吳 娜，李孝軒，胡永芳

(南京電子技術(shù)研究所， 江蘇 南京 210039)

電子封裝中Au80Sn20焊料與鍍層之間的相互作用及組織演變*

吳 娜，李孝軒，胡永芳

(南京電子技術(shù)研究所， 江蘇 南京 210039)

電子元器件常通過鍍層提高可焊性，主要包括Au、Ni、Cu、Au/Ni(Ti)、Au/Pt/Ti、Au/TiW等。Au80Sn20焊料是電子封裝中的常用材料，文中總結(jié)了AuSn焊料與鍍層之間的相互作用及組織演變。潤濕性主要取決于AuSn焊料表面的氧化以及鍍層在AuSn焊料中的溶解速度，Cu、Pt的原子結(jié)構(gòu)與Au相似，以置換原子的形式溶解在AuSn焊料中，Ti與AuSn焊料之間的潤濕性較差。AuSn焊料與鍍層發(fā)生界面反應(yīng)生成(Ni, Au)3Sn2、ζ-(Au, Cu)5Sn、Au5Sn、Ni3Sn4等金屬間化合物(IMC)，IMC的形成和組織演變與焊點(diǎn)結(jié)構(gòu)、工藝參數(shù)、服役條件等因素有關(guān)。

Au80Sn20；鍍層；界面反應(yīng)；金屬間化合物

引 言

鉛錫合金因其低廉的成本、良好的導(dǎo)電性和力學(xué)性能、優(yōu)良的可焊性，一直是微電子封裝中常用的釬焊材料。但鉛是危害人類健康、污染環(huán)境的有毒有害物質(zhì)，長(zhǎng)期廣泛地使用含鉛釬料帶來的危害不容忽視。隨著微電子封裝的迅速發(fā)展，焊點(diǎn)越來越小，而所需承載的電學(xué)和熱力學(xué)負(fù)荷越來越大，對(duì)釬焊的性能要求也不斷提高。傳統(tǒng)的鉛錫焊料由于抗蠕變性能差，導(dǎo)致焊點(diǎn)過早失效，已不能滿足電子工業(yè)對(duì)可靠性的要求[1]。Au80Sn20焊料作為一種無鉛焊料，具有良好的潤濕性和流動(dòng)性而且適用于無釬劑釬焊，可避免對(duì)元器件的污染[2]。AuSn焊料的接頭強(qiáng)度大、熱導(dǎo)率高、耐腐蝕，是一種廣泛應(yīng)用于微電子器件、光電子器件封裝的高可靠性釬料[3]，在芯片焊接[4-5]、氣密封裝[6]、倒裝焊[7-8]和光纖饋通聯(lián)接[9-10]等方面的應(yīng)用越來越多。

電子元器件常通過鍍層提高可焊性，熔融焊料與鍍層之間發(fā)生兩個(gè)方面的相互作用[11]：一個(gè)是鍍層金屬溶解到熔融焊料中去；另一個(gè)是焊料與鍍層金屬結(jié)合，在界面處形成金屬間化合物(IMC)。AuSn焊料與鍍層的連接是通過在界面上形成IMC來實(shí)現(xiàn)的，但是IMC通常具有硬而脆的特點(diǎn)，形成過多的IMC對(duì)焊點(diǎn)性能不利。在服役過程中焊點(diǎn)因熱效應(yīng)引起IMC長(zhǎng)大，降低焊點(diǎn)的性能，使焊點(diǎn)可靠性下降。

本文介紹了AuSn焊料與不同鍍層之間的相互作用以及時(shí)效過程中界面IMC的組織演變，對(duì)AuSn焊料的工程應(yīng)用、工藝優(yōu)化以及保證接頭可靠性具有重要意義。

