铜 基 键 合 线 的 键 合 界 面 调 控 研 究 进 展

铜基键合线的键合界面调控研究进展

曹飞王若斯陶迪刘元熙李韶林曹军宋克兴姜伊辉

(西安理工大学材料科学与工程学院,导电材料与复合技术教育部工程研究中心,陕西省电工材料熔( 浸) 渗技术重点实验室 河南科技大学材料科学与工程学院 河南理工大学机械与动力工程学院)

摘要: 

铜基键合线能够满足高效、可靠的电子封装和连接需求,在电子和微电子行业中扮演着重要角色,被广泛应用于集成电路、芯片封装、LED 封装以及无线通讯等领域。 铜基键合线的优势在于其具有优良的导电、导热性能和力学性能,且具有显著的成本优势。 但在实际应用过程中,铜线易于氧化,影响键合空气自由球特性,易对芯片铝焊盘造成损伤,同时键合界面会产生多种脆性金属间化合物,容易导致严重的键合界面结合问题。 本文介绍了铜基键合线的键合界面调控研究现状,从键合界面金属间化合物的生长及演变、不同键合工艺及参数、铜线表面涂镀钯层等方面对键合界面的影响进行综述,展望了利用碱金属元素、稀土元素等进行微合金化改善铜线键合界面的应用发展前景,为优化铜基键合线、改善铜基键合线性能、获得更优异的键合界面提供新思路。

高精度铜基丝线材的应用覆盖了电工电子、通讯传输、器械装备、智能制造、建筑设施、可再生能源等领域,是数字信号传输的关键导体材料,被广泛应用于集成电路封装键合线、音视频传输线缆、汽车医疗设备有源线束及各种微电子元器件等[1-2] 。

集成电路封装是指将具有一定功能的电子器件芯片,放置在一个与之相适应的外壳容器中,为芯片提供一个稳定可靠的工作环境[3] 。 随着电子封装向小型化、多功能和低成本的方向发展,封装行业对封装形式 和 封 装 材 料 提 出 了 更 高 的 要 求。 引 线 键 合( Wire bonding,WB) 技术属于最早的芯片封装技术,特点是技术灵活、成本低、成品率高且易于使用,被广泛应用于芯片内部与外部的电气互连和各芯片之间的信息互通,占据了封装市场的 90% 以上[4] 。 引线键合是借助温度、压力、超声波能量和时间,先将直径较小的金属线( 一般是金线、铜及合金线) 连接到芯片的金属焊盘( 一般是铝焊盘) 上,然后金属线形成特定的线弧,最后再将金属线的另一头连接到封装体( 基板 或 者 框 架) 上 形 成 互 连[5] , 具 体 过 程 如 图 1所示[6] 。

金线是较早使用的键合线,但随着电子封装技术的发展,金线的价格逐年攀升,而铜线的成本远低于金线,这使得铜线逐渐成为键合线的首要选择。 同时,引线键合的各项技术指标不断提高,金线的导电性和导热性能使其在高密度和细间距的封装中应用受限,导致传统的金线已经不能很好地满足当下的封装要求。 银线成本低于金线,传导性能更好,但抗氧化性能较差,抗拉强度等力学性能不足。 而铜线的电导率和热导率均高于金线,形成的金属间化合物少,高温下键合点的可靠性高,具有较高的伸长率和破断力,机械稳定性好,不容易出现塌丝、歪丝等现象[7-8] 。表 1 为金、银、铜键合线的性能对比[8-9] 。 铜线的性能优势使其成为新的键合线材料,在电子芯片封装和其他相关领域得到广泛应用。

但是铜作为键合线也存在一定挑战[9-11] :铜在空气中以及加工过程中极易氧化,会产生 Cu2O、CuO 等氧化物,一旦氧化则无法继续使用,氧化后的铜会变得更加硬,这不仅会影响到金属焊球的成形,还可能会导致腐蚀裂缝。 铜线的高硬度使得键合过程中需要施加更大超声功率和压力,因而容易对焊盘下面的硅芯片造成损伤,形成“ 弹坑” 缺陷。 另外,铜线在键合界面生成的 Cu9Al4 等脆性金属间化合物,在弱酸环境下易腐蚀,进而键合界面形成裂纹,导致引线键合失效,这些都使得铜基键合线在高端微电子封装中的应用受到一定限制和阻碍。

