趙寧1,,鄧建峰1,鐘毅1,殷錄橋2

1 大連理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 大連 116024
2 上海大學(xué)新型顯示技術(shù)及應(yīng)用集成教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 上海 200072

摘要

關(guān)鍵詞：Sn-xCu釬料;熱遷移;微焊點(diǎn);界面反應(yīng);金屬間化合物

先進(jìn)電子封裝技術(shù)持續(xù)向微型化、高性能、高可靠性的趨勢發(fā)展,高功率密度以及焊點(diǎn)尺寸持續(xù)減小使得焊點(diǎn)面臨更為嚴(yán)苛的服役條件。在三維芯片(3D IC)封裝技術(shù)中,微互連焊點(diǎn)尺寸接近10 μm。此時(shí),IC在服役時(shí)產(chǎn)生的Joule熱首先通過微焊點(diǎn)向外界傳導(dǎo),如果微焊點(diǎn)兩端溫度相差1 ℃,將會(huì)形成1000 ℃/cm的溫度梯度,足以誘發(fā)釬料中的金屬原子產(chǎn)生熱遷移,進(jìn)而引起嚴(yán)重的可靠性問題[1,2]。熱遷移是在溫度梯度驅(qū)動(dòng)下由擴(kuò)散控制的質(zhì)量遷移行為,其機(jī)理是高溫區(qū)的電子具有較高的散射能,驅(qū)動(dòng)金屬原子沿溫度降低的方向進(jìn)行擴(kuò)散運(yùn)動(dòng),產(chǎn)生金屬原子的質(zhì)量遷移。

對于微焊點(diǎn)而言,熱遷移獨(dú)特且重要的特征是界面金屬間化合物(IMC)的非對稱生長和金屬基體的非對稱溶解,即冷端界面IMC的生長通常要明顯快于熱端,相反熱端金屬基體卻溶解更多[3~5]。由于IMC具有脆性的本質(zhì),其類型及厚度需要在釬焊回流工藝中得到有效的控制,特別是在微焊點(diǎn)尺寸持續(xù)減小時(shí),界面IMC占整個(gè)微焊點(diǎn)的比例顯著提高,這對微焊點(diǎn)可靠性的影響將更加突出[6,7]。在純Sn釬料焊點(diǎn)中,只有溶解在釬料中的基體金屬原子會(huì)發(fā)生熱遷移,并影響界面反應(yīng),可靠性分析時(shí)僅需考慮熱端金屬基體的溶解行為及冷端界面IMC的生長行為[8]。而對于其它釬料合金,如Sn-Zn、Sn-Cu等,Zn和Cu等合金元素原子也會(huì)發(fā)生熱遷移,并且隨著釬焊反應(yīng)的進(jìn)行,合金元素逐漸被消耗,主熱遷移元素可能會(huì)發(fā)生變化,這使得釬焊界面反應(yīng)變得更加復(fù)雜。由熱遷移引起的界面IMC類型的改變、熱端金屬基體的快速溶解及冷端界面IMC的過度生長等問題均嚴(yán)重影響微焊點(diǎn)的可靠性[9~11]。

共晶Sn-0.7Cu (質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)合金是常用且具有價(jià)格優(yōu)勢的一種無鉛釬料,在波峰焊工藝中已被廣泛使用[12]。在倒裝釬焊工藝中,Sn-0.7Cu合金同樣極具潛力。與此同時(shí),器件的表面保護(hù)層也要求無鉛化。Ni是常見的無鉛保護(hù)層(如Au/Ni和Pd/Ni等)的成分之一[13]。此外,Ni在凸點(diǎn)下金屬層(UBM)中常被用作擴(kuò)散阻擋層,以降低錫基釬料與Cu的反應(yīng)速率[14,15]。因此,在電子封裝互連技術(shù)中,Ni/Sn-Cu/Ni是常用的互連結(jié)構(gòu)。針對Sn-xCu/Ni釬焊界面反應(yīng)的研究[16,17]表明,當(dāng)Cu含量小于0.3% (質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)時(shí),界面形成(Ni, Cu)3Sn4IMC;當(dāng)Cu含量大于0.6%時(shí),界面形成(Cu, Ni)6Sn5IMC;當(dāng)Cu含量介于0.3%和0.6%之間時(shí),界面形成(Ni, Cu)3Sn4和(Cu, Ni)6Sn52種IMC。因此,Cu含量對Sn-xCu/Ni釬焊界面IMC的生長演變有著重要的影響。然而,目前尚缺少有關(guān)Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)在熱遷移條件下釬焊界面反應(yīng)行為的研究報(bào)道。因此,研究釬焊反應(yīng)過程中Sn-Cu無鉛釬料與Ni基體的熱遷移行為及界面IMC生長規(guī)律具有突出的理論和工程實(shí)際意義。

