面向先進(jìn)電子封裝的擴(kuò)散阻擋層的研究進(jìn)展

鄭永燦，羅一鳴，徐子軒，劉 俐

(武漢理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，武漢 430070)

先進(jìn)電子封裝是將電子產(chǎn)品中各個功能單元連接起來的一種技術(shù)，是連接芯片內(nèi)外部電路的橋梁，是實現(xiàn)芯片功率輸入、輸出與外界連接的途徑[1]。隨著電子信息行業(yè)的不斷發(fā)展，可實現(xiàn)電子設(shè)備在智能手機(jī)、物聯(lián)網(wǎng)、汽車電子、高性能計算、5G、人工智能等新興領(lǐng)域的應(yīng)用，這對電子設(shè)備的小型化、輕薄化、高性能和多功能等提出了更高的要求。因此，電子封裝技術(shù)也朝著增加輸入/輸出端口密度、減少封裝體尺寸等方向發(fā)展。而先進(jìn)封裝技術(shù)的發(fā)展離不開金屬互連技術(shù)的革新，其中與焊點技術(shù)相關(guān)的主要是微焊點互連結(jié)構(gòu)[2]：包括球形焊料合金、凸點下金屬層(under bump metallization, UBM)、焊盤金屬，其中UBM起到連接重布線層(re-distributed layer，RDL)與球形焊料合金的作用，可以支撐焊料合金，增強(qiáng)擴(kuò)散阻擋及潤濕作用。

其中焊料與基板金屬之間形成的反應(yīng)產(chǎn)物稱為金屬間化合物(intermetallic compounds，IMCs)。IMCs的存在代表界面產(chǎn)生冶金結(jié)合，形成有效焊點。但是，在先進(jìn)電子封裝互連技術(shù)中焊點尺寸的減小(直徑普遍低于0.1 μm)導(dǎo)致IMCs的體積占比增大。而焊點強(qiáng)度與IMCs的力學(xué)性能密切相關(guān)， IMCs大多是脆性的，其與金屬基體、焊料和電子器件之間的熱膨脹系數(shù)存在較大差異。在高溫下服役時，IMCs還會不斷地生長變厚，在熱循環(huán)過程中，熱膨脹系數(shù)的差異會使界面產(chǎn)生應(yīng)力集中，界面強(qiáng)度降低，導(dǎo)致焊點的力學(xué)和熱疲勞性能下降，甚至引發(fā)裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展[3]。因此，過厚的IMCs會降低接頭強(qiáng)度，且老化過程中IMCs層數(shù)的增多會進(jìn)一步降低結(jié)合強(qiáng)度，引發(fā)焊接接頭的脆性斷裂[4]。此外，由應(yīng)力集中產(chǎn)生的“柯肯達(dá)爾”(Kirkendall)空洞和基板的消耗也降低了焊點的可靠性[5]。而UBM中的擴(kuò)散阻擋層能有效抑制無鉛焊點與基板界面各元素的擴(kuò)散反應(yīng)，避免生成較厚的IMCs，提高焊點的可靠性，因此具有重要的研究價值。研發(fā)高可靠擴(kuò)散阻擋材料，已成為近年來焊點技術(shù)的關(guān)注點之一。

本文綜述了近年來先進(jìn)電子封裝領(lǐng)域中焊點擴(kuò)散阻擋材料及其性能的研究進(jìn)展，同時深入討論阻擋層的失效機(jī)制及擴(kuò)散阻擋機(jī)制，為今后的相關(guān)研究提供參考。

1 擴(kuò)散阻擋材料及性能

目前在先進(jìn)電子封裝領(lǐng)域常用的焊接結(jié)構(gòu)如圖1所示。Sn釬料和Cu基板被認(rèn)為是理想的選擇，但是Sn釬料和Cu基板間的反應(yīng)較為迅速，在界面處會生成擴(kuò)散激活能較低的Cu-Sn IMCs[3]，主要包括Cu3Sn(100 kJ/mol) 和Cu6Sn5(98 kJ/mol)，導(dǎo)致IMCs生長速率過快，其厚度也急劇增加。在基板消耗同時還伴隨著柯肯達(dá)爾孔洞的產(chǎn)生，造成焊接結(jié)構(gòu)的應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致力學(xué)性能急劇下降并最終發(fā)生斷裂[6]。為解決上述問題，通過在焊料和基板間引入擴(kuò)散阻擋層來增大擴(kuò)散激活能，從而減慢反應(yīng)速率，提升焊接結(jié)構(gòu)的可靠性。根據(jù)擴(kuò)散阻擋層的材料類型進(jìn)行分類，主要可分為單質(zhì)、二元化合物、三元化合物、復(fù)合材料和多層膜結(jié)構(gòu)五種類別。

圖1 微焊接結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Schematic diagram of the micro-welding structure

1.1 單質(zhì)

與Cu相比，一些元素與焊料的反應(yīng)速率更低，可以作為擴(kuò)散阻擋層來減緩IMCs生長。這類材料包括Ni[7]，Zn[8]，Ti[9]，V[10]，Pd[11]等金屬單質(zhì)，它們的加入明顯延緩了界面IMCs的轉(zhuǎn)變。

Mo等[7]發(fā)現(xiàn)，Ni和Sn擴(kuò)散反應(yīng)的速率要比Cu與Sn的反應(yīng)速率低很多，在(Cu,Ni)6Sn5的形成過程中，Cu原子被Ni原子所取代，抑制了Cu原子在熔融焊料中的快速擴(kuò)散。隨焊料中Ni含量的增加，(Cu,Ni)6Sn5層的厚度呈現(xiàn)減小趨勢；Ti在晶界的偏析能夠降低Cu的擴(kuò)散速率，因此富Ti層也能夠阻礙Cu向IMCs的擴(kuò)散[9]；由于V在Cu中的擴(kuò)散速率高于Cu的自擴(kuò)散速率，在Cu與Si反應(yīng)形成Cu-Si之前，V會擴(kuò)散到SiO2的表面，形成穩(wěn)定的阻擋層[10]。

雖然這些單質(zhì)材料在一定溫度范圍內(nèi)可以有效阻擋Cu的擴(kuò)散，但是其熱穩(wěn)定性不夠理想，幾乎所有的單質(zhì)層在超過500 ℃時都失去了完整性，因此對擴(kuò)散阻擋層有更高溫度需求時應(yīng)考慮選用其他材料。