为了得到良好的键合效果,提高产品的可靠性和耐用度,满足高端领域的封装需求,需要聚焦和改善铜线键合过程中的界面结合问题。 本文主要基于国内外研究者关于键合界面金属间化合物生长行为,键合工艺调控及铜线表面镀钯对键合界面的影响等方面的研究进行综述,并进一步展望通过添加微合金化元素,改善键合界面,从而提高铜线键合质量及在高温振动环境下的使用性能。

1 键合界面形成与失效机制

引线键合界面的可靠性主要取决于芯片焊盘和键合球之间的金属间化合物的微观形貌和厚度,金属间化合物是形成稳定键合的必要条件[12] 。 但是当金属间化合物厚度较薄时,则不能形成稳定和可靠的界面连接。 而金属间化合物的厚度较厚时,则会导致界面层的脆性和接触电阻增加,从而在使用中产生更多的热量,过多的热量会加剧金属间化合物的增长,最终导致键合失效。

键合过程中,铜键合线和铝焊盘之间会相互扩散,形成金 属 间 化 合 物, 表 2 为 Cu 和 Al 的 性 能 对比[13] ,Cu 和 Al 之间熔点、强度等物性差异较大。 由Cu-Al 二元相图[14]( 图 2a) 可知,在一定温度范围内,Cu 和 Al 之 间 可 能 形 成 Cu9Al4 ( γ ) 、 Cu3Al2 ( δ ) 、Cu4Al3( ξ) 、 CuAl ( η) 、 CuAl2 ( θ) 5 种 金 属 间 化 合 物( 图 2b) [15] 。

大量研究关注界面金属间化合物的生长演变行为。Kim 等[16] 基 于 X 射 线 衍 射 ( XRD ) 分 析 认 为150 ~ 300 ℃ 下 铜 线 和 铝 界 面 处 的 主 要 成 分 为Cu9Al4,如图 3( a) 所示,并研究得到 Cu/Al 金属间化合物生长 速 度 是 Au/Al 金 属 间 化 合 物 生 长 速 度 的10%。 张滨海[17] 选定了 180 ~ 250 ℃ 作为退火温度,对键合界面处的金属间化合物微结构进行观测,发现金属间化合物层由 Cu-Al 多晶构成, 主要的组分为CuAl2 和 Cu9Al4,并且发现金属间化合物的形成主要为原子间扩散机制,其生长过程对温度参数的敏感度大于时间参数。

近年来借助高分辨透射电镜( HRTEM) 以及原位透射电镜( In-situ TEM) ,能够直观观测金属间化合物的结构演化过程。 Xu 等[18-19] 研究观察到金属间化合物生长过程中 CuAl2 靠近 Al 侧,Cu9Al4 靠近 Cu 侧,认为 CuAl2 是在键合过程中最初形成的物相,随后在退火早 期 依 次 形 成 的 物 相 是 Cu9Al4 和 CuAl, 然 后Cu9Al4 和 CuAl 与初始 CuAl2 共同生长,当铝完全消耗时,CuAl2 和 CuAl 都转变为 Cu9Al4,如图 3 ( b) ~3( e) 所示。 杨庆玲等[20] 研究了 Cu/Al 引线键合界面在 50 ~ 220 ℃ 退火下 Cu/Al 金属间化合物的结构演变,通过原位加热观测,分析了 Cu/Al 金属间化合物的结构演变,拟合计算得到了不同退火温度下 Cu/Al金属间化合物的反应速率和激活能(23. 8 kcal/mol) ,为评估金属间化合物的生长提供了理论指导。

