汪智威，林麗婷，李欣

(天津大學(xué),天津,300072)

0 序言

近年來，相比于硅基(Si)器件，第三代半導(dǎo)體如碳化硅(SiC)和氮化鎵(GaN)等器件，由于具有更大的禁帶寬度和擊穿場(chǎng)強(qiáng)，更高的導(dǎo)熱性、耐熱性，越來越廣泛地應(yīng)用在電動(dòng)汽車和航空航天等領(lǐng)域[1].為滿足第三代半導(dǎo)體器件的高溫、高功率密度的可靠應(yīng)用，相應(yīng)封裝互連材料必須具有熱、電和力學(xué)性能的良好匹配.新型連接材料—燒結(jié)銀焊膏，利用微/納米銀顆粒在加熱或加壓條件下，可以相互擴(kuò)散，并形成致密多孔燒結(jié)銀結(jié)構(gòu)的特點(diǎn)，滿足了低溫?zé)Y(jié)(≤250 ℃)和高溫應(yīng)用(≥500 ℃)的應(yīng)用需求，同時(shí)燒結(jié)后具有良好的力學(xué)強(qiáng)度、熱、電和可靠性，在許多應(yīng)用場(chǎng)景中已經(jīng)代替無鉛焊料，成為首選的互連材料[2-4].

在半導(dǎo)體器件封裝中，通過互連材料實(shí)現(xiàn)芯片與基板之間的機(jī)械和電氣連接，互連接頭質(zhì)量密切影響著器件的壽命.影響互連質(zhì)量的因素除了材料本身外，還有界面連接質(zhì)量這一關(guān)鍵因素，而界面處多為異種金屬之間的連接，往往易出現(xiàn)分層、裂紋等缺陷.正如燒結(jié)銀焊膏的主要成分為銀，而基板表面通常為銅鋁材料，同時(shí)為避免其氧化，提高可焊性，工業(yè)上又常對(duì)其進(jìn)行鍍銀、鍍鎳或鍍金(鍍金之前普遍需要先預(yù)鍍鎳層)的表面處理[5]，因此燒結(jié)銀與不同金屬界面之間的互連已成為研究熱點(diǎn)，其中銀-金界面互連近些年受到了更多的關(guān)注，這是由于金基界面具備高導(dǎo)電性和低接觸電阻等特性，鍍金基板已逐漸被應(yīng)用，以提升半導(dǎo)體器件的性能.

已有學(xué)者進(jìn)行對(duì)比試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，燒結(jié)銀與金基界面的互連性能遠(yuǎn)不如燒結(jié)銀與銀基界面[6]，目前燒結(jié)銀-金互連可靠性仍存在諸多質(zhì)疑與問題，受到業(yè)內(nèi)學(xué)者廣泛關(guān)注.文中由介紹燒結(jié)銀與不同表面互連機(jī)制入手，闡明燒結(jié)銀-金互連的問題與挑戰(zhàn)，從接頭互連工藝、接頭服役可靠性等方面對(duì)燒結(jié)銀-金接頭的研究現(xiàn)狀總結(jié)歸納，旨在更好解決燒結(jié)銀-金基界面互連問題.

1 燒結(jié)銀與金屬化界面互連機(jī)制

有學(xué)者曾對(duì)兩種材料間的連接機(jī)制進(jìn)行總結(jié)，一般可以分為物理、機(jī)械、靜電、擴(kuò)散以及化學(xué)鍵連接等[7-8].表面金屬化結(jié)構(gòu)的不同、燒結(jié)工藝的差異都會(huì)造成燒結(jié)銀與界面連接機(jī)制的不同.

1.1 燒結(jié)銀與裸銅界面互連

燒結(jié)銀中的有機(jī)物體系需要燒結(jié)氣氛中一定的氧分壓才能熱分解，但銅在該環(huán)境下即生成氧化膜.不少學(xué)者認(rèn)為燒結(jié)銀與銅表面依靠Ag-Cu 金屬鍵形成互連，而銅基板表面氧化膜阻礙鍵合.Ide 等人[9]采用納米銀-有機(jī)殼覆蓋的銀焊膏，在輔助燒結(jié)壓力5 MPa 的條件下，還原銅表面氧化物，制備得到互連性能良好的銀-銅接頭.有試驗(yàn)對(duì)比空氣和低真空環(huán)境燒結(jié)得到的銀-銅接頭的服役可靠性，空氣燒結(jié)接頭由于存在氧化物層，加劇接頭內(nèi)因熱膨脹系數(shù)不同而產(chǎn)生的熱應(yīng)力，導(dǎo)致其可靠性遠(yuǎn)低于低真空環(huán)境燒結(jié)接頭[10].但Du 等人[11]通過透射電子顯微鏡(transmission electron microscope，TEM)觀察發(fā)現(xiàn)(圖1)，空氣氣氛燒結(jié)得到的銀-銅接頭形成了Ag-Cu2O 化學(xué)鍵和Ag-Cu 金屬鍵，由于晶格常數(shù)差異，學(xué)者認(rèn)為前者對(duì)接頭互連貢獻(xiàn)更大.