1.2 二元化合物

高溫下，傳統(tǒng)的Cu，Ni UBM很容易被IMCs的快速增長所消耗，因此研究能在高溫下保持穩(wěn)定性的二元化合物鍍層顯得十分重要。二元鍍層包括Fe-Ni[12]，Ni-P[13-14]，Cu-Cr[15]，Co-P[16-17]等。

近年來，電沉積Fe-Ni層因其優(yōu)良的潤濕性和與無鉛釬料的低反應(yīng)速率而被認(rèn)為是一種很有前途的UBM材料。隨著Fe-Ni UBM的加入，形成了一種新型的IMC-FeSn2擴(kuò)散阻擋層。Cu需要穿過Fe-Ni UBM和FeSn2層生成(Cu,Ni)6Sn5相。另外，由于回流和老化過程導(dǎo)致的FeSn2晶粒尺寸較大，(Cu,Ni)6Sn5在Fe-45Ni界面處的生長被有效抑制[7]。

與常用的Cu，Ni UBM相比，Co具有更高的熱遷移和電遷移電阻。此外，采用Co UBM的焊點具有良好的機(jī)械強(qiáng)度。Du等[16]研究發(fā)現(xiàn)，與Cu UBM相比，Co UBM使器件的疲勞壽命提高了40%。Yang等[17]發(fā)現(xiàn)，Co-P UBM作為互連基底可以明顯提高焊點的熱疲勞可靠性，這為解決焊點長期服役的可靠性問題提供了理論依據(jù)。

Ni-P，F(xiàn)e-Ni，Cu-Cr，Co-P等二元化合物各有特點： Fe-Ni具有優(yōu)良的潤濕性；Cu-Cr可塑性強(qiáng)，并且其耐高溫性能優(yōu)良；Ni-P成本低、易于沉積且耐腐蝕；Co-P則具有更高的熱遷移與電遷移電阻及較高的機(jī)械強(qiáng)度。但大部分二元鍍層在長期高溫的工作環(huán)境下易失效，因此有長時間高溫工作的需求時，應(yīng)嘗試更多元的鍍層。

1.3 三元化合物

為了進(jìn)一步提升耐高溫性能，三元擴(kuò)散阻擋層也獲得了普遍的研究和報道。目前主要的三元化合物包括Ni-B-P[18], Ni-Fe-P[19-20]，Ni-W-P[5]，Ni-Mo-P[6]，Cu-Sn-Co[4]等。由于多種元素的填充抑制了阻擋層薄膜的再結(jié)晶，促使非晶結(jié)構(gòu)形成，消除了晶界這一擴(kuò)散通道，從而顯示出優(yōu)良的擴(kuò)散阻擋性能，特別是熱穩(wěn)定性的提高。

目前業(yè)內(nèi)多采用Ni-P合金鍍層作為阻擋層[9]。面對Ni-P合金阻擋層長時間工作易失效的問題，防止Ni3P的產(chǎn)生成為解決問題的關(guān)鍵。由于Ni-P鍍層研究技術(shù)的相對成熟，Liu等[5]決定在Ni-P鍍層中添加第三元素來改善其性能。表1列出了不同三元Ni基擴(kuò)散阻擋層的優(yōu)點及相應(yīng)的第三合金鹽[1,5,18-25]。

表1 不同三元Ni基擴(kuò)散阻擋層的優(yōu)點及相應(yīng)的第三合金鹽Table 1 Advantages of different ternary nickel-based diffusion barriers and corresponding third alloy salts

除Ni-P-X合金涂層外，Goh等[4]通過電沉積Cu，Sn，Co多層膜，在250 ℃下再回流制備Cu-Sn-Co體系?；亓鲿r間對IMCs層厚度有重要影響。在Cu-Sn-Co體系中增加回流時間有助于提高焊點性能，將不理想的(Cu,Co)6Sn5層轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米硬度為(4.15±0.34) GPa的(Co,Cu)Sn3層。

鍍層的結(jié)構(gòu)同樣也會影響擴(kuò)散阻擋性能。三元鍍層的結(jié)構(gòu)一般有三種：晶體、非晶及混晶。不同結(jié)構(gòu)鍍層所表現(xiàn)出來的擴(kuò)散阻擋性能有較大的差異。例如，張函[26]研究表明,晶體、非晶、混晶三種結(jié)構(gòu)的Ni-Fe-P/Zn-5Al界面處IMCs的種類和生長速率k存在差異，如表2所示。三種結(jié)構(gòu)的三元鍍層均可以有效降低界面處IMCs的生長速率，避免粗大Cu-Zn化合物的形成，這證明Ni-Fe-P化學(xué)鍍層具有作為高溫UBM的潛力，表明不同結(jié)構(gòu)的同種類UBM在界面反應(yīng)行為及擴(kuò)散阻擋性能上存在差異。

表2 Ni-Fe-P/Zn-5Al及Cu/Zn-5Al界面生長速率[26]Table 2 Growth rate of Ni-Fe-P/Zn-5Al and Cu/Zn-5Al interface[26]

由表2可以看出，在三種界面中，混晶Ni-Fe-P/Zn-5Al的IMCs生長速率是最小的，且該界面處的IMCs結(jié)合最為緊密。彭娟[20]也有相似的發(fā)現(xiàn)，在對Ni-P鍍層進(jìn)行不同熱處理，并與SAC焊料進(jìn)行界面反應(yīng)后，發(fā)現(xiàn)熱處理后的化學(xué)鍍Ni-P鍍層有著納米晶的結(jié)構(gòu)，顯著減緩界面處Ni原子的擴(kuò)散，降低界面處IMCs的生長速率。Co-P鍍層的結(jié)構(gòu)同樣顯著影響其界面反應(yīng)行為，Pan等[27]采用化學(xué)鍍方式制備的非晶Co-W-P鍍層和多晶Co-W-P鍍層，在與Sn-Ag-Cu(SAC)焊料進(jìn)行界面反應(yīng)以及時效處理后，發(fā)現(xiàn)非晶Co-W-P鍍層具有更好的擴(kuò)散阻擋性能。并計算了三種Co-W-P界面上IMCs的激活能，結(jié)果表明，相比多晶Co-W-P/SAC界面而言，非晶Co-W-P/SAC界面處的IMCs激活能是最大的，表明此時界面上IMCs的生長速率最低。其原因很可能是，晶體結(jié)構(gòu)的鍍層有著較多的晶界，這些晶界在界面反應(yīng)過程中為原子的擴(kuò)散提供通道，成為原子快速擴(kuò)散的捷徑。