本工作研究Ni/Sn-xCu/Ni (x=0.3、0.7、1.5,質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)微焊點(diǎn)在熱臺(tái)釬焊條件下的熱遷移及界面反應(yīng)行為,通過綜合分析微焊點(diǎn)冷、熱兩端界面IMC的生長與轉(zhuǎn)變特征,以期獲得Cu、Ni原子的熱遷移規(guī)律及其對釬焊界面反應(yīng)的影響機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)方法

采用短時(shí)浸焊的方法制備Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)以進(jìn)行熱遷移實(shí)驗(yàn)。將Ni塊的待焊面進(jìn)行研磨、拋光處理并涂覆助焊劑,待焊的2個(gè)Ni塊之間采用直徑為100 μm的不銹鋼絲控制間距,并用自制的夾具固定。將固定好的試樣預(yù)熱后整體浸入Sn-xCu液態(tài)釬料中,浸入時(shí)間為30 s,隨后取出置于水中冷卻。將浸焊后的試樣線切割,并將其4個(gè)側(cè)面研磨得到截面尺寸為200 μm×500 μm的微焊點(diǎn),如圖1a所示。

圖1Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)及熱遷移實(shí)驗(yàn)裝置示意圖

Fig.1Schematics of Ni/Sn-xCu/Ni micro solder joint (a) and experimental configuration for thermomigration (b)

為進(jìn)行熱遷移條件下的釬焊反應(yīng)實(shí)驗(yàn),先將所得Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)用導(dǎo)熱硅脂貼于鋁基載板上,隨后將載板固定到熱臺(tái)上進(jìn)行回流,如圖1b所示。熱臺(tái)溫度設(shè)為300 ℃,回流時(shí)間分別為3、15、30和60 min。回流后,取下載板置于水中冷卻。熱遷移實(shí)驗(yàn)后將試樣進(jìn)行研磨、拋光和腐蝕。采用Super 55型掃描電子顯微鏡(SEM)及能譜分析儀(EDS)分別對界面IMC形貌及成分進(jìn)行分析,界面IMC厚度采用Photoshop圖像處理軟件測量。為了表征微焊點(diǎn)中的溫度梯度,采用ANSYS有限元分析方法進(jìn)行模擬。由于釬料中Sn的含量高于98.5%,因此模擬時(shí)采用純Sn代替Sn-xCu釬料。設(shè)定鋁載板、Ni基體和液態(tài)Sn釬料的熱導(dǎo)率系數(shù)分別為237、90.7和30.7 W/(mK)[5,6,18],總換熱系數(shù)設(shè)為65 W/(m2K)[8],初始溫度及環(huán)境溫度均為25 ℃。此外,采用Omega K型熱電偶測量冷、熱端Ni基體的溫度,測量結(jié)果與模擬結(jié)果較為一致,說明模擬方法和參數(shù)設(shè)置較為合理。圖2為微焊點(diǎn)液態(tài)釬料層的溫度分布模擬結(jié)果。由圖2可知,冷、熱端界面的溫度差為10.45 ℃,由此可計(jì)算出溫度梯度為1045 ℃/cm,并以微焊點(diǎn)的平均溫度(241 ℃)作為微焊點(diǎn)的工作溫度。

圖2微焊點(diǎn)液態(tài)釬料層的溫度分布模擬結(jié)果

Fig.2Simulated temperature distribution in the liquid solder layer of the micro solder joint