1 Au80Sn20焊料的性質(zhì)

Au80Sn20合金焊料為共晶成分：80%Au和20%Sn(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，共晶溫度為280 ℃。根據(jù)Au-Sn相圖[10]，溫度高于280 ℃時(shí)，AuSn焊料迅速熔化。隨著溫度下降至280 ℃發(fā)生共晶反應(yīng)：L→δ-AuSn+ζ，形成δ-AuSn相和不穩(wěn)定的ζ相，ζ相的Sn含量為9.1 at.%～17.6 at.%。溫度繼續(xù)下降至190 ℃時(shí)，發(fā)生包析反應(yīng)：ζ+δ→ζ′-Au5Sn。室溫下Au80Sn20釬料由δ-AuSn和ζ′-Au5Sn兩種脆性相組成[2]，如圖1所示。因此，Au80Sn20焊料具有很大的脆性，很難用常規(guī)手段加工制備成型。目前常用的金錫焊料制備方法主要有：金錫疊層法、熔鑄法、電鍍沉積法等。

圖1 室溫下AuSn焊料的顯微組織

2 潤濕

釬焊過程中鍍層金屬溶解到熔融AuSn焊料中，二者之間的互溶度是影響潤濕性的關(guān)鍵。Au元素容易溶解在AuSn焊料中，焊料的熔點(diǎn)對(duì)Au含量比較敏感，質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加1%將引起熔點(diǎn)升高30 ℃[10]。

文獻(xiàn)[7]研究了無助焊劑條件下AuSn焊球與Au箔之間的潤濕反應(yīng)過程。研究發(fā)現(xiàn)：開始時(shí)，焊球表面的氧化膜阻礙熔融AuSn焊料與Au箔發(fā)生反應(yīng)。AuSn焊球表面的SnO轉(zhuǎn)變成SnO2，SnO2氧化膜使焊料能夠保持球形。在AuSn焊料與Au箔的界面處，Au元素溶入Sn的氧化膜中使氧化膜破碎，新鮮的AuSn焊料開始鋪展并潤濕Au箔表面形成潤濕前沿(wetting front，圖2白色區(qū)域)。隨著回流溫度升高和回流時(shí)間延長(zhǎng)，潤濕前沿的氧化膜厚度增加。AuSn焊球表面氧化膜厚度與回流溫度和回流時(shí)間的關(guān)系見圖3。

圖2 AuSn焊球與Au箔之間的潤濕界面

圖3 AuSn焊球表面氧化膜厚度與回流溫度和回流時(shí)間的關(guān)系

在回流焊過程中，Au箔在AuSn/Au界面處發(fā)生溶解，Au在AuSn焊料中的溶解激活能為41.7 kJ/mol；Au5Sn是界面處的主要IMC，在360 ℃～440 ℃，生長(zhǎng)激活能為54.3 kJ/mol。390 ℃時(shí)，AuSn焊球表現(xiàn)出最好的潤濕性，潤濕角為25°，潤濕動(dòng)力學(xué)取決于熔融AuSn焊球表面的氧化和Au的溶解速率。300 ℃～390 ℃時(shí)，潤濕性主要取決于Au的溶解速率，隨著溫度升高而增加；390 ℃以上時(shí)，AuSn焊料表面的氧化速率超過Au的溶解速率，潤濕性逐漸下降，440 ℃出現(xiàn)不潤濕現(xiàn)象(見圖4)。

圖4 不同回流溫度和時(shí)間下的AuSn焊球形貌

3 界面反應(yīng)

Cu、Ni、Ti、Au等是電子封裝中常用的鍍層材料，AuSn釬料與鍍層之間的界面反應(yīng)可按照鍍層結(jié)構(gòu)不同分為以下幾類：AuSn釬料與Ni的界面反應(yīng)、AuSn釬料與Cu的界面反應(yīng)、AuSn釬料與Au/Ni(Ti)的界面反應(yīng)、AuSn釬料與Au/Pt/Ti的界面反應(yīng)、AuSn釬料與Au/TiW的界面反應(yīng)。