圖2為在420 ℃下反應(yīng)1，5，15 min以及30 min回流時間后，非晶Ni-Fe-P/Zn-5Al、晶體Ni-Fe-P/Zn-5Al以及混晶Ni-Fe-P/Zn-5Al界面IMCs的厚度與液-固反應(yīng)時間的關(guān)系[26]。晶體Ni-Fe-P/Zn-5Al界面卻沒有最快的界面IMCs生長速率，這很可能是由于界面處IMCs生長速率太快，使得初期形成的厚大IMCs層在液-固反應(yīng)30 min后已經(jīng)完全向Zn-5Al內(nèi)部剝離，取而代之的是新生成的IMCs層，此時晶體Ni-Fe-P/Zn-5Al界面上的k值并不能反映該界面處IMCs的真實生長速率，這解釋了晶體Ni-Fe-P/Zn-5Al界面上的IMCs生長速率小于非晶Ni-Fe-P/Zn-5Al界面的原因。

對于混晶Ni-Fe-P/Zn-5Al界面，不僅生長速率是Ni-Fe-P/Zn-5Al界面中最慢的，而且IMCs與鍍層結(jié)合緊密、組織均勻，僅有Ni元素從界面處擴(kuò)散，展現(xiàn)出混晶Ni-Fe-P鍍層在組織焊料與UBM反應(yīng)時的優(yōu)異性能，證明混晶Ni-Fe-P鍍層在與無鉛焊料反應(yīng)時作為一種潛在高溫UBM的巨大潛力。在不同結(jié)構(gòu)的Co-P/SAC界面中，同樣發(fā)現(xiàn)相比于非晶和晶體結(jié)構(gòu)的電鍍Co-P鍍層，混晶結(jié)構(gòu)的電鍍Co-P鍍層在與SAC焊料進(jìn)行反應(yīng)時有著最為緩慢的界面反應(yīng)速率。因此在制備三元鍍層時，可以優(yōu)先考慮制備混晶結(jié)構(gòu)的三元鍍層。

1.4 復(fù)合材料

研究人員嘗試將高性能復(fù)合材料作為擴(kuò)散阻擋層，以獲得優(yōu)異的擴(kuò)散阻擋性能。在Ni-P中加入增強(qiáng)相，即化學(xué)復(fù)合涂層，被認(rèn)為是改善Ni-P UBM性能的一種很有前途的方法[22]。傳統(tǒng)的復(fù)合鍍層是在化學(xué)鍍液中加入SiC，Si3N4，BN，PTFE，金剛石，石墨，Al2O3等微小顆粒。隨著現(xiàn)代電子工業(yè)的發(fā)展，微尺度復(fù)合涂層已不能滿足需求，納米增強(qiáng)顆粒因其優(yōu)異的性能而成為研究焦點之一。在所有的納米候選材料中，碳納米管(CNTs)因具有高機(jī)械強(qiáng)度、高楊氏模量、低密度和優(yōu)異的化學(xué)穩(wěn)定性而備受關(guān)注。由于CNTs是輕質(zhì)低密材料，幾乎可以加載到任何聚合物、金屬和陶瓷基體中，而不增加原始質(zhì)量，因此被認(rèn)為是一種有望突破其他各種材料性能極限的填充材料。Xu等[28]成功制備了Ni-P-CNTs化學(xué)復(fù)合涂層，發(fā)現(xiàn)CNTs可以顯著改善復(fù)合涂層的電化學(xué)性能，提高其耐蝕性。Zarebidaki等[29]也報道了CNTs可以提高原始Ni-P層的耐蝕性和顯微硬度。

近年來又報道了一類新的難熔金屬氮化物材料，稱作高熵合金[30-33]。高熵合金是由多種金屬元素結(jié)合在一起、于氮氣氣氛中反應(yīng)沉積形成的一種原子排列密集但又十分混亂的非晶結(jié)構(gòu)。這種材料晶格排列嚴(yán)重扭曲，有序性減弱，大多呈納米晶或非晶態(tài)。高熵合金具有很高的熱穩(wěn)定性[34]、優(yōu)良的力學(xué)性能[35]、良好的耐蝕性[36]和耐磨性[37-38]。在高熵合金中，不同元素的原子半徑不同，造成系統(tǒng)原子堆積密度增加，體系空位濃度減少，原子擴(kuò)散被抑制。此外，高熵合金中原子尺寸差異引起的嚴(yán)重晶格畸變，增加原子擴(kuò)散的活化能，降低原子的擴(kuò)散速率。例如AlCrTaTiZrRu/(AlCrTaTiZrRu)N0.7擴(kuò)散阻擋層，該雙層高熵合金薄膜為非晶態(tài)結(jié)構(gòu)，可以減少原子擴(kuò)散的晶界通道，增強(qiáng)勢壘層的擴(kuò)散阻擋性能，且AlCrTaTiZrRu金屬層具有良好的潤濕性，能增強(qiáng)體系的結(jié)合性能，提高Cu/HEA/HEAN0.7/Si系統(tǒng)的穩(wěn)定性[30]。高熵合金AlCrTaTiZrV氮化物由于不同尺寸元素的加入導(dǎo)致高堆積密度和低自由體積，從而降低了原子擴(kuò)散速率[31]。

此外，有學(xué)者研究稱[39-40]，在Ni+石墨烯包覆Cu基片中，石墨烯鍍層對Cu原子、Ni原子和Sn原子的擴(kuò)散能產(chǎn)生阻礙作用，從而抑制界面IMCs層的生長。石墨烯包覆焊點還表現(xiàn)出優(yōu)異的可焊性：相比于釬料在Cu基板上的鋪展面積，釬料在石墨烯銅(G-Cu)基板上的鋪展面積明顯增加。這一現(xiàn)象可以通過以下兩種原因進(jìn)行解釋：(1)微量石墨烯進(jìn)入到釬料中降低了界面能，界面張力減小，提高焊點的可焊性；(2)G-Cu基板上的石墨烯鍍層可以抑制銅板表面的氧化[41]，從而使焊點在G-Cu基板上的可焊性得到改善。

1.5 多層膜結(jié)構(gòu)

