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孔靜 李巖 高鴻 劉媛萍 張磊 閻曉蕾 朱旭斌

文摘

金絲材料應(yīng)用于航天器小型化微波模塊等產(chǎn)品的電路封裝中，金絲鍵合界面受高低溫環(huán)境影響易產(chǎn)生性能變化從而影響服役可靠性。本文對(duì)金絲界面高低溫特性的演化規(guī)律進(jìn)行了研究，包括空間溫度環(huán)境模擬試驗(yàn)后的界面與成分遷移、界面層厚度變化、鍵合金絲拉伸剪切力與失效模式演變，得出不同溫度條件處理后的金鋁鍵合界面微觀組織變化規(guī)律。結(jié)果表明高低溫循環(huán)試驗(yàn)后金絲界面仍保持較高的結(jié)合強(qiáng)度，一定程度的金屬間化合物生長(zhǎng)提高了鍵合界面強(qiáng)度。高溫貯存試驗(yàn)中，隨著貯存時(shí)間的增加，金絲界面層IMC（Intermetallic Compound）厚度和金屬間化合物不斷增長(zhǎng)，失效破壞位置越來越多地出現(xiàn)在鍵合界面處，鋁金屬化層附近的金含量因擴(kuò)散而增高，金鋁鍵合界面處IMC界面層厚度的增加降低了界面結(jié)合強(qiáng)度。

0 引言

金絲應(yīng)用于集成電路和半導(dǎo)半導(dǎo)體分立器件的引線鍵合封裝，由于該工藝制造成本低且具有較高的通用性，成為電子產(chǎn)品封裝互聯(lián)的關(guān)鍵技術(shù)。新一代高密度互聯(lián)用金絲材料越來越多地應(yīng)用于小型化微電子產(chǎn)品中，如基于一體化MCM（多芯片組件）技術(shù)的射頻鏈模塊多芯片組件，其封裝可靠性直接關(guān)系到微波信號(hào)傳輸質(zhì)量。電子產(chǎn)品小型化、模塊化以及高集成化的發(fā)展趨勢(shì)，要求鍵合金絲具有更加優(yōu)異的鍵合穩(wěn)定性和可靠性。鍵合金絲的焊接工藝一般基于熱超聲鍵合，金絲與芯片之間的金屬化層之間通過原子間的擴(kuò)散形成鍵合界面，鍵合界面的牢固性對(duì)微波電路互聯(lián)可靠性起著至關(guān)重要的作用，界面層金屬間化合物的過度生長(zhǎng)會(huì)使接觸電阻和熱阻增大，并且降低鍵合點(diǎn)機(jī)械性能。

微波電路在航天器中應(yīng)用廣泛，對(duì)鍵合金絲的耐高低溫特性具有較高要求。金絲在微波電路中使用數(shù)量多，鍵合界面復(fù)雜，界面多為金—金金屬化、鋁—金金屬化層。航天器在發(fā)射和在軌運(yùn)行過程中服役溫度范圍達(dá)到-65~150 ℃，所產(chǎn)生的熱載荷對(duì)微波電路互聯(lián)用金絲界面組織性能產(chǎn)生較大的影響。在高溫條件下，鍵合金絲和各類不同基板構(gòu)成的多芯片組件產(chǎn)品在金-鋁鍵合界面中會(huì)生成Kirkendial空洞，或產(chǎn)生脆性相金屬間化合物，鍵合強(qiáng)度降低，

甚至脫焊。國內(nèi)外研究表明高溫貯存產(chǎn)生的熱應(yīng)力和金屬間化合物脆性相容易造成鍵合焊點(diǎn)的脫落或斷裂，但對(duì)金絲界面空間高低溫特性演化的規(guī)律仍缺乏系統(tǒng)性研究，為提升金絲材料長(zhǎng)期空間服役可靠性，本文通過鍵合金絲的高低溫界面顯微組織變化分析、成分和界面層遷移分析、界面結(jié)合性能表征，對(duì)金絲及其鍵合樣件的機(jī)械特性以及鍵合界面高低溫特性演變規(guī)律進(jìn)行研究，獲取金鋁鍵合界面性能退化規(guī)律，擬為微波電路互聯(lián)用鍵合金絲的封裝可靠性評(píng)價(jià)提供技術(shù)支持。

1 實(shí)驗(yàn)