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 微焊點(diǎn)初始微觀組織

圖3為浸焊后Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)微觀組織的SEM像?？梢钥闯?釬料較好地填充于整個(gè)焊縫中,并與Ni實(shí)現(xiàn)良好連接,沒有形成空洞等缺陷。對于Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn),如圖3a所示,兩側(cè)界面形成均勻、連續(xù)的薄層IMC,EDS分析顯示其成分為Sn-45.91%Ni-9.67%Cu (原子分?jǐn)?shù),下同),即(Ni0.83, Cu0.17)3Sn4,平均厚度為0.85 μm。對于Ni/Sn-0.7Cu/Ni和Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn),如圖3b和c所示,界面IMC成分分別為Sn-27.71%Ni-34.36%Cu和Sn-5.32%Ni-53.72%Cu,即(Cu0.55, Ni0.45)6Sn5和(Cu0.91, Ni0.09)6Sn5,平均厚度分別為0.89和2.13 μm。Yu等[19]研究了不同Cu含量的Sn-Cu釬料與Ni基體的界面反應(yīng),發(fā)現(xiàn)Sn-0.3Cu/Ni界面形成(Ni, Cu)3Sn4IMC,在Sn-1.5Cu/Ni界面形成(Cu, Ni)6Sn5IMC,與本工作結(jié)果一致;而在Sn-0.7Cu/Ni界面形成(Cu, Ni)6Sn5和(Ni, Cu)3Sn4IMC,與本文結(jié)果略有不同,這可能是由于Yu等[19]的實(shí)驗(yàn)結(jié)果是在更高的溫度及更長的釬焊時(shí)間下得到的。由于本工作采用短時(shí)浸焊法得到的Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)初始界面IMC層較薄,因此對后續(xù)熱遷移實(shí)驗(yàn)中Ni原子的擴(kuò)散行為不會(huì)產(chǎn)生較大的影響。

圖3浸焊后Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)微觀組織的SEM像

Fig.3SEM images of the as-soldered Ni/Sn-xCu/Ni micro solder joints withx=0.3 (a),x=0.7 (b) andx=1.5 (c)

2.2 微焊點(diǎn)熱遷移后的微觀組織

圖4為Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn)在熱臺(tái)上回流反應(yīng)不同時(shí)間后微觀組織的SEM像?？梢钥闯?反應(yīng)3 min后,如圖4a所示,冷端和熱端界面IMC均呈層狀,EDS分析顯示其成分分別為Sn-32.87%Ni-9.94%Cu和Sn-36.84%Ni-9.76%Cu,即均為(Ni, Cu)3Sn4,厚度分別為3.35和2.01 μm,表明冷、熱端界面IMC出現(xiàn)非對稱生長現(xiàn)象。反應(yīng)15 min后,如圖4b所示,冷、熱端界面IMC類型并未發(fā)生改變,但厚度均有增加,且冷端界面IMC厚度增加較為明顯,達(dá)到7.44 μm,而熱端界面IMC厚度僅為3.94 μm,非對稱生長現(xiàn)象更加顯著。反應(yīng)30 min后,如圖4c所示,兩端界面IMC仍為(Ni, Cu)3Sn4,但是形貌發(fā)生了變化,冷端界面IMC呈棒狀,而熱端界面IMC仍為層狀,厚度分別為14.14和5.96 μm。反應(yīng)60 min后,如圖4d所示,冷端界面IMC仍然是呈棒狀的(Ni, Cu)3Sn4,厚度已達(dá)到17.43 μm,而熱端界面(Ni, Cu)3Sn4IMC出現(xiàn)溶解現(xiàn)象,導(dǎo)致靠近釬料側(cè)出現(xiàn)大量疏松結(jié)構(gòu)層。上述結(jié)果表明,熱遷移條件下Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn)兩側(cè)界面的釬焊反應(yīng)產(chǎn)物均為(Ni, Cu)3Sn4型IMC,但冷端界面IMC具有更大的生長速率。此外,反應(yīng)后期冷端IMC/Ni界面較為平整,而熱端IMC/Ni界面相對曲折,說明熱端Ni基體的溶解明顯大于冷端。因此可以推斷,溫度梯度加速了熱端Ni基體的溶解,而大部分溶解到液態(tài)釬料中的Ni原子向冷端界面熱遷移,并參與界面反應(yīng),最終導(dǎo)致微焊點(diǎn)冷、熱端界面IMC的非對稱生長現(xiàn)象。

圖4Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn)熱臺(tái)回流不同時(shí)間后微觀組織的SEM像

Fig.4SEM images of the Ni/Sn-0.3Cu/Ni micro solder joints after reflowed on hot plate for 3 min (a), 15 min (b), 30 min (c) and 60 min (d)