為了進(jìn)一步提高阻擋層的熱穩(wěn)定性，同時兼顧其與基板材料的黏附性，可以采用多層膜結(jié)構(gòu)作為擴(kuò)散阻擋層，如NiAl/Al涂層、Cu/SiC:H/SiOC:H多層膜系、Ta/Ta-N和Ti/Ta-N雙層膜、Ir/TaN雙層膜等[42-44]。這些多層膜結(jié)構(gòu)雖然在工藝上稍復(fù)雜化，但卻顯示出十分優(yōu)良的性能。

如以NiAl3和TiAl3為主的富鋁相擴(kuò)散層，富鋁相和NiAl涂層提供的Al元素可氧化形成連續(xù)且致密的α-Al2O3氧化膜，從而阻擋氧的侵蝕[42]。而在Cu/SiC:H/SiOC:H多層膜系中，可設(shè)法提高Cu膜與擴(kuò)散阻擋層間的界面穩(wěn)定性，來約束原子的快速擴(kuò)散和遷移[44-45]。

對于非晶a-SiC:H薄膜而言，非晶摻氮碳化硅基薄膜(a-SiCNx：H)通過控制薄膜的氮含量可實現(xiàn)其介電常數(shù)在3.8～5.2范圍內(nèi)可調(diào)。隨著反應(yīng)源中氨氣(NH3)流量的增加，碳化硅基薄膜中Si—N和C—N化學(xué)鍵比例增加，由此導(dǎo)致的薄膜微觀結(jié)構(gòu)致密化正符合氮摻雜顯著提高碳化硅基薄膜力學(xué)性能、熱穩(wěn)定性和阻擋銅擴(kuò)散性能的機(jī)理[45-46]。雙層Ta/TaN阻擋層由于其非晶/納米晶結(jié)構(gòu)使Ta/TaN膜中存在較少的晶界，使其穩(wěn)定性和阻擋性能顯著提高[47]。

綜上所述，各類阻擋層材料各有其優(yōu)、缺點。優(yōu)點是熱穩(wěn)定性高、導(dǎo)電性好、力學(xué)性能穩(wěn)定，缺點是工藝復(fù)雜、成本高、厚度大等。

2 擴(kuò)散阻擋層的制備方法

2.1 電鍍法

電鍍(electroplating)是一種利用電解原理在基板表面鍍上一層薄層(其他金屬或合金)作為擴(kuò)散阻擋層的方法。在燒結(jié)銀互連芯片-基板的過程中，為避免或減緩大量金屬間化合物的形成，常用的方法是在基板表面電鍍鎳[48]。鎳鍍層性能穩(wěn)定，具有良好的耐蝕性和較低的擴(kuò)散速率。

楊雨鳳[49]通過將Sn-2Ag-2.5Zn焊料與電鍍有Ni阻擋層的Cu基板進(jìn)行焊接，研究了電鍍Ni阻擋層的性能。結(jié)果表明，Sn-2Ag-2.5Zn合金焊料與鍍Ni阻擋層的Cu基板焊接界面處生成了Ni3Sn4金屬化合物，其厚度隨著時效時間延長而呈緩慢增加趨勢。時效處理時間超過1000 h，Ni3Sn4厚度為 1 μm左右，且較為平整，Ni阻擋層效果良好，在長時效過程的損耗結(jié)果理想，耐熱時效處理性好，焊料連接的質(zhì)量較高，對環(huán)境污染少。電鍍阻擋層還有如下優(yōu)點：(1)適應(yīng)微小精細(xì)結(jié)構(gòu)，只要電鍍的溶液能夠?qū)灞韺舆M(jìn)行潤濕，其制備就能進(jìn)行；(2)適應(yīng)大批量生產(chǎn)，同一電解槽可允許大量基板同時參與電鍍擴(kuò)散阻擋層的制備。

2.2 化學(xué)鍍法

化學(xué)鍍也稱無電解鍍(electroless plating)，是一種利用強(qiáng)還原劑在化學(xué)鍍液中將需要鍍的金屬離子還原成該金屬，并沉積在鍍層表面形成擴(kuò)散阻擋層的方法?；瘜W(xué)鍍擴(kuò)散阻擋層的類型繁多，如鍍鎳、鍍鎳基多元合金、復(fù)合鍍、化學(xué)鍍銅以及化學(xué)鍍銀等。工業(yè)界常用鎳磷化學(xué)鍍層作為阻擋層來抑制Cu-Sn之間的反應(yīng)，因其成本較低、殘余應(yīng)力低，且有優(yōu)良的均勻性。簡而言之，化學(xué)鍍具有成本低、操作簡單、能夠有效填充且適用于多種類基材(如銅、硅、塑料等)、鍍層比較均勻等優(yōu)點，在導(dǎo)電物質(zhì)和非導(dǎo)電物質(zhì)表面都可以進(jìn)行沉積[50]?；瘜W(xué)鍍法同樣適用于三元合金擴(kuò)散阻擋層，化學(xué)鍍制備三元合金的過程實際上是金屬離子在基板表面的共沉積過程，Pd離子的活化使得無催化特性的基板表面也能發(fā)生共沉積過程。Shi等[51]通過化學(xué)鍍方法使用Pd離子激活的方法在木板表面制備了Ni-Fe-P三元合金鍍層，研究Ni-Fe-P合金沉積機(jī)理，以及鍍液pH值和化學(xué)鍍溫度對鍍層的沉積速率、表面電阻率、化學(xué)成分和晶體結(jié)構(gòu)的影響。結(jié)果表明，在還原劑次亞磷酸鈉的作用下，Pd離子首先沉積在木板表面，隨后在Pd原子的催化作用下，Ni-Fe-P合金沉積在木板表面，過程如圖3所示。

圖3 化學(xué)鍍Ni-Fe-P合金在木板表面沉積過程示意圖[51]Fig.3 Deposition process diagram of electroless plating Ni-Fe-P alloy on wood veneer[51]