圖1 燒結(jié)銀與銅及其氧化物層的界面晶格[11]Fig.1 Lattice images of the interface between sintered Ag and oxide layer.(a) Ag/Cu2O interface;(b)Ag/Cu interface

1.2 燒結(jié)銀與銀基界面互連

燒結(jié)銀可以實(shí)現(xiàn)與銀基表面的良好互連，因?yàn)槎呔Ц癯?shù)相同，Ag 原子可在銀基表面外延生長，無壓燒結(jié)下，接頭抗剪強(qiáng)度可達(dá)到70 MPa，斷裂形式通常為穿晶斷裂[12-13].有學(xué)者觀察燒結(jié)銀-銀基界面接頭斷面，斷裂位置出現(xiàn)在燒結(jié)銀靠近上焊盤或下焊盤界面的燒結(jié)銀內(nèi)部，表明燒結(jié)銀與銀基界面的連接強(qiáng)度與燒結(jié)銀的內(nèi)聚強(qiáng)度相當(dāng)[14].此外，燒結(jié)銀與銀基界面互連的接頭具有更高可靠性：有學(xué)者將燒結(jié)銀-銀接頭置于200～ 300 ℃的環(huán)境下進(jìn)行50 h 的高溫老化，發(fā)現(xiàn)銀-銀接頭連接層進(jìn)一步致密化，抗剪強(qiáng)度不降反升[15].將燒結(jié)銀-銀基界面接頭放置在300 ℃環(huán)境中，1 000 h 后仍保持高于30 MPa 的抗剪強(qiáng)度[16]，將這一現(xiàn)象歸因于相較于其它類型接頭，燒結(jié)銀與銀基界面互連具有最高界面連接比和最小接觸角，能有效增加裂紋擴(kuò)展面積，減小界面的應(yīng)力集中，如圖2 所示[17].

圖2 燒結(jié)銀與不同界面互連接頭[17]Fig.2 Sintered Ag joints on different metallization.(a)Ni/Au plated substrate；(b) Ag plated substrate

1.3 燒結(jié)銀與金基界面互接

早在2008 年，有學(xué)者在塊狀金表面進(jìn)行燒結(jié)銀互連，由于銀與金晶格常數(shù)接近(銀為0.408 6 nm，金為0.407 9 nm)，銀-金界面處的微觀組織形貌如圖3 所示，銀納米顆粒沿金層晶粒取向形成外延層，實(shí)現(xiàn)連接[18].2014 年，Paknejad 等人[19]在300 ℃高溫老化24 h 的燒結(jié)銀-金接頭中，同樣觀察到這一現(xiàn)象(圖3a).另外，進(jìn)行TEM 表征，發(fā)現(xiàn)在接頭界面位置，Ag 和Au 原子沿晶界發(fā)生了劇烈互擴(kuò)散現(xiàn)象(圖3b)，可知燒結(jié)銀-金互連主要依靠銀-金間互擴(kuò)散實(shí)現(xiàn).

圖3 銀-金界面處的微觀組織形貌[19]Fig.3 Interfacial microstructure at Ag-Au metallization.(a) orientation relationship between Ag layer and Au layer;(b) TEM image of Ag-Au interdiffusion

有部分學(xué)者關(guān)注銀-金接頭中互擴(kuò)散現(xiàn)象的影響因素.Xu 等人[20]對(duì)比化學(xué)鍍和電鍍得到金基表面，化學(xué)鍍的表層金晶粒小于100 nm，遠(yuǎn)小于電鍍表面金晶粒尺寸，燒結(jié)后，前者互連界面處產(chǎn)生連續(xù)分層(delamination region)，燒結(jié)銀-金接頭如圖4所示，這是因?yàn)樾〉慕鹁Я＞哂懈嗑Ы?，為Ag 原子提供更多擴(kuò)散至金鍍層的通道，Ag 原子大量溶于金層最終導(dǎo)致分層.Lin 等人[21]利用分子動(dòng)力學(xué)模擬設(shè)計(jì)對(duì)比金層晶粒取向?qū)︺y金擴(kuò)散的影響，相同時(shí)間下，Ag 原子在金的高角度模型中的平均擴(kuò)散距離是Ag 原子在低角度模型中的4 倍，在燒結(jié)互連時(shí)，金層表面的高角度晶界可作為Ag 原子的高速擴(kuò)散通道，促進(jìn)Ag 原子遷移.