1. 1 材料

金絲材料采用純度 99. 99% 以上的金，經(jīng)過熔鑄、拉拔和退火工藝形成用于鍵合的金絲。熔鑄過程中適當(dāng)添加微量元素以增加其力學(xué)性能與應(yīng)用可靠性，微量元素總和<0. 01%的前提下，采用拉絲工藝和退火工藝以保證金絲的焊接強(qiáng)度、熱穩(wěn)定性，并提高絲材的耐熱性和成球性。

采用金絲球焊設(shè)備在硅芯片鋁焊盤上鍵合高密度金絲形成金鋁鍵合的試驗(yàn)樣件，其鍵合位置如圖1所示。

1. 2 試驗(yàn)過程

金絲鍵合界面微觀組織結(jié)構(gòu)分別采用金相顯微鏡和JSM-6360LV掃描電子顯微鏡（SEM）觀察，采用掃描電子顯微鏡能譜儀（EDS）分析鍵合點(diǎn)金屬間化合物成分與界面遷移、元素?cái)U(kuò)散情況，參照 GB/T34895—2017、GB/T 17359—2012、GB/T 16594—2008中的方法進(jìn)行測(cè)試。采用CMT5105微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試鍵合前絲材拉力，采用 Series 4000-0拉力剪切力測(cè)試儀測(cè)試金絲鍵合后拉力。

高低溫交變循環(huán)試驗(yàn)采用CY-0瑞萊沖擊試驗(yàn)箱進(jìn)行測(cè)試，采用低溫（-65±5） ℃到高溫（150±5） ℃之間的溫度轉(zhuǎn)換，高、低溫之間轉(zhuǎn)換時(shí)間間隔小于5s，達(dá)到最高最低溫度后保溫10 min，溫度循環(huán)次數(shù)分別為100次、300次、500次。高溫貯存試驗(yàn)箱采用電熱鼓風(fēng)干燥箱，加熱溫度為 150 ℃，樣件分別貯存100、500、1 000 h后取出，樣品取出后分別對(duì)金絲單絲在不同貯存時(shí)間點(diǎn)的拉伸性能、鍵合金絲樣件的鍵合拉力和Si芯片金鋁鍵合試驗(yàn)樣件界面組織結(jié)構(gòu)的變化進(jìn)行測(cè)試。

2 結(jié)果與討論

2. 1 球焊工藝成球質(zhì)量

為評(píng)價(jià)球焊工藝成球質(zhì)量，在薄膜陶瓷鍍金基板上焊接金絲，采用45倍金相顯微鏡觀察焊點(diǎn)外觀，如圖2（a）所示，金絲鍵合焊點(diǎn)均無起翹、脫落現(xiàn)象。抽樣10個(gè)焊點(diǎn)在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行焊點(diǎn)尺寸測(cè)量，球焊鍵合點(diǎn)直徑在2~5倍金絲直徑之間。將球焊過程中燒成的金絲球取下來，采用掃描電鏡觀察金絲球的外觀質(zhì)量，如圖 2（b）所示，金絲球成規(guī)則的球形，表面光滑，無沾污、凹坑等缺陷，金絲球兩個(gè)方向上的直徑分別為71. 32和70. 99 μm，對(duì)10個(gè)燒成金絲球直徑進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，其平均直徑為71. 1 μm。

2. 2 高低溫交變環(huán)境后的界面組織演變

對(duì)金鋁（AuAl）鍵合樣件進(jìn)行高低溫交變循環(huán)試驗(yàn)并進(jìn)行試驗(yàn)后的界面性能分析，得到的AuAl鍵合界面微觀組織結(jié)構(gòu)如圖3所示。圖3（a）為試驗(yàn)前鍵合界面金相圖，從圖中沒有觀察到明顯的界面金屬間化合物（IMC）層；圖3（b）~（d）分別為高低溫交變循環(huán)試驗(yàn)100次、300次、500次后的金絲鍵合界面金相圖，可以看出AuAl界面層呈點(diǎn)狀或條帶狀分布，厚度不均勻，且隨循環(huán)次數(shù)的增多而逐漸變得明顯。