王美玉等[52]研究了220～300 ℃燒結(jié)溫度對燒結(jié)銀與化學(xué)鍍鎳(磷)和電鍍鎳基板互連強(qiáng)度的影響，發(fā)現(xiàn)隨著燒結(jié)溫度的升高，燒結(jié)銀與化學(xué)鍍鎳(磷)和電鍍鎳的連接強(qiáng)度都先增大后降低，但是化學(xué)鍍鎳(磷)的富磷成分和非晶結(jié)構(gòu)可以加速銀-鎳擴(kuò)散和減緩鎳的氧化，燒結(jié)銀與化學(xué)鍍鎳(磷)的最大連接強(qiáng)度(42 MPa)比電鍍鎳基板高 17 MPa左右。相比于電鍍鎳層，化學(xué)鍍鎳(磷)層的硬度高、抗磨性能優(yōu)良，對釬料具有良好的潤濕性和可焊性，應(yīng)用更加廣泛。但是化學(xué)鍍擴(kuò)散阻擋層的高度有限，大批量生產(chǎn)時效率有限，通常適合于小批量或單件制作[53]。

2.3 磁控濺射法

磁控濺射(magnetron sputtering)是20世紀(jì)70年代迅速發(fā)展起來的一種“高速低溫濺射技術(shù)”。磁控濺射是在陰極靶表面上方形成一個正交電磁場。當(dāng)濺射產(chǎn)生的二次電子在陰極位區(qū)被加速為高能電子后，并不直接飛向陽極，而是在正交電磁場作用下做來回振蕩的近似擺線的運動[54]。在運動中高能電子不斷與氣體分子發(fā)生碰撞，并向后者轉(zhuǎn)移能量，使之電離而本身變?yōu)榈湍茈娮?。這些低能電子最終沿磁力線漂移到陰極附近的輔助陽極而被吸收，從而避免高能電子對基板的強(qiáng)烈轟擊，消除二極濺射中基板被轟擊加熱和被電子輻照引起損傷的根源，體現(xiàn)了磁控濺射中基板“低溫”的特點。一般電子要經(jīng)過上百米的飛行才能最終被陽極吸收，而如果氣體壓力為 10～1 Pa，則電子的平均自由程(任意二次電子與分子氣體碰撞間的平均距離)只有 10 cm量級，因此磁控濺射的電離效率很高、易于放電。低工作電壓和高電流密度使濺射速率明顯提高，因而磁控濺射還有高速的特點。

磁控濺射法適用于多種不同材料擴(kuò)散阻擋層的沉積，如近年來受到研究者關(guān)注的高熵合金擴(kuò)散阻擋層的制備[30-33]。值得一提的是，Wang等[15]采用磁控濺射的方式沉積不同Cr含量的Cu-Cr合金薄膜，研究Cu-Cr合金作為UBM層時與SAC形成焊點的焊接可靠性。結(jié)果表明，當(dāng)Cr靶電流為1.5 A、Cr含量為30.60%(原子分?jǐn)?shù)) 時，Cu-Cr合金UBM層形成的焊點結(jié)構(gòu)IMCs厚度較小且剪切強(qiáng)度最大，擁有最優(yōu)良的焊接可靠性。使用純金屬靶磁控濺射沉積擴(kuò)散阻擋層，與其他方法相比具有如下優(yōu)點[54]：膜層與基體結(jié)合牢固、在大面積基體上可以沉積成分和性能均勻的薄膜、容易控制薄膜的成分、設(shè)備操作簡單、自動化程度高、便于實現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)。但是也存在一些缺點，比如需要根據(jù)實驗制備不同的靶材，裝、卸靶不方便，靶利用率不高，需要良好的冷卻系統(tǒng)，否則靶材容易開裂。

3 擴(kuò)散阻擋機(jī)制

一般來說，常見的擴(kuò)散阻擋機(jī)制為：IMCs的晶粒細(xì)化、合金元素在晶界偏析和抑制Kirkendall空洞。

3.1 IMCs的晶粒細(xì)化

加入擴(kuò)散阻擋材料從而抑制IMCs的晶粒粗化，使得IMCs晶粒細(xì)化，這是一種常見的擴(kuò)散阻擋機(jī)制。晶粒細(xì)化會使IMCs層厚度降低,從而起到擴(kuò)散阻擋的效果。

Hu等[55]用Ni-P-ZrO2層作為電子封裝中的UBM，發(fā)現(xiàn)ZrO2的加入使IMCs的活化能增大，由焊料/Ni-P焊點的42.2 kJ/mol增加為焊料/Ni-P-ZrO2的46.7 kJ/mol?；罨艿脑龃笫沟肐MCs晶粒生長所需的能量增加、生長受限。也就是說，ZrO2的摻雜成功地抑制了晶粒粗化。另外，由于ZrO2納米顆粒是一種無沉淀、不易反應(yīng)的材料，它可能吸附在晶界處，使IMCs晶體取向之間生長速率的相對關(guān)系發(fā)生變化，導(dǎo)致IMCs層生長受到抑制。

圖4為IMCs晶粒細(xì)化前后的擴(kuò)散阻擋機(jī)制示意圖?？梢杂^察到在圖4(a)的IMCs中，晶粒尺寸較大，IMCs層較厚。而在圖4(b)中，IMCs晶粒尺寸顯著減小，IMCs層也相應(yīng)變薄。說明IMCs的晶粒細(xì)化使得IMCs層厚度明顯下降。通過加入類似于ZrO2納米顆粒等抑制晶粒長大的阻擋材料，或是通過改變焊接工藝從而使晶粒細(xì)化，均可以達(dá)到如圖4(b)所示的效果。IMCs層晶粒細(xì)化可以有效地使IMCs層變薄，從而起到阻擋擴(kuò)散的效果。

圖4 IMCs晶粒細(xì)化前(a)后(b)的擴(kuò)散阻擋機(jī)制示意圖Fig.4 Schematic diagrams of diffusion barrier mechanism before(a) and after(b) IMCs grain refinement

3.2 合金元素的偏析

合金元素在UBM層和IMCs層之間的偏析會使金屬元素在IMCs層的擴(kuò)散受阻，從而減少IMCs層的相組成或相的厚度，并除去Kirkendall空洞，從而使IMCs層厚度減小，起到擴(kuò)散阻擋的效果。

Wang等[9]研究了Ti添加劑對Sn-3.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Ag-0.5%Cu (SAC)/Cu-Ti焊接接頭中IMCs形成的影響。發(fā)現(xiàn)Ti在晶界的偏析降低了Cu的生長速率。SAC/Cu接頭中IMCs的生長速率為6.66×10-5μm/s1/2，SAC/1.5 A(1.5 A靶電流下)Cu-Ti接頭中IMCs的生長速率為5.85×10-5μm/s1/2，而SAC/2 A(2 A靶電流下)Cu-Ti接頭中IMCs的生長速率僅為3.92×10-5μm/s1/2?？梢郧宄吹?，SAC/1.5 ACu-Ti和SAC/2 ACu-Ti樣品的擴(kuò)散系數(shù)低于SAC/Cu樣品。因此，Ti的存在可以阻礙Cu向Sn的擴(kuò)散，有效抑制Cu3Sn相的生長。

