梁曉波，黃漫國，劉德峰，高云端，李 欣，張鵬斐

(1.航空工業(yè)北京長城航空測控技術(shù)研究所，北京 101111；2.狀態(tài)監(jiān)測特種傳感技術(shù)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 101111)

隨著微機(jī)電系統(tǒng)(Micro-Electro-Mechanical System,MEMS)技術(shù)的快速發(fā)展，其封裝技術(shù)的短板也日益凸顯，MEMS器件的封裝成本占MEMS產(chǎn)品總成本的30%～50%，成為制約MEMS技術(shù)進(jìn)一步發(fā)展的瓶頸[1]。尤其是在航空航天等國防領(lǐng)域，MEMS器件一般服役于較為惡劣的環(huán)境中，對其封裝技術(shù)提出了更高的要求，尤其是需要封裝焊點(diǎn)能夠耐受更高的溫度?；谶@種需求，學(xué)者們提出了一種全金屬間化合物(Intermetallic Compound，IMC)焊點(diǎn)[2]。

IMC焊點(diǎn)與傳統(tǒng)有釬料剩余焊點(diǎn)相比具有更好的抗電遷移性能[3-4]。同釬料相比，IMC具有更高的熔點(diǎn)，所以可以承受后封裝過程中再流焊溫度，減少熱失配的產(chǎn)生，還可以在高溫下進(jìn)行服役[5]，更加適用于航空航天等國防領(lǐng)域，例如MEMS壓力傳感器和加速度傳感器的封裝。在全I(xiàn)MC焊點(diǎn)制備中常見的體系有Cu-Sn、Cu-In、Ag-Sn和Ag-In[6-9]。因?yàn)镃u、Sn具有常見性以及良好的經(jīng)濟(jì)性，所以在MEMS封裝中的使用較為普遍。

近年來，不少學(xué)者對全I(xiàn)MC焊點(diǎn)進(jìn)行了研究[10-21]。通過分析，其研究方向主要集中于工藝適應(yīng)性的定性評價(jià)，對全I(xiàn)MC焊點(diǎn)形成過程中組織演變的研究僅有個別文獻(xiàn)初步涉及，同時對全I(xiàn)MC焊點(diǎn)力學(xué)性能的研究相對較少，大多研究主要集中于在相同的加載速率下對焊點(diǎn)進(jìn)行剪切性能研究，并且沒有關(guān)于組織對剪切性能的影響的深入研究，對斷口形貌也只是進(jìn)行了有限的分析。利用電鍍的方法在Cu基板上沉積ms級別的Sn層，組成Cu/Sn+Sn/Cu的三明治結(jié)構(gòu)對其進(jìn)行低溫鍵合，分析全Cu3Sn焊點(diǎn)形成過程中組織演變的規(guī)律。然后對不同組織的Cu-Sn焊點(diǎn)進(jìn)行了剪切試驗(yàn)，通過分析焊點(diǎn)斷口形貌，總結(jié)了焊點(diǎn)組織對剪切性能的影響。最后在不同加載速率下對全Cu3Sn焊點(diǎn)進(jìn)行了剪切試驗(yàn)，通過觀察并分析焊點(diǎn)斷口形貌，探究了不同加載速率對焊點(diǎn)抗剪切性能的影響，并得到不同加載速率下焊點(diǎn)的失效機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 Sn層的制備

首先采用在Cu基體表面電鍍4 μm的Sn層。鍍層截面金相圖、表面形貌掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope,SEM)圖像和原子力顯微鏡(Atomic Force Microsscope,AFM)圖像如圖1所示。從圖1中可以看出，鍍層表面晶粒分布較為均勻致密，表面粗糙度僅為92 nm，沒有明顯的缺陷，有利于后續(xù)的鍵合。

圖1 鍍錫層的微觀結(jié)構(gòu)