SEM對(duì)高低溫交變循環(huán)試驗(yàn)后鍵合點(diǎn)界面層厚度、成分與界面遷移、元素?cái)U(kuò)散情況分析結(jié)果如圖4所示。溫度交變?cè)囼?yàn)100次后，AuAl鍵合界面已經(jīng)形成了金屬間化合物層，從圖4（b）可以看出，界面分為兩層，分別進(jìn)行EDX能譜分析得到，靠近金絲球的A點(diǎn)Au和Al原子比約為4∶1，靠近Al金屬化層的B點(diǎn)Au和Al原子比約為5∶2，由原子體積分?jǐn)?shù)百分比推出靠近金絲球的主要成分為 Au 4 Al，靠近 Al金屬化層的主要成分為Au 5 Al 2 。溫度交變循環(huán)試驗(yàn)300次后，界面層C部位的主要成分接近于Au 4 Al。溫度交變循環(huán)試驗(yàn)500次后，界面層D部位的成分主要為Au 4 Al。具體情況見表1。

由于 AuAl鍵合不同溫度交變循環(huán)次數(shù)后的界面層在電鏡中觀察并不呈連續(xù)排布，對(duì)厚度測(cè)量數(shù)值進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，其分布情況如圖5所示。100次溫度循環(huán)后的IMC層厚度分布在1. 3~2. 2 μm，且IMC層厚度多在低厚度值范圍內(nèi)分布；300 次溫度循環(huán)后的IMC 層厚度約為 1. 7~2. 3 μm；500 次溫度循環(huán)后的IMC 層厚度約為 2. 1~3. 3 μm?？梢婋S循環(huán)次數(shù)增加，焊接界面微觀組織結(jié)構(gòu)中IMC界面層逐漸變厚。Au-Al界面層厚度和金屬間化合物種類隨著元素、晶界、空位等的擴(kuò)散而變化，隨著高低溫循環(huán)次數(shù)的增加，鍵合點(diǎn)靠近Si芯片Al金屬化層附近的金屬間化合物由于Au元素的擴(kuò)散由最初生成的Au 5 Al 2 逐漸轉(zhuǎn)化成 Au含量較高的 Au 4 Al，同時(shí)靠近金絲球的界面逐漸出現(xiàn)了Kirkendial孔洞，因Au向Al中擴(kuò)散速率比Al向Au中擴(kuò)散速率大，從而使得靠近界面的金球附近逐漸出現(xiàn)空位聚集并出現(xiàn)孔洞。

2. 3 高溫貯存后的界面組織演變

將金鋁（AuAl）鍵合樣件在 150 ℃（允許+5 ℃正偏差）環(huán)境溫度下保持1 000 h，設(shè)置中間檢查點(diǎn)100、500 h，試驗(yàn)后分別利用金相顯微鏡和掃描電鏡進(jìn)行AuAl鍵合界面形貌分析，并得到焊接界面微觀組織結(jié)構(gòu)和界面遷移、元素?cái)U(kuò)散演變情況。圖6（a）~（c）分別為高溫貯存100、500、1 000 h后的金絲鍵合界面金相圖，高溫貯存100 h后，AuAl鍵合界面已經(jīng)形成，界面層厚度不均勻且隨高溫貯存時(shí)間的增加而逐漸變厚。利用掃描電子顯微鏡對(duì)高溫貯存試驗(yàn)后鍵合點(diǎn)界面金屬間化合物層的厚度、成分與界面遷移、元素?cái)U(kuò)散情況進(jìn)行分析，如圖7所示。

高溫貯存100 h后，圖7（b）中靠近金絲球的A點(diǎn)Au和Al原子比約為5∶2，靠近Al金屬化層的B點(diǎn)Au和Al原子比約為2∶1，表明靠近金絲球的金屬間化合物主要成分為Au 5 Al 2 ，靠近Al金屬化層的金屬間化合物主要成分為Au 2 Al。高溫貯存500 h后，圖7（d）界面層C點(diǎn)的成分接近于金屬間化合物Au 5 Al 2 。高溫貯存1 000 h后，圖7（f）中靠近金絲球的E點(diǎn)Au和Al原子比約為77∶23，靠近Al金屬化層D點(diǎn)的Au和Al原子比約為74∶25。與圖7（d）相比，Au元素隨高溫貯存時(shí)間的延長(zhǎng)，逐漸向靠近Si芯片的Al金屬化層附近擴(kuò)散。具體情況見表2。