合金元素偏析的擴(kuò)散阻擋機(jī)制示意圖如圖5所示。在圖5(a)中，基板為純Cu基板，由于焊料元素擴(kuò)散通量的不足，IMCs中形成了Kirkendall空洞。而在圖5(b)中，在Cu基板上加入某種易偏析的X元素，如Ti。由于X元素在UBM層與IMCs之間偏析造成富集，Cu的擴(kuò)散系數(shù)減小，從而減少IMCs相的厚度并去除Kirkendall空洞。在此階段，Cu和焊料元素的擴(kuò)散通量達(dá)到平衡狀態(tài)，X在晶界的偏析降低了Cu的擴(kuò)散速率?？梢钥闯觯籜層起到了擴(kuò)散阻擋層的作用，阻礙Cu向IMCs的擴(kuò)散。因此，合金元素的偏析可以降低金屬元素的擴(kuò)散速率，從而改變IMCs層相組成，并減少IMCs層的厚度，這是一種有效的擴(kuò)散阻擋機(jī)制。

圖5 合金元素偏析的擴(kuò)散阻擋機(jī)制示意圖(a)純Cu基板;(b)加入易偏析元素X的Cu-X基板Fig.5 Schematic diagrams of diffusion barrier mechanism of alloying element segregation(a)pure Cu substrate;(b)Cu-X substrate with easily segregated element X

3.3 抑制Kirkendall空洞

過去，采用Ni-P合金鍍層作為阻擋層的方法較為常見。但釬料易于在工作溫度下反應(yīng)生長為柱狀的Ni3P晶化層，柱狀結(jié)構(gòu)在垂直方向有空隙，給基材和釬料內(nèi)的原子提供了明顯的縱向擴(kuò)散通道，原子的快速擴(kuò)散加劇Kirkendall空洞的形成，因此抑制Kirkendall空洞的形成便成為一種有效的擴(kuò)散阻擋機(jī)制。

研究人員[18,56-59]考察了Ni-Fe-P合金的擴(kuò)散阻擋效應(yīng)，發(fā)現(xiàn)Ni-Fe-P鍍層上的Ni3P屬于層狀結(jié)構(gòu)，在垂直方向上沒有空隙，不能為Ni原子提供直接的垂直通道，加入Ni-Fe-P鍍層后IMCs的生長顯著下降，所以Ni-Fe-P鍍層具有良好的擴(kuò)散阻擋效果。

圖6為減少擴(kuò)散通道的擴(kuò)散阻擋機(jī)制示意圖。如圖6(a)所示，UBM層為柱狀結(jié)構(gòu)，該層內(nèi)存在空洞，為基板上的Cu提供直接擴(kuò)散通道，進(jìn)而導(dǎo)致IMCs層厚度增加。相比之下，圖6(b)中通過將UBM改變?yōu)閷訝罱Y(jié)構(gòu)，使該層在垂直方向上沒有空洞產(chǎn)生，因此沒有直接的垂直擴(kuò)散通道，基板上的元素?zé)o法直接擴(kuò)散，抑制了Kirkendall空洞的形成，IMCs層變薄。總而言之，因為沒有直接的擴(kuò)散通道，基材和釬料的元素擴(kuò)散速率下降，Kirkendall空洞的產(chǎn)生明顯受到抑制，IMCs層厚度增速減緩，起到了阻擋擴(kuò)散的效果。

圖6 減少擴(kuò)散通道的擴(kuò)散阻擋機(jī)制示意圖(a)柱狀結(jié)構(gòu)UBM;(b)層狀結(jié)構(gòu)UBMFig.6 Diagrams of diffusion barrier mechanism to reduce diffusion channels(a)columnar structure UBM;(b)layered structure UBM

有研究表明[19],與晶體結(jié)構(gòu)的鍍層相比，非晶鍍層有著更好的擴(kuò)散阻擋性能。這是由于，晶體結(jié)構(gòu)的鍍層有著較多的晶界，這些晶界在界面反應(yīng)過程中為原子擴(kuò)散提供通道，成為原子快速擴(kuò)散的捷徑。而相比于晶體結(jié)構(gòu)，非晶結(jié)構(gòu)不存在晶界，缺少原子直接擴(kuò)散的通道，Kirkendall空洞的生長受到抑制，IMCs層明顯變薄。這也說明非晶鍍層和晶體結(jié)構(gòu)鍍層對抑制Kirkendall空洞的擴(kuò)散阻擋性能是不同的。同樣地，不同結(jié)構(gòu)的鍍層在抑制IMCs晶粒粗化和減少擴(kuò)散通道方面的作用也是不同的，但是目前在這方面的相關(guān)研究較少。不同的擴(kuò)散阻擋機(jī)制之間也不是彼此獨立的，擴(kuò)散阻擋層可能包含IMCs晶粒細(xì)化、合金元素偏析和抑制Kirkendall空洞中不止一種擴(kuò)散阻擋機(jī)制的作用，因此應(yīng)考慮其共同作用對焊點可靠性的綜合影響。

4 阻擋層失效機(jī)制

一般來說，阻擋層的失效機(jī)制可主要歸納為3類[60-66]：

(1)高溫退火過程中溫度達(dá)到一定程度或長時間退火時引起基板和焊料元素的互擴(kuò)散。劉正[60]通過對制備的Ta-Si-N和Cu/Ta-Si-N納米薄膜樣品進(jìn)行快速熱退火發(fā)現(xiàn)，隨退火溫度提高，Cu/Ta-Si-N/Si多層膜內(nèi)的互相擴(kuò)散和反應(yīng)更加強(qiáng)烈，Cu通過阻擋層中的晶格或晶界、缺陷擴(kuò)散入Si中。郭帥東[61]在研究中發(fā)現(xiàn)，Cu/Ta-Ru-10N/Si體系在700 ℃以上退火30 min后阻擋層發(fā)生失效，Cu膜中開始出現(xiàn)Cu3Si，Ta2O5，TaSi2及RuxSi等化合物，進(jìn)而導(dǎo)致Cu膜表面出現(xiàn)凸起，粗糙度明顯增加。

