擴散通量,JChem為化學勢引起的擴散通量,JTotal為總擴散通量.由表1可知,在電應力條件下,Cu原子在Cu3Sn中的擴散系數比Sn原子大3個數量級,而熱電應力條件下的總擴散系數也大2個數量級.因而,隨著應力時間的增加,擴散的Sn原子不足以填補Cu原子擴散后留下的空位,從而在Cu焊盤界面因空位累積而形成Kirkendall空洞,當焊接界面形成層狀空洞并逐漸擴展占據Cu/Cu3Sn結合界面時,互連結構的局部開路會使得互連電阻上升,封裝體內焦耳熱增加,空洞擴展速率加快,直到引起開路失效.

圖8 熱電應力下銅柱凸點互連界面的空洞形貌Fig.8.Voids morphologies of Cu pillar soldering interface under thermoelectricity stress.

表1 Cu-Sn原子在IMC中的擴散通量[22]Table 1.Diffusion fl ux of Cu-Sn atoms in IMC layer[22].

3.3 電性能及顯微組織演變

圖9所示分別為不同溫度和電流應力下銅柱凸點互連電阻隨時間的變化趨勢.由圖可見,在初始施加熱電應力后的較長時間,互連電阻值幾乎保持不變,隨后阻值緩慢增加,最后在短時間內阻值快速增加并導致開路失效.失效前的孕育時間與電流密度和溫度密切相關,受電流密度影響更大.圖10分別為初始態、2 h以及1700 h熱電應力實驗后銅柱凸點焊接界面的微觀組織形貌.初始階段,Cu焊盤側焊接界面為扇貝狀Cu6Sn5合金;2 h熱電應力后,Sn焊料基本合金化為Cu6Sn5,且在Cu6Sn5和Cu焊盤之間出現層狀Cu3Sn合金生長;1700 h后,Cu6Sn5完全合金化為Cu3Sn.對圖4、圖9和圖10進行綜合分析可知,在熱電耦合應力作用下,銅柱凸點互連結構的組織演變以及失效過程可分為3個階段[10]:第1階段,Cu6Sn5化合物隨熱電應力時間增加而快速生長,直至Sn焊料完全消耗,由于Cu6Sn5合金的電阻率相比SnAg焊料增加較小,因而此階段的互連電阻增加緩慢;第2階段,由于Sn焊料的缺失,在電子風力作用下,Cu原子與Cu6Sn5化合,生成Cu3Sn相,直至Cu6Sn5完全消耗,伴隨著微空洞和Kirkendall空洞的產生,此階段互連電阻上升幅度加快;第3階段,空洞持續增大,互連接觸面積減小,互連電阻快速增加,焦耳熱進一步上升,裂紋持續擴展,最終發生開裂失效.從電阻變化趨勢可見,第1和第2階段時間最長,因為電遷移下IMC生長、轉換及空洞形成前期需要一個長期的成核和生長過程.

圖9 不同應力下銅柱凸點互連電阻隨時間的變化Fig.9.Interconnection resistance of Cu pillar versus time curve under different stresses.

圖10 熱電應力下銅柱凸點界面微觀組織演變 (a)初始態;(b)150°C,2.5×104A/cm2,2 h;(c)125°C,2.5×104A/cm2,1700 hFig.10. Microstructure evolution photograph of Cu pillar soldering interface under thermoelectricity stresses:(a)Initial state;(b)150°C,2.5×104A/cm2,2 h;(c)125°C,2.5×104A/cm2,1700 h.

3.4 基于威布爾分布的銅柱凸點壽命分布擬合

基于互連電阻監測結果,對熱電加速應力條件下的銅柱凸點互連失效時間進行威布爾分布擬合,圖11所示為擬合所得的銅柱凸點互連壽命分布曲線.由圖可知,在熱電加速應力條件下,銅柱凸點互連加速壽命較好地服從兩參數威布爾分布,形狀參數為7.78,為典型的累積耗損失效特征.進一步基于壽命分布曲線,建立了加速系數與加速應力的關系,獲得308 K,0.2 A的使用應力條件下,銅柱凸點互連的平均壽命為95697 h,約10.9 a.

圖11 熱電應力下銅柱凸點互連壽命分布曲線Fig.11.Weibull Life distribution curve of Cu pillaer interconnection under thermoelectricity stresses.

4 結 論

1)熱電應力下,銅柱凸點互連主要存在Cu焊盤溶解消耗、焊料完全合金化成Cu3Sn、陰極鎳鍍層消耗和層狀空洞4種失效模式.基板側Cu焊盤和銅柱側Ni鍍層的溶解消耗存在極性效應,當Cu焊盤位于陰極時,電遷移方向與熱遷移方向相同,加速Cu焊盤的溶解以及Cu3Sn生長.

2)結合微觀形貌分析、EDS成分標定和體積收縮理論計算結果發現,由于銅凸點互連界面Sn原子數量不足,內部Cu3Sn的主要生長機制為Cu6Sn5的轉化,其轉化速率與電流密度正相關.

3)當電子從銅柱流向基板,Ni層為陰極界面時,電遷移促進了Ni層的消耗,并在靠近Ni層一側焊接界面以(Cux,Niy)6Sn5化合物形式析出,當Ni阻擋層被侵蝕消耗產生局部潰口后,潰口部位的銅柱迅速被侵蝕轉化成(Cux,Niy)6Sn5和Cu3Sn合金.

4)單一高溫應力下,熱擴散主導的固-固界面反應較為溫和,銅凸點互連界面在125°C經歷1700 h時效后,僅觀察到Cu6Sn5合金的層狀生長以及少量Cu3Sn合金生長,未見空洞、裂紋等失效發生.而在熱電應力下,Sn焊料已被完全消耗,IMC層完全轉化為Cu3Sn合金,且存在明顯的層狀空洞,熱電耦合應力相比高溫應力極大地促進了Cu原子的遷移和Cu3Sn的生長.

5)銅柱凸點在熱電應力下的界面行為可分為Cu6Sn5生長和Sn焊料消耗、Cu6Sn5轉化和Cu3Sn快速生長、空洞形成及裂紋擴展3個階段.銅柱凸點互連壽命較好地服從2參數威布爾分布,形狀參數為7.78,為典型的累積耗損失效特征.

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