1.2 Cu-Sn焊點(diǎn)的制備

每兩個電鍍有Sn層的Cu基體組成一個Cu/Sn+Sn/Cu結(jié)構(gòu)，分別選擇300 ℃和1 N作為鍵合溫度和鍵合壓力，然后在不同的鍵合時間下(30 min、90 min、150 min、180 min)制備焊點(diǎn)并分別對不同時間的焊點(diǎn)進(jìn)行灌注制樣，先后經(jīng)過600#、800#、1000#、1500#、2000#、3000#水砂紙拋磨后再用顆粒度為1 μm的金剛石拋光膏進(jìn)行拋光獲得表面光滑的焊點(diǎn)截面及金相照片。

1.3 Cu-Sn焊點(diǎn)剪切試驗(yàn)

采用超高精度動靜態(tài)微力試驗(yàn)機(jī)對焊點(diǎn)進(jìn)行剪切性能的測試，加載模式為位移控制，每個試驗(yàn)條件下進(jìn)行5組重復(fù)試驗(yàn)，以獲得可靠的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)及斷口形貌。對全Cu3Sn焊點(diǎn)分別在0.001 mm/s、0.01 mm/s、0.1 mm/s、1 mm/s下進(jìn)行試驗(yàn)，分析加載速率對焊點(diǎn)斷裂模式及斷口形貌的影響規(guī)律。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 Cu-Sn焊點(diǎn)組織演變

圖2是鍵合10～30 min焊點(diǎn)截面組織形貌SEM圖像和X射線的能量色散分析(EDAX)圖像。從圖2(a)中可以看出，鍵合30 min后，在Cu基板和釬料Sn之間便形成扇貝狀的Cu6Sn5，并且在Cu6Sn5與Cu基板之間有一層較薄的Cu3Sn相生成。隨著鍵合時間的增加，Cu6Sn5相和Cu3Sn相均在增加。Cu6Sn5相和Cu3Sn相是由式(1)和式(2)的化學(xué)反應(yīng)生成，所以IMC的生長由吉布斯自由能的改變來控制[22-25]。

6Cu+5Sn→Cu6Sn5

(1)

9Cu+Cu6Sn5→5Cu3Sn

(2)

為了在短時間內(nèi)具有最大的自由能改變，每一個化學(xué)反應(yīng)都需要較高的自由能改變率。自由能的改變率ΔG定義為

(3)

由圖2(a)可以看出，每2個Cu6Sn5扇貝之間都會有一些通道，這種通道的存在使得來自于銅基板的Cu原子更加容易進(jìn)入液態(tài)Sn中。相信這種扇貝狀的結(jié)構(gòu)使得反應(yīng)具有了最大的自由能改變率，也就是說此時Cu6Sn5以扇貝狀的形貌生長比平面狀具有更大的自由能改變率，所以在圖2(a)中Cu6Sn5是以扇貝狀的形貌生長的。

圖2 在鍵合溫度300 ℃和壓力1 N下，不同鍵合時間的焊點(diǎn)形貌和能譜圖

另一方面，可以發(fā)現(xiàn)Cu/Cu3Sn界面相對較為平整，原因在于Cu3Sn是由Cu原子和Cu6Sn5通過固態(tài)擴(kuò)散反應(yīng)得到的，由Gibbs-Thomson效應(yīng)導(dǎo)致的原子擴(kuò)散率較低，所以導(dǎo)致Cu/Cu3Sn界面較為平整。由圖2還可以看出隨著鍵合時間的增加，Cu3Sn的生長速率比Cu6Sn5慢很多，這是由于在Cu/Sn固液反應(yīng)時，Cu原子溶解進(jìn)液態(tài)Sn中所需的激活能較低，而平面狀Cu3Sn的生長則需要較高的激活能，所以Cu3Sn的生長相對較慢。觀察圖2(a)還可以發(fā)現(xiàn)，在較大扇貝Cu6Sn5底部的Cu3Sn厚度要比扇貝兩側(cè)Cu6Sn5/Cu界面處Cu3Sn相厚，分析認(rèn)為這是由于Cu向液態(tài)Sn中的擴(kuò)散溶解要先穿過Cu6Sn5層，如果Cu6Sn5層較厚時，也就是在扇貝狀Cu6Sn5晶粒頂部，Cu原子穿過該層速度較慢，會在Cu6Sn5相內(nèi)到達(dá)溶解飽和，在Cu原子濃度較大的Cu側(cè)逐漸反應(yīng)生成Cu3Sn相。然而在Cu6Sn5較薄處，也就是扇貝兩側(cè)，Cu原子可以較為輕易地穿過Cu6Sn5層進(jìn)入液態(tài)Sn中，使Cu6Sn5內(nèi)Cu原子濃度低，與Cu6Sn5反應(yīng)速度慢，導(dǎo)致生成Cu3Sn的速度也相應(yīng)較低，所以在圖2(a)中看到了大的扇貝Cu6Sn5底部的Cu3Sn較厚，而兩側(cè)的相對較薄。