圖5為Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)在熱臺(tái)上回流反應(yīng)不同時(shí)間后微觀組織的SEM像。反應(yīng)3 min后,如圖5a所示,熱端界面IMC呈薄層狀,其成分為Sn-28.07%Ni-19.82%Cu,即(Ni0.75, Cu0.25)3Sn4,說明熱端界面IMC已由初始的(Cu, Ni)6Sn5型完全轉(zhuǎn)變?yōu)?Ni, Cu)3Sn4型,其厚度為1.39 μm;而冷端界面IMC則由靠近Ni基體的層狀(Cu0.65, Ni0.35)6Sn5和靠近釬料的塊狀(Ni0.59, Cu0.41)3Sn4組成,總厚度為4.09 μm。反應(yīng)15 min后,如圖5b所示,冷端界面IMC的成分變?yōu)镾n-30.11%Ni-15.33%Cu,即(Ni0.66, Cu0.34)3Sn4,化合物已完全轉(zhuǎn)變成(Ni, Cu)3Sn4型,其厚度迅速增加至11.78 μm;此時(shí),熱端界面IMC的厚度僅為6.29 μm,其成分為Sn-34.44%Ni-10.50%Cu,即(Ni0.77, Cu0.23)3Sn4。反應(yīng)30 min后,如圖5c所示,兩端界面IMC仍為(Ni, Cu)3Sn4型,冷端界面IMC快速生長至22.74 μm,而熱端界面IMC緩慢生長至為7.51 μm。反應(yīng)60 min后,如圖5d所示,冷端界面IMC繼續(xù)生長至28.79 μm,但熱端界面IMC的厚度無明顯變化,表現(xiàn)出生長停滯現(xiàn)象。作者前期工作[20]同樣發(fā)現(xiàn),在一定溫度梯度下微焊點(diǎn)熱端界面IMC最終具有一定的平衡厚度。上述結(jié)果表明,Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)冷、熱端界面IMC不僅具有非對稱生長現(xiàn)象,而且具有非對稱轉(zhuǎn)變現(xiàn)象。由于微焊點(diǎn)間距較小,反應(yīng)過程中Cu濃度下降較快,導(dǎo)致了界面IMC由(Cu, Ni)6Sn5向(Ni, Cu)3Sn4的轉(zhuǎn)變,冷端發(fā)生該轉(zhuǎn)變的時(shí)間(15 min)滯后于熱端(3 min),這證明了Cu原子的熱遷移方向?yàn)橛蔁岫讼蚶涠恕?

圖5Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)熱臺(tái)回流不同時(shí)間后微觀組織的SEM像

Fig.5SEM images of Ni/Sn-0.7Cu/Ni micro solder joints after reflowed on hot plate for 3 min (a), 15 min (b), 30 min (c) and 60 min (d)

圖6為Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn)在熱臺(tái)上回流反應(yīng)不同時(shí)間后微觀組織的SEM像。反應(yīng)3 min后,如圖6a所示,EDS結(jié)果顯示冷端界面IMC成分為Sn-6.46%Ni-47.66%Cu,即(Cu0.88, Ni0.12)6Sn5,熱端界面IMC成分為Sn-5.36%Ni-53.23%Cu,即(Cu0.91, Ni0.09)6Sn5,厚度分別為4.54和2.54 μm,冷、熱兩端IMC出現(xiàn)非對稱生長現(xiàn)象。反應(yīng)15 min后,如圖6b所示,冷端界面IMC仍為(Cu, Ni)6Sn5型,即(Cu0.41, Ni0.59)6Sn5,厚度增加至9.6 μm,而熱端界面IMC已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)?Ni, Cu)3Sn4型,即(Ni0.71, Cu0.29)3Sn4,厚度為7.31 μm,冷、熱端同時(shí)發(fā)生非對稱生長和非對稱轉(zhuǎn)變現(xiàn)象。反應(yīng)30 min后,如圖6c所示,冷、熱端界面IMC類型均未發(fā)生變化,厚度分別為14.53和9.61 μm;此外,熱端Ni基體的溶解明顯大于冷端。當(dāng)反應(yīng)時(shí)間延長到60 min時(shí),如圖6d所示,冷端界面IMC已全部轉(zhuǎn)變?yōu)?Ni, Cu)3Sn4型,在界面附近及釬料基體中發(fā)現(xiàn)大量脫落的塊狀(Cu, Ni)6Sn5IMC,這種脫落現(xiàn)象可能是由界面IMC生長、轉(zhuǎn)變過程中(Cu, Ni)6Sn5型與(Ni, Cu)3Sn4型IMC晶格失配造成的;熱端界面IMC仍為層狀的(Ni, Cu)3Sn4,冷、熱端IMC厚度分別為22.56和8.79 μm,熱端Ni基體的溶解更加明顯。與Ni/Sn-0.7Cu/Ni焊點(diǎn)一樣,冷端界面IMC發(fā)生(Cu, Ni)6Sn5向(Ni, Cu)3Sn4轉(zhuǎn)變的時(shí)間(60 min)滯后于熱端(15 min),且這種非對稱轉(zhuǎn)變更加明顯,進(jìn)一步證明釬料中Cu濃度下降導(dǎo)致界面IMC類型轉(zhuǎn)變以及Cu向冷端遷移導(dǎo)致冷端界面IMC轉(zhuǎn)變時(shí)間滯后于熱端。