(2)基板自身及基板與阻擋層的界面發(fā)生一定的微觀物理變化?，F(xiàn)代集成電路工藝中，由于在淀積和退火過程中會產(chǎn)生溫度的差異，因此難免產(chǎn)生殘余應(yīng)力。薄膜中的殘余應(yīng)力按形成機(jī)理可分為熱應(yīng)力及內(nèi)應(yīng)力[64]。一方面，基板金屬(如Cu，Ni等) 在生長過程中由于金屬鍵合作用，使各原子聚集成核，體積收縮，產(chǎn)生收縮內(nèi)應(yīng)力；另一方面，由于Cu/Ni等金屬與阻擋層材料的熱膨脹系數(shù)不同，隨著退火溫度的升高在基板金屬/阻擋層界面處產(chǎn)生強(qiáng)大的熱應(yīng)力。在一定條件下，互連結(jié)構(gòu)能夠完整是因為基板金屬/阻擋層界面處有一定的分子結(jié)合力，即黏附力的作用，當(dāng)溫度足夠高時內(nèi)應(yīng)力將大于黏附力，這時基板金屬就容易脫附而結(jié)塊，造成阻擋層失效。

(3)阻擋層本身高溫結(jié)晶時產(chǎn)生晶界，為Cu/Ni等金屬元素提供了快速擴(kuò)散的通道，或是阻擋層在高溫時與基板或焊料進(jìn)行互溶，生成新的物質(zhì)，導(dǎo)致阻擋層失去自身的完整性，引起基板元素、焊料元素互擴(kuò)散和反應(yīng)，惡化器件的性能。

謝琦[65]通過Ta/TaN雙層膜結(jié)構(gòu)的研究發(fā)現(xiàn)，隨著退火溫度的升高，最初TaN中的N擴(kuò)散至臨近的Ta層，使得Ta和TaN雙層結(jié)構(gòu)混合。同時，Ta擴(kuò)散至Cu表面使擴(kuò)散阻擋層總厚度降低。另外，在高溫退火下將形成CuTa10O26，使樣品的薄層電阻升高。Ta/TaN雙層結(jié)構(gòu)向單層TaNx轉(zhuǎn)變使得TaN厚度增加，結(jié)晶更容易，而多晶TaN的晶粒間界為Cu提供快速的擴(kuò)散通道，當(dāng)Cu擴(kuò)散到Si中，反應(yīng)生成Cu3Si，導(dǎo)致擴(kuò)散阻擋層最終失效。

5 對焊點可靠性的影響

電力電子設(shè)備在使用過程中，通常會受到力、電、熱等多種物理場的耦合作用。因此，其失效原因復(fù)雜多樣，但為了簡化分析過程，常常僅分析影響壽命的因素，主要包括電遷移失效[66-68]、熱應(yīng)力失配[19,59,69-70]等。值得一提的是，UBM中擴(kuò)散阻擋層的存在可以一定程度上抑制上述失效原因，從而提高焊點的可靠性。

5.1 焊點主要失效原因

5.1.1 電遷移失效

電遷移是指金屬離子在電流的作用下發(fā)生定向移動。在電流作用下，電子與金屬離子發(fā)生碰撞，從而傳遞能量，使得金屬離子受到沿電流方向的力，該力稱為電子風(fēng)力。在電場中，離子還受到電場施加的庫侖力，此時金屬離子在這兩種力的共同作用下進(jìn)行遷移。焊接技術(shù)用于各種封裝應(yīng)用，如晶圓級芯片級封裝等。電子產(chǎn)品的微型化使得焊點的尺寸不斷減小，焊點中的電流密度增大，從而出現(xiàn)明顯的電遷移現(xiàn)象。

因此，電遷移性能作為一個焊點可靠性問題變得越來越重要。對于傳統(tǒng)UBM上的SnAgCu焊料，電遷移顯著提高陰極消耗以及裂紋萌生的概率。目前，抑制電遷移失效的新材料正在研發(fā)中。Gao等[68]研究了Fe-Ni鍍層作為UBM阻擋層的電遷移性能。通過電鍍制備Fe-Ni鍍層，使用Sn3.8Ag0.7Cu(SAC)焊料形成SAC/Fe-Ni焊點，通過電遷移實驗研究IMC生長機(jī)理以及焊點失效形式，并與傳統(tǒng)的SAC/Cu做比較。結(jié)果表明，在SAC/Fe-Ni界面處，由于陰極溶解被較慢的熱擴(kuò)散和較小的電遷移通量所抑制，以及鐵鎳焊點內(nèi)部空位通量的限制，陰極處的裂紋得到控制，明顯延長使用壽命。

5.1.2 熱應(yīng)力失配

熱應(yīng)力指的是在無外力作用時，由于溫度變化導(dǎo)致的熱變形受到限制而在結(jié)構(gòu)內(nèi)部產(chǎn)生的應(yīng)力[69]。因為是阻擋層與基底材料間熱膨脹系數(shù)的不同引起的，所以也稱作熱失配應(yīng)力。熱應(yīng)力是通過金屬離子的遷移及空洞的形成、生長被釋放出來的。殘余應(yīng)力產(chǎn)生空位，并使空位沿著應(yīng)力梯度的方向移動，應(yīng)力梯度成為空位移動的驅(qū)動力，使得空位聚集并形成空洞或者使空位在已存在的空洞處積累，積累的過程中空洞逐漸變大，導(dǎo)致互連斷路。

在研究中，實驗人員通常采用引入鍍層元素或調(diào)節(jié)其含量來獲得匹配的熱膨脹系數(shù)來解決熱失配問題。Ni-Fe-P[19-20,65]，Ni-Mo-P[25]，Ni-W-P[70]三元合金鍍層是在Ni-P合金體系中引入第三相元素得到的，加入第三相金屬元素使鍍層具有更優(yōu)的性能，同時可以改變Ni-P熱膨脹系數(shù)，使鍍層與其他連接層的熱膨脹系數(shù)相匹配，以減小使用過程中循環(huán)熱應(yīng)力造成的損傷，提高器件的使用壽命和安全可靠性[71]。