圖4 燒結(jié)銀-金接頭[20]Fig.4 Sintered Ag-Au joints.(a) interfacial microstructure;(b) the distribution of element

2 燒結(jié)銀與金基界面互連問題與挑戰(zhàn)

2.1 不平衡互擴(kuò)散

以燒結(jié)溫度為300 ℃為例，銀在金中的擴(kuò)散系數(shù)為3.42 × 10-17cm2/s，遠(yuǎn)大于銀在銀中和金在銀中的擴(kuò)散系數(shù)(二者分別為5.99 × 10-18和4.67 ×10-19cm2/s)，保溫10 min，Ag 原子在銀基體的擴(kuò)散長度為0.60 nm，而在金基體的擴(kuò)散長度可達(dá)到1.43 nm.燒結(jié)過程中，靠近銀-金界面處的Ag 原子快速遷移進(jìn)入金層，而距離界面較遠(yuǎn)的Ag 原子來不及補(bǔ)充空位，導(dǎo)致互連界面處產(chǎn)生致密層(void-free layer)，即銀-金固溶層，在致密層上方形成高孔隙層(high-porosity layer)，一旦孔隙之間連續(xù)形成分層(delamination)嚴(yán)重惡化接頭性能.該現(xiàn)象同樣出現(xiàn)在燒結(jié)銀-金接頭老化過程中，Paknejad等人[19]在300 ℃高溫老化500 h 后，燒結(jié)銀-金接頭中伴隨鍍金層逐漸溶解燒結(jié)銀中，界面位置無孔隙層增厚，其上方形成分層，如圖5 所示，接頭的抗剪強(qiáng)度由初始狀態(tài)下的22.5 MPa 下降至7.5 MPa.

圖5 高溫老化接頭形貌變化[19]Fig.5 Microstructure evolution of sintered Ag-Au joints during high-thermal aging.(a) initial stage;(b)after 24 h;(c) after 100 h;(d) after 500 h

Chen 等人[22]將燒結(jié)銀-金接頭置于250 ℃環(huán)境中進(jìn)行老化，銀-金接頭間存在劇烈互擴(kuò)散，高溫作用下，原子運(yùn)動(dòng)加劇，老化1 000 h 后，出現(xiàn)“吃金”現(xiàn)象，即Au 原子已全部溶入燒結(jié)銀，接頭形貌變化和界面反應(yīng)如圖6 所示，與此同時(shí)，由于無金層阻擋作用下，鍍鎳層和銅層也發(fā)生一定程度的擴(kuò)散.

圖6 高溫老化下接頭形貌變化和界面反應(yīng)[22]Fig.6 Microstructure evolution and interfacial reaction of sintered Ag-Au joints during high thermal aging.(a) 0 h;(b)500 h;(c) 1 000 h

2.2 鎳層氧化

在金基表面化處理過程中，為提高金層與銅基體結(jié)合力，并抑制二者互擴(kuò)散，在鍍覆金之前，一般鍍3～ 7 μm 的鎳層[23].鍍金液對(duì)鎳層具有腐蝕性，如果工藝不當(dāng)，往往會(huì)在表面造成黑板和針孔等缺陷[24].除銀-金過渡互擴(kuò)散外，由于互連后的金層為疏松多孔結(jié)構(gòu)，鍍鎳層直接與連接層接觸，鎳層對(duì)接頭互連存在一定影響.有學(xué)者對(duì)比基板鍍鎳層有無針孔(pinhole)缺陷的燒結(jié)銀接頭的互連性能，二者初始狀態(tài)下強(qiáng)度相同，但經(jīng)過500 h 的250 ℃高溫老化試驗(yàn)，無針孔缺陷的基板燒結(jié)銀接頭抗剪強(qiáng)度下降17%，有缺陷基板對(duì)應(yīng)接頭強(qiáng)度下降26%，燒結(jié)銀-金接頭斷面電子顯微探針結(jié)果，如圖7 所示，認(rèn)為鍍鎳層的針孔缺陷為氧氣提供快速擴(kuò)散通道，導(dǎo)致鍍鎳層氧化，鎳氧化物成為斷裂敏感區(qū)，剪切試驗(yàn)中，接頭發(fā)生脆性斷裂[25].同樣有學(xué)者通過XPS 手段觀察到，由于化學(xué)浸金過程中金層產(chǎn)生孔隙，燒結(jié)過程中Cu 和Ni 原子在金表面聚集形成氧化物，惡化接頭性能[26].