圖6Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn)熱臺(tái)回流不同時(shí)間后微觀組織的SEM像

Fig.6SEM images of Ni/Sn-1.5Cu/Ni micro solder joints after reflowed on hot plate for 3 min (a), 15 min (b), 30 min (c) and 60 min (d)

圖7為熱遷移過程中Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)冷、熱端界面IMC厚度與時(shí)間的關(guān)系。為了表征熱遷移對界面IMC生長的影響,所示厚度數(shù)據(jù)已扣除初始厚度?？梢钥闯?Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)在熱遷移過程中表現(xiàn)出明顯的非對稱生長現(xiàn)象,即冷端IMC厚度明顯大于熱端。Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn)中,反應(yīng)30~60 min期間,由于熱端(Ni, Cu)3Sn4IMC出現(xiàn)溶解,靠近釬料側(cè)的(Ni, Cu)3Sn4變得不致密,因此熱端IMC厚度繼續(xù)增加;冷端界面IMC在反應(yīng)30 min前呈線性生長,反應(yīng)30 min后由于熱端IMC厚度的增加,熱端基體Ni原子難以穿過熱端IMC層進(jìn)入釬料中,從而導(dǎo)致冷端IMC生長速率降低。Ni/Sn-0.7Cu/Ni和Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn)中,熱端IMC厚度均呈拋物線規(guī)律增加,并且在30 min后不再生長,在溫度梯度下熱端界面IMC通常會(huì)表現(xiàn)出類似的生長規(guī)律[21~23];冷端則不同,Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)在反應(yīng)3~30 min期間,因?yàn)榘l(fā)生(Cu, Ni)6Sn5向(Ni, Cu)3Sn4的轉(zhuǎn)變而導(dǎo)致IMC厚度快速增加,在反應(yīng)30 min后由于釬料中Cu原子濃度下降且Ni原子的擴(kuò)散受到抑制,冷端IMC生長變緩。Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn)在反應(yīng)30 min前,冷端IMC為(Cu, Ni)6Sn5,并呈現(xiàn)出線性生長規(guī)律,反應(yīng)30 min后,冷端IMC發(fā)生了由(Cu, Ni)6Sn5向(Ni, Cu)3Sn4的轉(zhuǎn)變,冷端IMC繼續(xù)快速生長。

圖7熱遷移過程中Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)冷、熱端界面金屬間化合物(IMC)厚度隨時(shí)間的變化

Fig.7Thicknesses of intermetallic compounds (IMCs) at both cold and hot ends in the Ni/Sn-xCu/Ni micro solder joints as a function of reaction time

2.3 Cu含量對微焊點(diǎn)熱遷移下界面IMC演變的影響

由圖4~6可知,Cu含量對熱遷移下Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)界面IMC演變具有顯著影響,在熱遷移過程中微焊點(diǎn)發(fā)生了界面IMC的非對稱生長、轉(zhuǎn)變以及Ni基體的非對稱溶解。微焊點(diǎn)冷、熱端界面IMC生長所需的Cu、Ni原子通量可由以下公式描述：

$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Cold}}^{\mathit{Cu},\mathit{Ni}}={?}_{\mathit{Chem}}^{\mathit{Cu}}+{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Cu}}+{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$(1)