繼續(xù)增加鍵合時間到90 min后，Sn全部被轉(zhuǎn)化成了IMC，焊點(diǎn)上下兩側(cè)扇貝狀的Cu6Sn5不斷長大相互接觸形成一體，Cu3Sn也不斷長大，如圖2(b)所示。隨著鍵合時間的增加Cu3Sn的厚度變得均勻，這是因?yàn)殡S著鍵合時間增加，Cu6Sn5晶粒逐漸長大，厚度逐漸趨于一致，導(dǎo)致Cu原子通過Cu6Sn5的距離逐漸一致，所以Cu3Sn的厚度也逐漸趨于一致。當(dāng)鍵合時間增加到150 min時，如圖2(c)所示，Cu6Sn5有所減少，而Cu3Sn不斷長大，說明Cu3Sn是以Cu6Sn5的消耗為代價(jià)長大的。當(dāng)鍵合時間增加到180 min時，焊點(diǎn)中所有的Cu6Sn5全部轉(zhuǎn)化成了Cu3Sn，形成了全Cu3Sn焊點(diǎn)，如圖2(d)所示。

2.2 全Cu3Sn焊點(diǎn)剪切性能分析

室溫條件下，不同加載速率下全Cu3Sn焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度值如圖3所示。其中，剪切力由微力試驗(yàn)機(jī)直接給出，而抗剪切強(qiáng)度為剪切力除以焊點(diǎn)的有效連接面積。通過光學(xué)顯微鏡觀察斷口，由光學(xué)顯微鏡自帶面積統(tǒng)計(jì)軟件對焊點(diǎn)連接的有效面積進(jìn)行核算。從圖3中可以看出，隨著加載速率的增加，焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度值逐漸降低，在0.001 mm/s的加載速率下焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度值最大。

圖3 加載速率與全Cu3Sn焊點(diǎn)抗剪切強(qiáng)度的關(guān)系

圖4為全Cu3Sn焊點(diǎn)在不同加載速率下的應(yīng)力-位移曲線。從圖4中可以看出，加載速率的變化對全Cu3Sn焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度有顯著的影響，焊點(diǎn)失效時所加載位移在0.6～1.5 mm之間變化。

圖4 不同加載速率下全Cu3Sn焊點(diǎn)的應(yīng)力-位移曲線

在不同加載速率下全Cu3Sn焊點(diǎn)剪切性能表現(xiàn)出很明顯的差異，隨著加載速率的增大，焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度顯著降低。圖5為不同加載速率下全Cu3Sn焊點(diǎn)的剪切斷口宏觀形貌。從圖5中可以看出，在不同的加載速率下焊點(diǎn)的剪切斷口形貌均由顏色較深的A和顏色較淺的B兩部分構(gòu)成。分別對A、B形貌在SEM下進(jìn)行放大，如圖6所示。