此外,在服役过程中,随着温度的升高以及周围环境的变化,Cu 和 Al 之间所产生的金属间化合物会导致腐蚀裂纹或空洞的产生,裂纹或空洞会降低键合可靠性,对此研究者们进一步研究发现了界面裂纹的生长及扩展机制。 Hang 等[21] 将键合样品在 250 ℃分别退火 1 ~ 169 h,如图 4 所示,研究发现 Cu/Al 金属间化合物最初在键合界面外围形成,并向中心区域向内生长,随着金属间化合物的生长,空洞也开始从铜球的外围生长,并向结合中心向内延伸,最终在铜球底表面和金属间化合物层之间形成完全断裂,生长停止。 进一步分析发现,在退火过程中 Cu/Al 之间的反应性扩散会产生显著内应力,当相互扩散产生的内应力加上界面结合过程中产生的残余应力超过其中一个界面的结合强度时,应力将通过塑性变形或断裂释放,导 致 Cu/Al 之 间 产 生 微 裂 纹 和 空 隙。 另 外, Chen 等[22] 在 150 ℃ 下退火 1500 h 的结果表明,失效部分中存在 CuAl2 和 CuAl,其余部分出现 CuAl2 和Cu9Al4,受损部分中 Al 层耗尽,而完好部分中仍有一些 Al 层存在,这是因为在相同的 Cu 消耗量下,CuAl的形成需要的 Al 量是 Cu9Al4 的两倍以上,表明 Al层的耗损与键合的完整性和可靠性密切相关。

2 键合工艺对键合界面结合的影响

引线键合的界面结合质量与所选用的键合工艺密切相关,键合强度是评判 Cu/Al 键合界面质量的关键指标,而键合工艺中的超声功率、键合压力和键合时间 等 参 数 显 著 影 响 界 面 键 合 强 度 和 能 量 传递[23-25] ,因此,深入分析键合工艺对界面结合强度的影响,对改善铜线键合界面情况具有重要意义。

超声功率在键合过程中起到能量供应的作用,主要是使键合线发生软化、键合线与焊盘接触界面污染物的清除、界面原子间扩散的促进,从而实现键合线和焊盘粘结面的紧密结合。 相关研究表明,在保持键合压力和键合时间不变的条件下,随着超声功率的增加,键合强度逐渐增大,继续增加超声功率超过一定值后,键合强度反而将明显下降[26-27] 。 过低的超声功率可能导致键合界面能量供应不足,造成“ 脱键”现象,过高的超声功率则可能引起键合界面出现裂纹或硬化,降低键合强度,形成过键合状态。 超声功率的适度增加,能够促进键合线的塑性变形,使得键合界面形貌由椭圆形逐渐变为圆形,键合界面有效连接部位向中心扩展,从而提高键合强度。 因此,选择合理的超声功率对优化界面的键合强度至关重要。

键合时间对键合强度同样具有显著影响。相关研究表明,在超声功率与键合压力一定的条件下,随着键合时间的延长,界面键合强度出现先增大后减小的趋势[28] 。 键合时间过短,可能导致界面的污染物未能有效去除,界面处原子扩散不充分,同时未键合区域将扩大,造成键合不牢。 随着键合时间的适当延长,键合线吸收的能量逐渐增多,键合形貌逐渐改善,键合强度提高[29] 。 但是键合时间过长也可能导致键合点的直径过大,超出焊盘边缘,或增强键合线与劈刀的粘合,影响键合质量[30] 。 因此,选择适当的键合时间对于获得高键合强度极为重要。

键合压力对键合界面的影响同样不容忽视。研究表明,键合压力与超声功率相互关联,其对界面键合强度的影响与超声功率相似,即随键合压力的增加界面的结合强度达到一定值,继续增大键合压力后, 键合强度反而下降[26] 。 在超声功率和键合时间保持不变的条件下,键合压力不足可能导致超声能量无法有效传递至键合界面,键合界面结合将不牢固。 键合压力过大,则可能引起键合线的过度变形,甚至断裂、损害焊盘或芯片,还有可能使得键合界面的污染物被挤到键合中心,影响键合界面的结合强度[31] 。 因此,选择适当的键合压力对获得高质量键合尤为重要。

同时,键合过程中的工作环境对键合界面也有着显著的影响,在含有氧、氯、水汽的环境下,铜线或者铝基板易与之反应,在界面形成阻碍物,导致界面键合强度的降低[23] 。 研究发现采用高 pH 值和低 Cl-含量的环氧树脂模塑封装材料( EME) 能够保护键合界面,提高键合的可靠性[32] 。 因此,为获得良好的键合界面,达到优异的键合质量,不仅要选用合适的键合参数,还需要控制工作环境。