圖7 燒結(jié)銀-金接頭斷面Fig.7 Fracture surface of sintered Ag-Au joint.(a) EDS image of the fracture surface;(b) SEM image of the fracture surface

與此同時(shí)，鎳層氧化問題嚴(yán)重限制燒結(jié)銀-金接頭的高溫服役性能，在350 ℃的高溫老化試驗(yàn)中，Zhang 等人[27]觀察到銀-金接頭由鎳氧化導(dǎo)致的失效模式，如圖8 所示.外界氣氛中的氧和有機(jī)溶劑分解形成的氧在高溫作用下，沿多孔燒結(jié)銀晶界和缺陷位置迅速擴(kuò)散，造成鎳層氧化，與互連層分離，最終導(dǎo)致剪切過程中接頭的脆性斷裂.有學(xué)者觀察250 ℃高溫老化過程中不同階段的接頭剪切斷面，發(fā)現(xiàn)隨著老化時(shí)間增加，接頭斷面出現(xiàn)鎳氧化物增多，鎳氧化物抑制燒結(jié)銀粗化，未粗化燒結(jié)銀成為脆弱區(qū)域，降低接頭可靠性[28].

圖8 高溫老化下由鎳氧化導(dǎo)致的接頭失效模式[27]Fig.8 Failure mode of Ag-Au joint with Ni oxidation.(a) dense sintered silver joint; (b) pore coarsening and oxygen ingres;(c) oxidation of nickel layer

3 燒結(jié)銀-金接頭互連改進(jìn)研究進(jìn)展

3.1 快速燒結(jié)工藝

通過比較不同溫度銀-金間互擴(kuò)散系數(shù)，學(xué)者認(rèn)為，燒結(jié)開始時(shí)擴(kuò)散沒有發(fā)生，溫度升高后，Ag 原子向金層中擴(kuò)散，隨著溫度逐漸升高，Ag 原子在金中的擴(kuò)散速度越來越快，并且大于Ag 原子在銀中的擴(kuò)散速度，空洞出現(xiàn)，最終高溫長時(shí)間燒結(jié)使得空洞連接形成分層.基于該認(rèn)識(shí)，王曉敏[29]針對(duì)平均金晶粒尺寸小的化學(xué)鍍鎳/金基板提出一種改進(jìn)燒結(jié)工藝，引入30 min，150 ℃的預(yù)干燥階段，保證有機(jī)物充分揮發(fā)的同時(shí)，減少燒結(jié)過程中在高溫段的停留時(shí)間，降低Ag 原子的非致密擴(kuò)散，擴(kuò)散示意圖如圖9 所示，以避免發(fā)生界面分層的問題.通過比較不同溫度下銀-金互擴(kuò)散系數(shù)大小，Wang等人[30]提出使用快速升溫的方法避開常規(guī)燒結(jié)過程中的低溫區(qū)段，以避免接頭發(fā)生非致密化擴(kuò)散，工藝改進(jìn)后，接頭強(qiáng)度提高至18.5 MPa.后續(xù)大量學(xué)者以這一改進(jìn)后的燒結(jié)工藝為基礎(chǔ)，進(jìn)行試驗(yàn)研究.Zhang 等人[31]通過“階梯式“燒結(jié)曲線：150 ℃，保溫5 min→250 ℃，保溫5 min→最后300 ℃，保溫15 min 燒結(jié)，制備得到互連強(qiáng)度為30 MPa 的燒結(jié)接頭.

3.2 增大金晶粒尺寸抑制擴(kuò)散

基于前人對(duì)銀-金擴(kuò)散主要是以晶界為擴(kuò)散通道這一認(rèn)知，平均晶粒尺寸小的金層可以提供更多的晶界，促進(jìn)銀原子向金層擴(kuò)散[31]，金晶粒尺寸對(duì)接頭互連影響如圖10 所示，進(jìn)而形成厚銀-金固溶層和薄弱燒結(jié)頸.有學(xué)者由增大表層金晶粒尺寸，抑制銀-金間不平衡互擴(kuò)散入手，通過熱處理提高金基表面的平均晶粒尺寸；將鍍金基板置于250 ℃環(huán)境下1 h，晶界遷移速率加快，晶粒迅速長大，表層金平均晶粒尺寸由317 ?長大至516 ?，而接頭抗剪強(qiáng)度提高84.05%[32].但也有研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)鍍鎳/金結(jié)構(gòu)基板進(jìn)行1 h，250 ℃熱處理后，表面金層出現(xiàn)鎳氧化物，反而降低焊料與基板潤濕性，難以形成可靠接頭[33].有學(xué)者比較金層厚度為0.15，0.3 和0.8 μm 的基板與燒結(jié)銀互連接頭的連接性能，隨鍍層厚度增加，金晶粒顯著增大，相應(yīng)地，接頭抗剪強(qiáng)度由14.7 MPa 提高至30.9 MPa[34]，但這一舉措極大提高了加工成本，同樣不是理想的工藝途徑.

