Cu核微焊點界面顯微組織及拉伸力學(xué)性能研究

江山　姚宗湘　左存果　尹立孟　田佳俊　劉杰

摘要：借助掃描電鏡（SEM）、動態(tài)力學(xué)分析儀（DMA）等手段，對比研究Cu核微焊點和無核微焊點的界面顯微組織演變及拉伸力學(xué)性能。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，Cu核的加入使界面數(shù)量由2個變?yōu)?個，界面金屬間化合物（IMC）的種類及形貌發(fā)生變化。無核微焊點的界面化合物主要為平面狀Cu6Sn5;Cu核加入后，銅絲與釬料之間化合物主要為扇貝狀Cu6Sn5，由于鍍鎳層的存在，在Cu核與釬料之間的界面化合物以（Cux，Ni1-x）6Sn5為主。通過拉伸及斷口形貌分析發(fā)現(xiàn)，Cu核微焊點的拉伸強度顯著高于無核微焊點。無核微焊點斷口處存在大量河流狀花樣、撕裂棱及韌窩，表現(xiàn)出經(jīng)典的準解理斷裂特征;而Cu核微焊點斷口處存在大量韌窩，斷裂模式接近韌性斷裂。

關(guān)鍵詞：Cu核微焊點;界面顯微組織;金屬間化合物;拉伸性能;斷口形貌

中圖分類號：TG407 文獻標志碼：A 文章編號：1001-2303（2020）02-0030-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.02.06

0 前言

隨著微電子產(chǎn)品從毫米級向納米級方向發(fā)展，微互連焊點工作條件日益嚴苛。焊點在電子封裝中主要起著機械支撐、電氣連接和熱交換的作用[1-2]。為保證產(chǎn)品需求，微互連焊點趨向極小化和高密度化，而焊點尺寸的變化以及元器件服役過程中受到外力作用，導(dǎo)致焊點的機械性能可能發(fā)生顯著變化，從而降低其可靠性[3-4]。若采用傳統(tǒng)的焊錫球進行釬焊，焊球因多次受熱將發(fā)生重熔，并在電子元器件質(zhì)量作用下發(fā)生較大變形甚至潰散，從而導(dǎo)致封裝空間變窄，甚至焊點與零件之間發(fā)生粘連而引發(fā)短路等問題[5-6]。為此，千住金屬工業(yè)[7]基于銅熔點較高（約1 080 ℃）、導(dǎo)電性良好、電阻率低[8]等優(yōu)點，提出了采用銅核球的方案[9-10]。Chen和Lin[11]采用共晶Pb-Sn合金制備銅核微焊點，研究了銅核/釬料界面的金屬間化合物（Intermetallic compound，IMC），結(jié)果表明隨著銅核尺寸的增加，界面IMC生長緩慢，銅核微焊點的力學(xué)性能較好。王建華、孟工戈等人[12]研究了傳統(tǒng)SAC305/Cu微焊點界面金屬間化合物生長速率，發(fā)現(xiàn)焊點尺寸由小變大，界面IMC層厚度變薄，IMC的生長速率變小。Kim[13]等人采用推拉球試驗和剪切測試研究了銅核微焊點的斷裂強度和斷裂模式，發(fā)現(xiàn)采用銅核微焊點的剪切強度均高于采用SAC305釬料微焊點的。界面IMC的形貌及厚度對銅核微焊點性能具有非常關(guān)鍵的影響。目前，關(guān)于Cu核焊點的研究主要集中在剪切性能方面，而在實際服役過程中焊點除受到剪切力作用外，還可能受到拉伸力作用。而對Cu核復(fù)合微焊點界面IMC生長形貌以及組織性能的研究報道相對較少。因此，本文對比分析了Cu核微焊點與無核微焊點界面IMC顯微組織及拉伸失效行為的異同，探究了Cu核微焊點拉伸力學(xué)性能優(yōu)于無核微焊點的微觀機理，為Cu核微焊點的進一步應(yīng)用提供科學(xué)支撐與參考。

1 試驗方法

試驗采用直徑600 μm的T2純銅銅絲、Sn-3.0Ag-0.5Cu（簡稱SAC305）無鉛釬料和直徑350 μm的鍍鎳銅核球，自制夾具制備出高度為550 μm的“Cu/Cu-core+solder/Cu”銅核復(fù)合微焊點和“Cu/solder/Cu”無核微焊點，如圖1所示，微焊點最終長度控制在約60 mm。