(1)AuSn/Ni

中南大學(xué)[11]采用疊層冷軋技術(shù)將純度為99.999%的Au片和純度為99.99%的Sn片，按Au/Sn/Au/Sn/Au/Sn/Au的次序7層疊合，經(jīng)過650 MPa × 300 s鉚壓、多道次軋制、245 ℃ × 14 h合金化退火后得到箔狀A(yù)u80Sn20釬料，厚度為50 μm。AuSn焊片的顯微組織均勻，如圖5所示，由δ-AuSn和ζ-Au5Sn相交替層疊而成。采用軋制AuSn焊料將Ni片與鍍Ni的Cu片進(jìn)行搭接，在真空條件下300 ℃保溫90 s后水冷。由于Au與Ni的物理、化學(xué)性質(zhì)及晶體結(jié)構(gòu)相似，Ni與AuSn焊料發(fā)生反應(yīng)，釬焊后AuSn焊料的層狀組織消失(見圖6)，焊點(diǎn)組織主要由層狀ζ-Au5Sn+δ-AuSn共晶組織、粗化的(Au, Ni)5Sn、(Au, Ni)Sn和針狀(Ni, Au)3Sn2相組成。接頭的剪切斷裂發(fā)生在焊點(diǎn)內(nèi)部，AuSn/Ni界面結(jié)合良好。

圖5 AuSn焊料的顯微組織

圖6 焊點(diǎn)的顯微組織

對(duì)焊點(diǎn)在150 ℃、200 ℃下進(jìn)行老化退火150～1 000 h，老化過程中Ni往焊料中擴(kuò)散充當(dāng)了一定的Au含量，使焊料成分偏離了共晶成分而進(jìn)入ζ相區(qū)，共晶組織消失。老化后焊點(diǎn)的顯微組織如圖7所示，焊點(diǎn)中形成粗大的(Au, Ni)Sn和ζ(Ni)，在AuSn/Ni界面處形成由(Au, Ni)Sn和(Ni, Au)3Sn2組成的IMC復(fù)合層。150 ℃下老化退火時(shí)，焊點(diǎn)的顯微組織及界面處IMC層厚度變化不明顯；但200 ℃下退火時(shí)，隨著老化時(shí)間延長(zhǎng)，(Ni, Au)3Sn2相在界面處聚集長(zhǎng)大(如圖7所示)，焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度從47 MPa降至36 MPa，斷口呈沿晶脆性斷裂。從焊點(diǎn)力學(xué)可靠性方面考慮，AuSn/Ni焊點(diǎn)不宜在200 ℃及以上溫度長(zhǎng)時(shí)間服役。

圖7 老化后焊點(diǎn)的顯微組織(200 ℃ × 1 000 h)

(2)AuSn/Cu

Cu是電子封裝中常用的表面金屬化層和連接焊盤，在330 ℃條件下將Au80Sn20釬料在Cu基體上進(jìn)行回流焊，文獻(xiàn)[12]研究了回流時(shí)間、冷卻速度對(duì)焊點(diǎn)及界面組織結(jié)構(gòu)的影響。焊點(diǎn)由δ-(Au, Cu)Sn+ζ-(Au, Cu)5Sn共晶組織組成，由于Cu原子與Au原子的結(jié)構(gòu)相似，Cu溶解至AuSn焊料中，置換δ和ζ相晶格中的Au原子；隨著回流時(shí)間延長(zhǎng)，共晶組織粗化，如圖8所示。在AuSn釬料與Cu界面上形成較薄的AuCu層和柱狀ζ-(Au, Cu)5Sn層，隨著回流時(shí)間延長(zhǎng)，ζ-(Au, Cu)5Sn相由柱狀變成樹枝狀。采用隨爐冷卻、風(fēng)冷、冰冷3種冷卻方式，隨著冷卻速度增加，焊點(diǎn)組織細(xì)化，界面上的ζ-(Au, Cu)5Sn層變薄，由樹枝晶變?yōu)槎唐降闹鶢罹А?/p>

圖8 不同回流時(shí)間下Au80Sn20/Cu焊點(diǎn)的顯微組織

(3)AuSn/Au/Ni(Ti)

文獻(xiàn)[9]采用AuSn焊料對(duì)Si片和SiO2單模光纖進(jìn)行激光軟釬焊，Si片表面鍍層為0.2 μm Ti層和2.5 μm Au層；SiO2單模光纖的表面鍍層為2.5 μm Ni層和0.2 μm Au層，整個(gè)接頭結(jié)構(gòu)如圖9所示。