$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Hot}}^{\mathit{Cu},\mathit{Ni}}={?}_{\mathit{Dis}}^{\mathit{Ni}}+{?}_{\mathit{Chem}}^{\mathit{Cu}}-{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Cu}}-{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$(2)

式中,$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Cold}}^{\mathit{Cu},\mathit{Ni}}\end{array}$和$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Hot}}^{\mathit{Cu},\mathit{Ni}}\end{array}$分別為冷端和熱端IMC生長所需的Cu、Ni原子通量,$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Chem}}^{\mathit{Cu}}\end{array}$是釬料中濃度梯度引起的Cu原子通量,$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Cu}}\end{array}$和$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$分別為熱遷移引起的Cu、Ni原子通量,$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Dis}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$為熱端Ni基體溶解引起的Ni通量。由于冷端界面IMC較厚,且冷端Ni原子由基體向釬料中擴(kuò)散方向與溫度梯度方向相反,冷端Ni基體溶解對IMC生長影響較小,因此認(rèn)為冷端IMC生長所需要的Ni原子通量全部來自于Ni由熱端向冷端的熱遷移通量。

圖8為Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)在熱臺(tái)上回流時(shí)Cu、Ni原子通量示意圖。首先討論微焊點(diǎn)冷端界面IMC的演變規(guī)律。由圖8和式(1)可知,冷端界面IMC生長所需的Cu原子來源于冷端附近釬料中的$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Chem}}^{\mathit{Cu}}\end{array}$和$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Cu}}\end{array}$,而Ni原子的主要來源是熱端Ni基體溶解、擴(kuò)散穿過熱端IMC層,并在溫度梯度作用下遷移至冷端界面的$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$。對于Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn),由于Cu含量較低,界面IMC始終為(Ni, Cu)3Sn4型,Cu原子對界面IMC生長的貢獻(xiàn)較小,因而冷端界面IMC的生長主要取決于由熱端溶解、擴(kuò)散而來的Ni原子。對于Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn),釬料中的Cu含量相對較高,初始界面IMC為(Cu, Ni)6Sn5型,雖然在反應(yīng)過程中界面IMC逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)?Ni, Cu)3Sn4型,但Cu原子對IMC生長的貢獻(xiàn)同樣較大,因此Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)冷端界面IMC厚度整體上明顯大于Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn)。對比Ni/Sn-0.3Cu/Ni和Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)冷端界面IMC厚度變化過程,反應(yīng)3 min之前Cu和Ni均為主熱遷移元素,因此二者相差不大;反應(yīng)3~30 min期間,Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn)中Cu含量顯著消耗,僅Ni為主熱遷移元素,因此Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)冷端界面IMC厚度增加明顯大于Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn);反應(yīng)30 min之后,由于Cu的進(jìn)一步消耗,Ni/Sn-0.3Cu/Ni和Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)中的主熱遷移元素均為Ni,同時(shí)熱端界面IMC增厚使得Ni原子通過IMC層擴(kuò)散到釬料中的難度增加,最終導(dǎo)致冷端界面IMC生長速率顯著下降。

圖8Ni/Sn-xCu/Ni微焊點(diǎn)熱臺(tái)回流時(shí)Cu、Ni原子通量示意圖

Fig.8Schematic of Cu and Ni atomic fluxes in Ni/Sn-xCu/Ni micro solder joint during reflow on a hot plate (JTM,JChemandJDisare the atomic fluxes induced by thermomigration, chemical potential, and Ni dissolution, respectively)