圖5 不同加載速率下全Cu3Sn焊點(diǎn)的剪切斷口宏觀形貌

圖6是掃描電鏡下觀察到的焊點(diǎn)的A、B部分?jǐn)嗫谛蚊病D6(a)和圖6(b)是A部分?jǐn)嗫诘腟EM圖像，可以看出斷口呈現(xiàn)出不同程度的晶粒多面體外形的巖石狀花樣，晶粒比較明顯，且立體感較強(qiáng)，這是典型的沿晶斷裂斷口形貌，所以A部分?jǐn)嗔涯Ｊ綖檠鼐嗔?。在全Cu3Sn焊點(diǎn)形成過程中，焊點(diǎn)上下兩側(cè)Cu3Sn相互接觸時會在焊點(diǎn)中間形成一條晶界線，這是全Cu3Sn焊點(diǎn)的薄弱環(huán)節(jié)，在剪切力的作用下焊點(diǎn)沿著這條晶界線發(fā)生沿晶斷裂。所以A部分就是沿著這條晶界線發(fā)生斷裂時形成的斷口形貌。圖6(c)和圖6(b)是B部分?jǐn)嗫诘腟EM圖像，可以看出被破壞的Cu3Sn晶粒散列分布在斷口中，分析認(rèn)為這是由于在剪切力的作用下，Cu3Sn晶粒遭到破壞最終散列分布在斷口表面，所以B部分的斷裂模式屬于Cu3Sn晶粒內(nèi)部斷裂。綜上所述，A部分為焊點(diǎn)上下兩側(cè)Cu3Sn晶界線處的沿晶斷裂，B部分為Cu3Sn內(nèi)部斷裂。

圖6 A、B區(qū)域SEM圖

采用Photoshop圖像處理軟件對圖5中不同加載速率下A、B區(qū)域分別進(jìn)行提取，利用像素比例計(jì)算出A、B各占的比例大小，如圖7所示。由圖7可以看出，在0.001 mm/s的加載速率下，沿晶斷裂模式占比51.97%，此時焊點(diǎn)的斷裂由焊點(diǎn)上下兩側(cè)Cu3Sn界面線處的沿晶斷裂和Cu3Sn內(nèi)部斷裂共同決定。隨著加載速率的增加，沿晶斷裂模式的占比逐漸增加，當(dāng)加載速率增加到1 mm/s時，沿晶斷裂模式占比已經(jīng)達(dá)到了85.05%，說明此時焊點(diǎn)斷裂主要以沿晶斷裂為主。結(jié)合圖3的加載速率與焊點(diǎn)抗剪切強(qiáng)度值的關(guān)系，在較低的加載速率下，由于Cu3Sn內(nèi)部斷裂在焊點(diǎn)斷裂模式中占比相對較多，沿晶斷裂模式占比相對較少，在全Cu3Sn焊點(diǎn)中，焊點(diǎn)兩側(cè)Cu3Sn在相互接觸時形成的晶界線是焊點(diǎn)的薄弱環(huán)節(jié)，其抗剪切強(qiáng)度比Cu3Sn內(nèi)部斷裂時小很多，所以在較低的加載速率下焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度相對較高。隨著加載速率的增加，沿晶斷裂占比越來越多，所以焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度越來越小。

圖7 不同加載速率下焊點(diǎn)斷裂模式比例

3 結(jié)束語

在鍵合初期Cu/Sn界面便出現(xiàn)平面狀的Cu6Sn5和一層非常薄的Cu3Sn，隨著鍵合時間的增加，Cu6Sn5逐漸變成扇貝狀并不斷長大。當(dāng)上下兩側(cè)Cu6Sn5接觸時，Sn完全被消耗。繼續(xù)增加鍵合時間，Cu3Sn以Cu6Sn5的消耗為代價(jià)不斷長大，最終全部轉(zhuǎn)變成Cu3Sn。

隨著加載速率的增加，全Cu3Sn焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度值逐漸減小，這是由于隨著加載速率的增加，焊點(diǎn)兩側(cè)Cu3Sn界面處的沿晶斷裂占焊點(diǎn)斷裂模式的比例越來越大，而這種沿晶斷裂的抗剪切能力較小，所以焊點(diǎn)的抗剪切強(qiáng)度隨著加載速率的增加而下降。