3 铜线镀钯对键合界面结合的影响

钯元素具有良好的结合能力及可靠性,目前已有研究证实将钯元素与铜键合线联系起来,能够一定程度上改善键合界面结合情况。 研究发现铜线表面涂镀一层贵金属 Pd 或在铜线中掺杂 Pd 元素,能够有效提高裸铜线本身的性能,铜线中的 Pd 在长时间退火后 会 形 成 Pd 富 集 区, 进 而 改 变 键 合 界 面 的结构[33] 。

研究发现镀钯铜线键合界面产生的金属间化合物减少,相应产生的裂纹减少,更有利于界面结合。赵杰[34-35] 通过对比金线、裸铜线、镀钯铜线的物理化学性能、力学性能、电学性能以及抗氧化性能等,证实了镀钯铜线是相对来说性能最优异的键合线。 并且研究发现[35-37] ,镀钯铜线可靠性高,与芯片焊点处并没有出现明显的孔洞,键合力也没有发生明显地下降。 经过实验测试对比发现长时间服役过程中,裸铜线结合界面有裂痕,镀钯铜线结合界面没有裂痕,如图 5 所示,并且发现镀钯铜线在测试过程中的寿命长,而裸铜线的寿命短。

同时,关于钯元素在铜线键合界面的作用机理,杜亚红[38] 采用超声球焊以及模拟的手段,借助化学镀钯工艺在铜片表面镀钯,发现钯元素可以使键合界面的剪切强度提高 50% 左右;在镀钯铜/铝界面,钯层起到扩散阻挡层的作用;在钯铜合金中 Pd 元素不参与形成化合物,少量 Pd(0. 3 mass%钯铜合金) 的添加可以降低 Cu9Al4 相在金属间化合物中的比例,但随着退火时间的增加,2 mass% 钯铜合金/铝焊接界面出现裂纹。 同时,研究结果表明[39] ,在裸铜线的底部富铜的金属间化合物主要是 Cu3Al2,但随着镀 Pd层的增加,富铜的金属间化合物主要转变为( CuPdx )Al,表明 Pd 涂层抑制了( CuPdx ) 3Al2 的形成,机制是由于( CuPdx) Al 的摩尔原子键能比 CuAl 的摩尔原子键能高。

另外,Xu 等[40] 研究了钯在镀钯铜 ( PdCu) 引线键合中的具体存在形式,通过比较 PdCu 和裸 Cu 引线键合之间的金属间化合物厚度和界面形态,发现Pd 的存 在 降 低 了 金 属 间 化 合 物 的 生 长 速 率, 并 与PdCu 键中大量的纳米孔洞有关。 在键合态,钯几乎不存在于整个键合界面,然而,在退火过程中,Pd 的存在使得 PdCu 引线键合外围的金属间化合物生长速率降低,而中心区域的金属间化合物生长速率不受影响,因此 Pd 在中心界面和外围界面之间的行为是不同的,在中心界面处,175 ℃ 退火 168 h 后,Pd 含量低于 5 at%,但在外围,Pd 扩散回来并聚集,24 h 后达到 10 at%,168 h 后在外围形成一层富 Pd 的金属间化合物( PdCu) 9Al4。

4 铜基键合线微合金化对键合界面结合的影响

目前对于键合铜线的优化主要体现在表面涂镀和微合金化添加元素等方面,微合金化元素添加有利于提高键合铜丝的力学性能、抗氧化性能、耐腐蚀性能、工艺性能、加工性能以及可焊接性等[8] 。 如表 3所示,在铜基键合线当中添加的微合金化元素包括碱金属元素、碱土金属元素、过渡元素、稀土元素等,这些微合金化元素的添加量控制在合适范围内,可防止铜元素与微合金化元素之间生成金属间化合物,提高铜基键合线的各项性能[41-50] 。 并且,在 Cu/Al 等双金属复合界面添加微合金化元素,一定程度上可以抑制 有 害 金 属 间 化 合 物 的 生 成, 有 望 改 善 界 面 的性能[51] 。