釬焊前，采用線切割將銅絲切成長度30 mm銅棒后矯直，用1 000 CW細砂紙磨平端面，然后采用濃度5%的稀硫酸溶液去除表面氧化膜。將處理后的銅絲、釬料、銅核球固定在V形槽夾具中，銅核居于兩銅絲中間并保持對中，將固定好的結(jié)構(gòu)與夾具放入封閉式電阻爐中進行加熱。釬焊溫度控制在釬料熔點溫度10～20 ℃以上，助焊劑為5%ZnCl2活性劑的松香酒精溶液。釬料完全熔化后，通過液態(tài)釬料的流動性自動填滿釬焊間隙，并將銅核球完全包裹在液態(tài)釬料中，釬焊結(jié)束后焊點空冷至室溫。

將焊點進行冷鑲嵌制備金相試樣。依次使用800～2 000 CW金相砂紙由粗到細對其進行打磨，用顆粒度0.5 μm的金剛石拋光劑拋光，再放入5%HNO3+95%C2H5OH（體積分數(shù)）溶液腐蝕后觀察焊點顯微組織。通過Image-pro軟件測量界面IMC厚度，用1 500 CW砂紙精細磨平焊點后進行拉伸試驗。微拉伸試驗采用DMA Q800設(shè)備，溫度設(shè)定為室溫;加載模式選擇控制力模式（controlled force mode），加載速率設(shè)置為1 N/min（可視為準靜態(tài)）。兩種焊點的拉伸試驗分別重復(fù)3次，求取所得數(shù)據(jù)平均值。在SEM掃描電鏡下觀察斷口形貌，分析兩種焊點的拉伸失效行為。

2 結(jié)果與討論

2.1 界面對比及IMC成分分析

兩種微焊點截面示意如圖2所示。

“Cu/solder/Cu”無核微焊點釬料兩側(cè)各有一個“Cu基/solder”界面，如圖2a所示。加入銅核后，除了兩個“Cu基/solder”界面外，銅核兩側(cè)各增加一個新的界面（見圖2b），即“Cu核/solder”界面，微焊點界面增加到4個。同時，Cu核的加入使微焊點中Sn基釬料占比減少，Cu原子數(shù)量增加，使得Sn原子缺失，Cu原子富余，導(dǎo)致界面IMC發(fā)生較大變化，從而表現(xiàn)出與無核微焊點界面IMC不同的生長規(guī)律。

文獻[14-15]研究表明，微互連焊點的可靠性與IMC有關(guān)。由于IMC是一種脆性相，過厚會導(dǎo)致焊點的力學(xué)性能降低甚至發(fā)生疲勞失效。銅核微焊點中存在“Cu基/solder”界面和“Cu核/solder”界面，對界面IMC的研究可以從兩方面進行：一是兩類界面中元素及成分的區(qū)別;二是兩類界面外觀形貌以及厚度的變化。

“Cu基/solder”界面IMC的能譜圖如圖3所示（打點位置在圖中標出，圖4亦同），其中w（Sn）為60.91%，w（Cu）為37.68%，含量比值約為39∶61，在Sn、Cu化合物中，Cu6Sn5與能譜分析得到的元素比值相符，由此推斷“Cu/solder”界面IMC為Cu6Sn5。“Cu核/solder”界面IMC的能譜圖如圖4所示，鍍Ni層的存在使界面IMC以Cu、Sn、Ni形成的三元化合物為主，通過EDS能譜分析可知，w（Cu+Ni）與w（Sn）比值為34∶65，介于（Nix，Cu1-x）3Sn4和（Cux，Ni1-x）6Sn5中（Cu+Ni）與Sn的比例之間，但更接近于后者。因此可以認為，“Cu核/solder”界面IMC主要為（Cux，Ni1-x）6Sn5。

2.2 界面IMC形貌及厚度

使用SEM掃描電鏡對無核微焊點進行掃描分析，“Cu基/solder”界面IMC形貌如圖5所示，無核微焊點界面IMC形貌呈平面狀，平均厚度為6.30 μm。SAC305釬料中的Sn元素與基板上的Cu元素相互擴散，原先的金屬鍵Cu-Cu鍵和Sn-Sn鍵斷裂形成鍵能更強、自由能降低的Sn-Cu鍵，擴散的原子重結(jié)晶形成Cu6Sn5。在該過程中，“Cu/solder/Cu”無核微焊點由于釬料所占體積相對較大，釬焊過程中元素濃度不易達到飽和狀態(tài)，且濃度梯度小，相互擴散速度慢。由圖5可知，在釬料側(cè)仍存在少量Cu6Sn5，這是由于銅絲中的Cu元素在釬焊過程中因濃度梯度擴散至釬料側(cè)，與釬料中原有的Cu元素共同形成的。