5.2 多物理場耦合失效模式

焊點的應(yīng)力類型包括高溫、低溫、溫度循環(huán)、濕熱、沖擊、振動等，這些應(yīng)力與工作電應(yīng)力的綜合疊加將產(chǎn)生耦合效應(yīng)，會使焊點處于復(fù)雜的耦合應(yīng)力場中，導(dǎo)致更加復(fù)雜的失效機(jī)理與更加難以預(yù)測的失效行為，從而有可能加速產(chǎn)品的失效。例如，電子設(shè)備中焊點在溫度、振動應(yīng)力交互作用下會更容易產(chǎn)生疲勞斷裂等失效模式。從實際情況出發(fā)，焊點工作時往往處于多應(yīng)力同時存在的情況，然而多應(yīng)力場耦合對焊點可靠性影響的研究卻不多見，研究者們大多只考慮單應(yīng)力情況。這是由于，當(dāng)多應(yīng)力條件同時存在時，失效機(jī)理比較復(fù)雜，且沒有較為準(zhǔn)確的失效模型。

湯巍等[72]基于正交實驗法研究了不同溫度與振動耦合條件下的焊點失效模式，分析了溫度與振動因素對焊點可靠性的影響程度。發(fā)現(xiàn)溫度與振動之間存在耦合作用，且這種作用會加速焊點疲勞失效。溫度(temperature，T)、振動加速度功率譜密度值(power spectral density，PSD)與振動頻率(vibration frequency，VF)對焊點可靠性影響程度排序為T>PSD>VF。隨著溫度的升高，焊點的塑性提高，焊點的裂紋逐漸從近封裝側(cè)的IMCs層向釬體內(nèi)部擴(kuò)展，導(dǎo)致焊點的失效模式從脆性斷裂向韌性斷裂演化。張帥[73]通過對熱電耦合條件下，芯片焊點內(nèi)組織演變行為進(jìn)行分析，并使用有限元方法對不同條件下的電流密度分布進(jìn)行模擬，發(fā)現(xiàn)由于焦耳熱的影響，使得熱循環(huán)條件的整體溫度升高，加劇芯片內(nèi)的熱失配現(xiàn)象，提高再結(jié)晶驅(qū)動力，使得再結(jié)晶現(xiàn)象更容易出現(xiàn)。同時溫度的升高，提高銅原子的激活能，電遷移作用下的物質(zhì)遷移行為使得焊點中的IMCs形貌相對熱循環(huán)條件下發(fā)生明顯不同。在 200 周次循環(huán)時，熱電耦合條件下焊點中IMCs變化與熱循環(huán)條件相似；400 周次循環(huán)后，陰極界面位置IMCs完全轉(zhuǎn)變?yōu)閷訝?，厚度略有增加，陽極界面IMCs厚度變化不明顯；800周次循環(huán)后,焊點界面位置IMCs出現(xiàn)明顯的極化效應(yīng)。熱循環(huán)載荷具有時域特性，而隨機(jī)振動載荷具有頻域特性，這兩種載荷在時域耦合時計算難度較高。劉佳豪[74]通過對焊點在頻域內(nèi)進(jìn)行熱-電-振動多應(yīng)力下的可靠性分析，得知無論是在熱-電耦合還是隨機(jī)振動加載條件下，焊點陣列中最容易出現(xiàn)失效的焊點均位于焊點陣列的邊緣處。故對于實際工作中的焊點可靠性來說，邊緣焊點是需要著重關(guān)注的位置；熱-電耦合載荷下產(chǎn)生的損傷相比隨機(jī)振動加載產(chǎn)生的損傷小1個數(shù)量級，故隨機(jī)振動對焊點壽命的影響大于熱-電耦合，處于主導(dǎo)地位。

6 結(jié)束語

在微電子封裝技術(shù)的發(fā)展過程中，關(guān)于焊點擴(kuò)散阻擋層材料及性能的研究受到越來越多的關(guān)注。通過在基板表面制備一層擴(kuò)散阻擋層，不僅可以與焊料形成良好連接，更重要的是擴(kuò)散阻擋層可以有效抑制IMCs的生長，改善由脆硬IMCs帶來的封裝失效問題。在微電子封裝領(lǐng)域，由于電子元器件長期處于較高的工作溫度或熱循環(huán)下，擴(kuò)散阻擋層對IMCs生長的抑制作用顯得更為重要。為了開發(fā)更細(xì)的節(jié)距微凸點，焊料和擴(kuò)散阻擋層之間的IMCs應(yīng)該是薄的、均勻的、單相的，選擇正確的擴(kuò)散阻擋層和焊接材料，可以獲得更低的擴(kuò)散阻擋層消耗和更低的IMCs厚度。目前，新型擴(kuò)散阻擋層的研發(fā)已有較大發(fā)展，但仍處于制造工藝與材料性能的探索階段，高層次、針對性、專有性的研究相對滯后，亟須針對高熵合金、多物理場耦合作用、失效及擴(kuò)散阻擋機(jī)理等方面展開深入和系統(tǒng)的研究。

(1)高熵效應(yīng)與遲滯擴(kuò)散效應(yīng)的協(xié)同作用使得高熵合金作為擴(kuò)散阻擋材料使用，可以一定程度上抑制焊點中脆性IMCs的形成，提高界面結(jié)合強(qiáng)度，進(jìn)而提升焊點力學(xué)性能。但是現(xiàn)有相關(guān)研究涉及的高熵合金成分體系有限，需要開展更加系統(tǒng)的研究，針對不同基板及釬料篩選出最優(yōu)化的高熵合金擴(kuò)散阻擋層成分。

(2)對焊點可靠性的積極影響是衡量擴(kuò)散阻擋層性能的關(guān)鍵因素?，F(xiàn)有擴(kuò)散阻擋層對焊點可靠性影響的分析多為針對電流、溫度、振動等單物理場應(yīng)力作用。多物理場耦合作用下擴(kuò)散阻擋層對焊點可靠性影響的研究仍不充分，特別是不同載荷間具體的耦合關(guān)系仍須進(jìn)一步深入研究。

(3)現(xiàn)有的研究僅針對擴(kuò)散阻擋層界面顯微組織(包括成分、相組成)進(jìn)行定性分析，對擴(kuò)散阻擋層在不同服役條件下的失效機(jī)制與阻擋機(jī)制并未進(jìn)行深入的機(jī)理揭示。明確擴(kuò)散阻擋層的失效機(jī)理及擴(kuò)散阻擋機(jī)理可以為擴(kuò)散阻擋層的成分優(yōu)化奠定理論基礎(chǔ)。