除上述四类元素之外,还有研究发现在铜键合丝中添加其他元素也能够提高相关性能[8] ,如 P 可以提高键合过程中铜熔体的流动性,Si、P 掺杂纯铜能够增强其力学性能、抗氧化性能等;In 可以改善铜丝的散热性,增强铜丝的断裂强度,此外 In 也有湿润性效果,能有效提升铜合金的焊线作业性,能增强线材与芯片及基板的黏附能力,提高器件的可靠性;Ge 有助于提升铜键合丝抗氧化、硫化能力,并提高焊接点的接合强度。

此外在汽车设备这一特殊应用领域,传统的铜线已经不满足高温下的相关应用条件,为了解决这一需求问题,研究者们开发了一种新型的键合铜线[52-53] ,如图 6 所示,在铜线中添加一类特殊的元素获得新型线材,这一类新型线材显示出比裸铜线和常规镀钯铜线更好的结合可靠性和耐腐蚀性能,能够系统地调控铜线 与 焊 盘 界 面 间 形 成 的 金 属 间 化 合 物 和铜基材料微观组织,进而抑制卤化物引起的界面腐蚀和硫引起的点蚀,并且这种线材具有与传统镀钯铜线非常相似的机械变形行为,不需要对键合工艺进行特殊调整。

而部分研究表明在特定基体中添加微合金化元素能够改善界面结合情况,Zhang 等[54] 制备了不同La 含量 的 Al/Mg 双 金 属, 当 La 含 量 为 1. 0 mass%时,结合界面通过细晶强化和析出强化的综合作用得到强化,提高了剪切强度,平均剪切强度达到 51. 54MPa,比未添加 La 的双金属强度提高了 30. 95%。 并且研究发现[55] 通过 Mg 熔体合金化将重稀土元素 Y 引入 Al/Mg 界面后,界面微观组织与未加 Y 的界面差别不大,但添加量较低(0. 2 mass%) 的重稀土元素 Y 使得 Al/Mg 双金属界面结合强度由 36. 51 MPa 提高到50. 98 MPa,提高了 39. 63%,获得了与高含量轻稀土元素 La(1. 0 mass%) 和 Nd(0. 7 mass%)[56] 相似的界面强化 效 果。 另 外 还 通 过 在 镁 合 金 熔 炼 过 程 中 加 入Mg-Ce 中间合金,实现了在 Al/Mg 复合界面引入稀土元素 Ce 的目的,进一步研究发现[57] 界面处的晶粒细化强化和沉淀强化提高了 Al/Mg 界面的结合强度,当Ce 含量为 1. 0%时,Al/Mg 界面的平均结合强度由未添加 Ce 时的 37. 22 MPa 提高到 53. 29 MPa,提高了43. 18%。 乔 永 枫 等[58] 选 用 不 同 Eu 含 量 的 Al-7mass%Si 合金,研究了 Eu 对 Al-Fe 双金属复合界面组织及性能的影响,发现稀土元素会在其生长界面前沿富集,抑制了金属间化合物层的生长,进而导致金属间化合 物 层 变 薄, 界 面 硬 度 明 显 提 高, 添 加 量 为0. 1 mass%时界面平均剪切强度最大。

5 结束语

铜线在键合过程易形成脆性界面金属间化合物,降低键合界面强度及可靠性,限制了铜线在新能源、微电子封装领域的进一步发展和应用。 目前对铜键合界面的研究和优化主要集中在改善键合工艺参数、铜键合线表面镀钯以及键合界面添加微合金化元素等方面。 其中,碱金属元素、稀土元素等微合金化元素的添加可以改善铜线的力学性能、抗氧化性能以及加工性能等,部分微合金化元素添加还可以改善铜/铝界面结合,抑制金属间化合物的生长,从而提高界面剪切强度、导电率等性能。 目前相关研究已关注添加不同微合金化元素改善铜线性能的机理,但是基于改性后的微合金化铜线材,其在键合过程中与铝焊盘的结合研究未成体系,即微合金化元素对铜线界面结合的影响。 因此,未来研究中可重点探索微合金化元素添加对铜线材性能的影响规律,探索微合金化铜线材在实际应用过程中铜/铝键合界面的结合机制。