對于Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn),由于Cu含量較高,在反應(yīng)30 min內(nèi)冷端界面IMC始終為(Cu, Ni)6Sn5,說明微焊點(diǎn)中的主熱遷移元素為Cu。通常情況下,Cu6Sn5的生長速率要比Ni3Sn4高。然而,在本工作條件下Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn)中Cu含量隨反應(yīng)的進(jìn)行逐漸降低,能夠維持冷端界面(Cu, Ni)6Sn5IMC類型保持不變,卻不能支持其快速生長[24]。相對而言,Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)在相同階段內(nèi)的主熱遷移元素為Cu和Ni,可以支持冷端界面(Ni, Cu)3Sn4IMC的快速生長。因此,Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn)冷端界面IMC厚度比Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)小。在反應(yīng)30 min后,冷端界面IMC發(fā)生了由(Cu, Ni)6Sn5向(Ni, Cu)3Sn4的轉(zhuǎn)變,在轉(zhuǎn)變過程中(Cu, Ni)6Sn5的溶解導(dǎo)致冷端附近釬料中Cu含量增加,極大地促進(jìn)了(Ni, Cu)3Sn4的生長,使得冷端界面IMC厚度持續(xù)增加。此時(shí),微焊點(diǎn)中的主熱遷移元素為Cu和Ni。Wang等[25]研究表明,當(dāng)Cu含量低于0.3% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí),(Cu, Ni)6Sn5IMC發(fā)生溶解,并且當(dāng)存在Ni時(shí),會(huì)快速形成(Ni, Cu)3Sn4。

對于熱端,由圖8及式(2)可知,$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Chem}}^{\mathit{Cu}}\end{array}$和$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Cu}}\end{array}$方向相反,因此熱端界面IMC中Cu含量相對不足,IMC類型轉(zhuǎn)變的發(fā)生時(shí)間早于冷端,IMC生長所需原子通量主要為Ni。在反應(yīng)初期,Cu是主要遷移元素,$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Dis}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$大于$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$,熱端溶解的Ni原子部分用于界面IMC的生長,因此熱端界面IMC均能以一定速率生長。而隨著反應(yīng)的進(jìn)行,釬料中Cu含量不斷消耗,Ni成為主要的熱遷移元素向冷端遷移,在$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Dis}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$和$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{TM}}^{\mathit{Ni}}\end{array}$達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡后,熱端界面IMC出現(xiàn)生長停滯現(xiàn)象。

溫度梯度對Ni原子擴(kuò)散行為的影響同樣也改變了冷、熱兩端Ni基體的溶解行為。在熱端,Ni原子的擴(kuò)散方向與溫度梯度方向相同,且界面IMC較薄,促進(jìn)了Ni原子由Ni/IMC界面擴(kuò)散至IMC/釬料界面,從而加速了熱端Ni基體的溶解。而在冷端,Ni原子的擴(kuò)散方向與溫度梯度方向相反,且界面IMC較厚,嚴(yán)重阻礙了Ni原子的擴(kuò)散,因此冷端Ni基體幾乎不溶解。

3 結(jié)論

(1) Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn)初始界面金屬間化合物(IMC)為(Ni, Cu)3Sn4,熱遷移后界面IMC類型未發(fā)生改變,但發(fā)生非對稱生長現(xiàn)象,即冷端界面IMC明顯厚于熱端。Ni/Sn-0.7Cu/Ni和Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn)初始界面IMC均為(Cu, Ni)6Sn5,熱遷移后不僅發(fā)生非對稱生長現(xiàn)象,還發(fā)生非對稱轉(zhuǎn)變現(xiàn)象,即界面IMC由(Cu, Ni)6Sn5轉(zhuǎn)變?yōu)?Ni, Cu)3Sn4,且冷端發(fā)生該轉(zhuǎn)變的時(shí)間滯后于熱端。

(2) Ni/Sn-0.3Cu/Ni微焊點(diǎn)中的主熱遷移元素為Ni。Ni/Sn-0.7Cu/Ni微焊點(diǎn)中的主熱遷移元素在反應(yīng)前期為Cu和Ni,反應(yīng)后期為Ni。Ni/Sn-1.5Cu/Ni微焊點(diǎn)中的主熱遷移元素在反應(yīng)前期為Cu,反應(yīng)后期為Cu和Ni。Cu和Ni原子的熱遷移方向均由熱端向冷端。

(3) 釬料中的Cu含量顯著影響主熱遷移元素的種類及界面IMC生長和轉(zhuǎn)變。Cu含量較高時(shí),Cu作為主熱遷移元素參與界面反應(yīng),延緩界面IMC類型發(fā)生轉(zhuǎn)變。

(4) 熱遷移促進(jìn)了熱端Ni原子向釬料中的擴(kuò)散,加速了熱端Ni基體的溶解,溶解到釬料中的Ni原子大部分遷移到冷端并參與界面反應(yīng)。相反,熱遷移顯著抑制了冷端Ni原子的擴(kuò)散,因此冷端Ni基體幾乎不溶解。

來源--金屬學(xué)報(bào)