對(duì)不同高溫貯存時(shí)間后的AuAl鍵合IMC界面層厚度值進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，其分布情況如圖8所示。高溫貯存100 h后 IMC層厚度為 2. 2~3. 6 μm；高溫貯存 500 h后的IMC層厚度為6. 7~7. 2 μm；高溫貯存1 000 h后的IMC層厚度為8. 3~9. 8 μm。隨著高溫貯存時(shí)間的增加，焊接界面微觀組織結(jié)構(gòu)中IMC界面層厚度增長(zhǎng)較明顯，說明在150 ℃溫度條件下AuAl金屬間化合物的生長(zhǎng)較快。

Au-Al金屬間化學(xué)物生長(zhǎng)厚度一般滿足以下經(jīng)驗(yàn)公式：

式中，δ為金屬間化合物厚度，K為金屬間化合物的生長(zhǎng)常數(shù)，t為老化時(shí)間，n為時(shí)間指數(shù)。

根據(jù)普遍研究認(rèn)為：當(dāng)n=1時(shí)，金屬間化合物的生長(zhǎng)為界面反應(yīng)控制，此階段屬于初步反應(yīng)階段；當(dāng)n=2時(shí)，金屬間化合物的生長(zhǎng)為擴(kuò)散控制，Au原子通過Al金屬化層的孔隙和晶界擴(kuò)散與Al結(jié)合形成金屬間化合物；當(dāng)n≥3時(shí)，金屬間化學(xué)物的生長(zhǎng)為選擇擴(kuò)散控制，一種金屬原子無法通過金屬間化合物介質(zhì)層與另一種原子結(jié)合，只能從金屬間化合物的晶界擴(kuò)散到另一種金屬中，隨著反應(yīng)時(shí)間的增加，n值逐漸增大，反應(yīng)速率不斷減小。

圖9為150 ℃的條件下，Au-Al金屬間化合物的IMC層平均厚度隨高溫貯存時(shí)間變化的曲線圖，對(duì)IMC厚度與老化時(shí)間的關(guān)系進(jìn)行非線性擬合，由擬合結(jié)果得出，當(dāng) n=2 時(shí)，擬合的匹配度為 R 2 =0. 990 5，Au-Al金屬間化合物的生長(zhǎng)符合拋物線的擬合。因此，高溫貯存條件下，金屬間化合物的生長(zhǎng)為擴(kuò)散控制，說明AuAl鍵合IMC界面層的反應(yīng)機(jī)理為Au、Al金屬的相互擴(kuò)散并結(jié)合成金屬間化合物為主，與圖7中焊接界面微觀組織結(jié)構(gòu)中不同高溫貯存時(shí)間后AuAl鍵合界面金屬間化合物層的成分與界面遷移、元素?cái)U(kuò)散情況的分析結(jié)果相符。

2. 4 金絲鍵合拉力及失效模式演化

圖10顯示AuAl鍵合拉伸斷裂載荷隨不同交變溫度循環(huán)次數(shù)變化不大，溫度循環(huán)后鍵合拉力略有升高，其中300次溫度循環(huán)后，鍵合拉力升高，一定程度的金屬間化合物生長(zhǎng)可以提高鍵合界面的硬度和強(qiáng)度，但隨著金屬間化合物的繼續(xù)生長(zhǎng)，鍵合點(diǎn)機(jī)械性能降低。如表3所示，金絲鍵合失效模式以鍵合點(diǎn)（AuAl鍵合界面處）失效和中間引線斷裂為主，15個(gè)抽樣測(cè)試點(diǎn)中，100次和500次溫度循環(huán)后分別出現(xiàn)一次鍵合點(diǎn)失效。與溫度循環(huán)試驗(yàn)前相比，溫度循環(huán)后金絲鍵合拉力的離散性減小，說明溫度循環(huán)對(duì)拉拔后金絲的力學(xué)性能均勻性起到促進(jìn)作用，這可能與拉拔后金絲殘余應(yīng)力的降低有關(guān)。

圖11顯示隨高溫貯存時(shí)間的延長(zhǎng)，金絲AuAl鍵合拉力呈現(xiàn)逐漸下降的變化規(guī)律。高溫穩(wěn)定性試驗(yàn)中在貯存不同時(shí)間后，對(duì)金絲絲材的拉斷力進(jìn)行測(cè)試并與金絲鍵合后的拉力進(jìn)行對(duì)比，說明隨著高溫貯存時(shí)間的增加，金絲鍵合拉力破壞位置越來越多地出現(xiàn)在鍵合焊點(diǎn)界面處，鍵合界面因產(chǎn)生越來越多的金屬間化合物脆性相且界面IMC層厚度不斷增大，引發(fā)鍵合界面強(qiáng)度的降低。但經(jīng)過150 ℃條件下1 000 h貯存試驗(yàn)后，金絲鍵合拉力仍高于2 gf，符合航天器微波電路組件的設(shè)計(jì)使用要求。