圖9 Si片/SiO2單模光纖接頭的顯微組織

在AuSn焊料/Si片界面處，Si片鍍層中的Au向界面處液態(tài)釬料溶解并向釬料內(nèi)部擴(kuò)散，使界面附近釬料的成分偏離共晶點(diǎn)，快速冷卻過程中界面上形成棒狀A(yù)u5Sn相。在AuSn焊料/光纖鍍層界面處，0.2 μm的Au已全部溶解到釬料里，形成了少量的ζ′-Au5Sn。在釬焊溫度下有少量的Ni溶解到釬料中與Sn反應(yīng)生成Ni3Sn4，呈半球狀或短棒狀，并為先前生成的ζ′相所包圍。隨著加熱激光功率由18 W增加到20 W，Si片表面未溶解Au層的厚度由2 μm減少至1 μm。

由于較低的熱膨脹系數(shù)，Kovar合金在電子行業(yè)中被廣泛用作封裝和基板材料。文獻(xiàn)[6]研究了經(jīng)過180 ℃、250 ℃時(shí)效24～1 000 h后Au/Sn/Au/Au/Ni/Kovar接頭的界面反應(yīng)和顯微組織演變。Kovar合金表面Ni和Au金屬化層的厚度分別為0.3μm和1 μm，將Au/Sn/Au依次電鍍?cè)贙ovar金屬化層表面，厚度為3.5 μm/3 μm/3.5 μm。Au-Sn之間形成快速擴(kuò)散體系，電鍍后、未時(shí)效前Au-Sn之間發(fā)生反應(yīng)形成AuSn、AuSn2、AuSn4，見圖10。經(jīng)過180 ℃時(shí)效后Au/Sn/Au完全轉(zhuǎn)化為δ-AuSn和ζ-Au5Sn，ζ相與Kovar之間形成(Ni, Au)3Sn2IMC界面，見圖11(a)，并且隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)界面厚度增加。時(shí)效溫度為250 ℃時(shí)，時(shí)效24 h后界面間的固相反應(yīng)更加劇烈，Ni層與δ相發(fā)生反應(yīng)形成(Au, Ni)Sn IMC層；時(shí)效48 h后(Au, Ni)Sn IMC層下面形成Fe-Co-Ni-Au-Sn相。隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，Ni層完全參加反應(yīng)后在界面處出現(xiàn)裂紋，如圖11(b)所示。因此，為了保證Au/Sn/Au/Au/Ni/Kovar接頭的高溫穩(wěn)定性，需要增加Ni層厚度。

圖10 Au/Sn/Au/Au/Ni/Kovar接頭的顯微組織

圖11 時(shí)效1 000 h后Au/Sn/Au/Au/Ni/Kovar接頭的顯微組織

(4)AuSn/Au/Pt/Ti

文獻(xiàn)[10]在InP基體上進(jìn)行金屬化，鍍層結(jié)構(gòu)為25 nm Ti/25 nm Pt/250 nm Au。采用共蒸發(fā)法使AuSn焊料沉積在鍍層表面，其中Au采用電子束蒸發(fā)，Sn采用熱蒸發(fā)。

在回流焊過程中，還未達(dá)到共晶溫度時(shí)AuSn焊料與鍍層發(fā)生反應(yīng)，金屬鍍層中的Au、Pt溶解在焊料中，Au與Sn發(fā)生反應(yīng)形成AuSn，Pt以置換原子的形式溶解在AuSn焊料中。Ti與焊料之間形成約50 nm的界面，主要由Au和少量Ti、Sn組成。通過電子衍射分析確定界面為Au4Ti。Au與Ti之間的反應(yīng)較弱，Ti起擴(kuò)散阻擋層的作用，防止焊料中的Au向半導(dǎo)體器件中擴(kuò)散。由于焊縫金屬凝固收縮，界面中出現(xiàn)直徑<1 μm的均勻分布的小孔。試驗(yàn)結(jié)果表明，AuSn焊料與Pt之間的潤濕性較好，但與Ti之間的潤濕性較差。