3.3 使用鎳/鈀/金的金基界面結(jié)構(gòu)

相較于最常見的鎳/金結(jié)構(gòu)，鎳/鈀/金結(jié)構(gòu)的金基界面具有更高的化學(xué)穩(wěn)定性和抗氧化性，此外引入鍍鈀層還可以減少70%的金消耗量，降低實(shí)際生產(chǎn)成本.近年來，已有部分學(xué)者將鎳/鈀/金結(jié)構(gòu)應(yīng)用在燒結(jié)型互連中[35]，其主要優(yōu)勢(shì)：一方面，鈀層提高金基表面質(zhì)量，提高接頭高溫環(huán)境下抗氧化能力[36-37].有試驗(yàn)將鎳/銀基板、鎳/金基板和鎳/鈀/金基板置于350 ℃老化1 h，鎳/鈀/金基板表面氧含量與鎳/銀基板的接近，遠(yuǎn)小于鎳/金基板[38]；另一方面，依附于鎳層鍍覆的金晶粒遠(yuǎn)小于依附于鈀層制備金基界面，而大晶粒尺寸有利于抑制銀-金不平衡互擴(kuò)散.有學(xué)者比較在鎳/金結(jié)構(gòu)和鎳/鈀/金結(jié)構(gòu)金基表面的燒結(jié)銀接頭的互連性能，鎳/金表面金晶粒尺寸為0.09 μm，而鎳/鈀/金表面金晶粒尺寸為0.12 μm，相同燒結(jié)工藝下，前者接頭的抗剪強(qiáng)度低于后者[39].

前文銀-金接頭的高溫服役可靠性，主要是以鎳/金結(jié)構(gòu)的金基界面為研究對(duì)象，而有學(xué)者對(duì)鎳/鈀/金結(jié)構(gòu)燒結(jié)銀接頭進(jìn)行250 ℃的高溫老化試驗(yàn)，銀-金固溶層隨時(shí)間增加而增厚，但1 000 h 后接頭仍未出現(xiàn)明顯分層和鎳氧化現(xiàn)象，其強(qiáng)度仍保持在36.5 MPa[40].大阪大學(xué)對(duì)燒結(jié)銀與鎳/鈀/金界面互連接頭進(jìn)行-55～ 250 ℃的極端條件溫度循環(huán)試驗(yàn)，由于材料內(nèi)部熱膨脹系數(shù)差異大，熱應(yīng)力作為Ag 原子遷移的主要驅(qū)動(dòng)力，導(dǎo)致不同區(qū)域的銀-金固溶帶影響形貌差異大，溫度循環(huán)下接頭界面形貌變化如圖11 所示.接頭失效主要是因?yàn)樾酒?互連層-基板3 種材料的熱膨脹系數(shù)不匹配，導(dǎo)致接頭開裂，與銀-金界面反應(yīng)無關(guān)[41]，鎳/鈀/金界面與燒結(jié)銀互連表現(xiàn)出優(yōu)越服役可靠性.

4 結(jié)束語

(1) 對(duì)比分析了燒結(jié)銀與裸銅界面、銀基界面和金基界面的互連機(jī)制和互連性能，并指出銀-金互連的問題主要在于銀-金不平衡互擴(kuò)散和擴(kuò)散阻擋層—鎳氧化兩方面.目前，對(duì)后者的機(jī)制認(rèn)知還不完整，需進(jìn)一步明晰鎳氧化影響銀-金互連的本質(zhì).

(2) 系統(tǒng)全面地概括了現(xiàn)有改善燒結(jié)銀-金互連質(zhì)量的3 種方法：快速燒結(jié)工藝和通過預(yù)熱增大金晶粒尺寸的方法，雖然能有效提高接頭互連質(zhì)量，但仍然各有弊端；以鎳/鈀/金結(jié)構(gòu)替換常見的鎳/金結(jié)構(gòu)的方法可以顯著提高銀-金互連質(zhì)量和可靠性，因此被認(rèn)為是具有潛力的新方案.