金絲與Al焊盤反應(yīng)形成的金屬間化合物IMC在一定程度上能夠使焊接接頭更加牢固，起到鍵合作用，焊點(diǎn)界面處形成彌散分布的微小金屬間化合物可以改善焊料的抗疲勞能力或連接強(qiáng)度，但是由于金屬間化合物通常為脆硬相，延性較差，較多的金屬間化合物會(huì)導(dǎo)致鍵合拉力的降低。如表4所示，高溫貯存500 h后的IMC層厚度與100 h相比，增長(zhǎng)了約2. 2倍，鍵合點(diǎn)失效個(gè)數(shù)明顯增加，導(dǎo)致鍵合拉力的降低。高溫貯存1 000 h后，失效主要發(fā)生在AuAl鍵合界面處，界面強(qiáng)度成為影響引線材料互聯(lián)封裝可靠性的主要因素，而較厚的IMC界面層在外力作用下容易在界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中，降低了界面結(jié)合強(qiáng)度。

3 結(jié)論

（1）通過金絲球焊工藝成球質(zhì)量分析，發(fā)現(xiàn)金絲鍵合焊點(diǎn)均無起翹、脫落現(xiàn)象，球焊鍵合點(diǎn)直徑在2~5倍金絲直徑之間，焊合良好。球焊過程中燒成金絲球呈規(guī)則的球形，表面光滑，無沾污、凹坑等缺陷，金絲球的平均直徑為71. 1 μm。

（2）隨高低溫交變?cè)囼?yàn)循環(huán)次數(shù)的增加，AuAl鍵合界面層厚度逐漸增加，且隨著Au、Al化學(xué)元素的遷移在界面處生成金屬間化合物，隨著高低溫循環(huán)次數(shù)的增加，鍵合點(diǎn)靠近Si芯片Al金屬化層附近的金屬間化合物由于Au元素的擴(kuò)散由最初生成的Au 5 Al 2 逐漸轉(zhuǎn)化成Au含量較高的Au 4 Al。300次溫度循環(huán)后，鍵合拉力略有升高且離散性減小，一定程度的金屬間化合物生長(zhǎng)提高了鍵合點(diǎn)的可靠性，此外，溫度循環(huán)對(duì)拉拔后金絲的力學(xué)性能均勻性起到促進(jìn)作用。

（3）高溫貯存試驗(yàn)后的鍵合界面層厚度隨貯存時(shí)間增長(zhǎng)較快，由于Au元素的擴(kuò)散Al金屬化層附近的界面組成由Al含量較高的相逐漸向Au含量較高的相轉(zhuǎn)變，鍵合界面因產(chǎn)生越來越多的金屬間化合物使界面IMC層厚度不斷增大。

（4）通過金絲鍵合拉力及失效模式演化分析，獲取了金鋁鍵合界面金屬間化合物生長(zhǎng)與鍵合拉力和鍵合點(diǎn)失效模式的變化關(guān)系，隨著高溫貯存時(shí)間的增加，因界面層IMC層厚度的增大，金絲鍵合拉力破壞位置越來越多地出現(xiàn)在鍵合焊點(diǎn)界面處，引發(fā)鍵合界面強(qiáng)度的降低。當(dāng)金絲在高溫環(huán)境中長(zhǎng)期使用時(shí)，應(yīng)注意界面特性變化對(duì)微波電路互聯(lián)金鋁界面結(jié)合強(qiáng)度的影響，在金絲材料的選用與產(chǎn)品設(shè)計(jì)過程中，應(yīng)充分考慮溫度對(duì)鍵合界面結(jié)合性能的影響，根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果確立金絲高溫應(yīng)用邊界條件。

通過對(duì)金絲界面空間高低溫特性演化規(guī)律研究，可為微波電路及其他集成電路的設(shè)計(jì)研制、失效分析及材料應(yīng)用驗(yàn)證等工作提供借鑒和參考。

審核編輯 黃宇