銅核復(fù)合微焊點界面IMC形貌如圖6所示，其形成同樣是通過元素擴散完成的。在“Cu基/solder”界面，IMC近似呈扇貝狀，平均厚度約為7.60 μm，高于無核微焊點。Cu核復(fù)合微焊點中，釬料占比相對減小，元素之間濃度梯度大，導(dǎo)致擴散速度快，因此IMC層較厚。在“Cu核/solder”界面，IMC近似呈平面狀，平均厚度為2.75 μm，顯著小于“Cu/solder”界面IMC厚度。文獻[12]研究表明，鍍Ni層對微焊點界面IMC的生長有明顯的抑制作用，Ni元素能夠防止Sn向銅核中擴散而形成過厚的IMC，即降低了界面IMC的生長速率，最終使得界面層變薄。

2.3 微焊點拉伸強度及斷口形貌

通過DMA動態(tài)分析儀測量得到兩種微焊點的拉伸強度，如表1所示，繪制應(yīng)力-應(yīng)變曲線，如圖7所示。

通過比較表1、圖7發(fā)現(xiàn)，銅核復(fù)合微焊點平均抗拉強度（58.64 MPa）大于無核微焊點（42.33 MPa），差值為16.31 MPa。其原因是銅核對整個微焊點起著約束作用，相同尺寸下，無核微焊點內(nèi)部存在的微缺陷和雜質(zhì)相對更多，當進行拉伸時，焊點內(nèi)部位錯受到單向拉伸應(yīng)力的影響發(fā)生聚集，而不同缺陷處的焊點受到的應(yīng)力狀態(tài)發(fā)生改變，應(yīng)力集中于缺陷處，導(dǎo)致焊點內(nèi)部出現(xiàn)微裂紋;微裂紋的擴展最終導(dǎo)致焊點宏觀斷裂，微焊點拉伸強度降低。而在銅核復(fù)合微焊點中，一部分釬料被高質(zhì)量銅核所替代，其內(nèi)部缺陷較小，受到的約束作用較大，從而表現(xiàn)出較大的拉伸斷裂強度。銅核的加入適當增加了微焊點界面IMC的厚度，與致密的（Cux，Ni1-x）6Sn5化合物共同作用，提高了整個焊點的抗拉強度。

通過掃描電鏡分析兩種微焊點拉斷后的斷口形貌，如圖8所示。

圖8a為無核微焊點的拉伸斷口形貌，斷口中存在大量河流狀花樣撕裂棱，且斷面處可見少量大小不等的圓形或橢圓形韌窩及纖維區(qū)，被撕裂棱分隔開，表現(xiàn)出與韌性斷裂和脆性斷裂相似的混合斷裂特征，稱為準解理斷裂。同時，在無核焊點的斷口端面存在一定量的微孔，從而在拉伸過程中造成應(yīng)力集中，產(chǎn)生裂紋，降低焊點拉伸強度。圖8b為Cu核復(fù)合微焊點的拉伸斷口形貌，斷裂模式為接近韌性斷裂，雖然斷口中也存在撕裂棱，但可觀察到大量體積大、均勻分布的韌窩，并有微孔夾雜存在。這種結(jié)構(gòu)使得焊點抗拉伸性能更為優(yōu)異。在韌性斷裂中，韌窩的形成機理為空洞聚集，即顯微空洞生核、長大、聚集直至斷裂，材料內(nèi)部分離形成空洞，在滑移作用下空洞逐漸長大并與其他空洞相連接形成韌窩狀斷口。在拉伸試驗中，拉伸應(yīng)力是單向應(yīng)力狀態(tài)，但是材料中的缺陷會改變該處的應(yīng)力狀態(tài)，從而偏離原本的應(yīng)力方向。這就導(dǎo)致焊點不同部位的斷裂方式不同。

3 結(jié)論

（1）銅核的加入使IMC的界面由2個增加至4個，即在銅核兩側(cè)各增加一個新的“Cu core-solder”界面。

（2）IMC在不同界面的化學(xué)組分不同，“Cu-solder”界面的IMC為Cu6Sn5，“Cu core-solder”界面因鍍鎳層的存在，IMC以（Cux，Ni1-x）6Sn5為主。

（3）在不同焊點中，IMC形貌、厚度存在差異。“Cu基/solder”界面IMC的外觀形貌由平面狀（無核焊點）轉(zhuǎn)變?yōu)樯蓉悹睿ㄣ~核焊點），IMC平均厚度由6.30 μm增加到7.60 μm。在“Cu核/solder”界面，界面化合物呈鋸齒狀，IMC平均厚度為2.75 μm。

（4）當焊點尺寸相同時，Cu核微焊點平均抗拉強度值大于無核微焊點的，差值為16.31 MPa。無核微焊點的斷裂模式為準解理斷裂，Cu核復(fù)合微焊點的斷裂模式接近韌性斷裂。

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