(5)AuSn/Au/TiW

Au/Sn凸點(diǎn)由于其優(yōu)良的性能并且不需要助焊劑，在光電子器件中廣泛應(yīng)用。文獻(xiàn)[8]采用Au/Sn凸點(diǎn)將模擬Si芯片與Si基板進(jìn)行倒裝焊，對(duì)Au/Sn凸點(diǎn)的穩(wěn)定性進(jìn)行研究。Au/Sn凸點(diǎn)是由Au球上沉積5 μm的Sn層進(jìn)行時(shí)效制備而成的，Au球上面的Sn層完全轉(zhuǎn)化成AuSn和Au5Sn IMC，如圖12所示，Au/Sn凸點(diǎn)直徑分別為20 μm、40 μm、60 μm，間距均為200 μm。對(duì)Si基板表面進(jìn)行金屬化，TiW UBM(凸點(diǎn)下金屬化)上有3 μm厚的Au層。對(duì)Au/Sn凸點(diǎn)在215 ℃～330 ℃(40s)下進(jìn)行多次回流，回流1次后發(fā)現(xiàn)基板表面3μm的金屬化層已完全溶解在共晶凸點(diǎn)中。直徑60 μm的凸點(diǎn)在回流3次后出現(xiàn)“反潤濕”現(xiàn)象，見圖13。直徑60 μm的凸點(diǎn)由中間的Au-Sn共晶組織和兩側(cè)的ζ相組成，隨著回流次數(shù)增加，ζ相的生長(zhǎng)需要更多的Sn原子，Au-Sn共晶的生長(zhǎng)滯后于ζ相，兩相非平衡生長(zhǎng)導(dǎo)致“反潤濕”。直徑為20 μm和40 μm時(shí)(圖14)，凸點(diǎn)由Au、ζ相和一側(cè)少量Au-Sn共晶組成，沒有出現(xiàn)“反潤濕”現(xiàn)象。

圖12 Au/Sn凸點(diǎn)的顯微組織

圖13 Au/Sn凸點(diǎn)與金屬化層之間的“反潤濕”現(xiàn)象

圖14 直徑20 μm凸點(diǎn)倒裝焊顯微組織

4結(jié)束語

AuSn焊料與鍍層之間的相互作用包括潤濕和界面反應(yīng)兩個(gè)方面，潤濕性取決于熔融AuSn焊料表面的氧化和鍍層表面Au、Ni或Cu的溶解速率，焊料與鍍層之間的結(jié)合主要通過發(fā)生界面反應(yīng)形成Au-Sn、Ni-Sn 金屬間化合物來實(shí)現(xiàn)。Cu、Pt的原子結(jié)構(gòu)與Au相似，以置換原子的形式溶解在金屬間化合物中。鍍層結(jié)構(gòu)、焊盤尺寸、回流次數(shù)、時(shí)效時(shí)間和時(shí)效溫度等與金屬間化合物的形成和老化有關(guān)，是電子封裝中工藝流程及結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、使用壽命評(píng)估需要考慮的重要因素。

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吳 娜(1987-)，女，博士，工程師，主要從事微組裝工藝技術(shù)研究。

InterfacialInteractionsandMicrostructureEvolutionbetweenAu80Sn20SolderandMetallizationFilminElectronicPackaging

WUNa，LIXiao-xuan，HUYong-fang

(NanjingResearchInstituteofElectronicsTechnology,Nanjing210039,China)

Metallization films have been widely used to improve the solderability of electronic components. Types of metallization films are mainly Au, Ni, Cu, Au/Ni(Ti), Au/Pt/Ti, Au/TiW and so on. Au80Sn20 solder is commonly used in electronic packaging. Interfacial interactions and microstructure evolution between AuSn solder and metallization films are summarized in this paper. Wettability mainly depends on the oxidation of the surface of AuSn solder and the dissolution speed of metallization films in molten AuSn solder. Cu and Pt dissolve in AuSn solder in the form of substitutional atom due to their atomic structures are similar to Au. The wettability between Ti and AuSn solder is poor. Interfacial reaction occurs between AuSn solder and metallization films with the formation of intermetallic compound(IMC) including (Ni, Au)3Sn2,ζ-(Au, Cu)5Sn, Au5Sn, Ni3Sn4and so on. The formation and microstructure evolution of IMC are related to factors such as solder joint structure, technological parameters and working condition.

Au80Sn20; metallization layer; interfacial reaction; intermetallic compound(IMC)

2015-05-25

TG42

：A

：1008-5300(2015)04-0032-05