熱-電應(yīng)力下Cu/Ni/SnAg1.8/Cu倒裝銅柱凸點界面行為及失效機理?

周斌 黃云 恩云飛 付志偉 陳思 姚若河

1)(華南理工大學電子與信息學院,廣州 510641)

2)(工業(yè)和信息化部電子第五研究所,電子元器件可靠性物理及其應(yīng)用技術(shù)重點實驗室,廣州 510610)

1 引 言

近年來,倒裝焊封裝( fl ip chip)、扇出型封裝(fan out)以及系統(tǒng)級封裝(system in package)等先進封裝技術(shù)快速發(fā)展,其中倒裝焊封裝技術(shù)因其細節(jié)距、微尺寸、超高的I/O密度、優(yōu)良的導(dǎo)熱導(dǎo)電性能和低噪聲等優(yōu)點已得到廣泛應(yīng)用.然而,焊料倒裝凸點因其易產(chǎn)生凸點間橋連等問題而在100μm以下間距的高密度應(yīng)用中受限[1].因此,急需發(fā)展一種新的倒裝凸點突破這一應(yīng)用瓶頸.采用焊料帽加銅柱結(jié)構(gòu)的倒裝凸點由此發(fā)展而來并被應(yīng)用于細間距倒裝芯片封裝,該類凸點相比傳統(tǒng)焊料凸點的焊料量極少,不易橋連,且銅柱導(dǎo)電和導(dǎo)熱性能優(yōu)良[2].然而,隨著銅柱凸點尺寸不斷縮小,凸點承載的電流密度急劇增長,焊料帽位置較少的焊料極易完全合金化[3,4],產(chǎn)生空洞、裂紋等缺陷,引發(fā)新的熱、電、機械等可靠性問題[5,6].

近年來,已有部分學者開展了銅柱微互連凸點在高溫老化以及電流應(yīng)力下的可靠性以及金屬間化合物(intermetallic compound,IMC)的生長機理研究.Rao等[7]研究了焊料帽體積對IMC生長動力學的影響,發(fā)現(xiàn)在老化過程中,界面總IMC的激活能隨著焊料尺寸的增加而降低.Kwak等[2]的研究發(fā)現(xiàn),Cu/Sn3.5Ag微互連銅柱凸點在老化和電流應(yīng)力下的IMC生長分別由擴散機理和化學反應(yīng)機理所主導(dǎo),IMC的剪切強度和厚度隨老化時間的增加而增加.Ma等[8]研究了純Sn焊帽結(jié)構(gòu)銅柱凸點中的電遷移現(xiàn)象,發(fā)現(xiàn)由于焊料的體積較小,Cu原子充分與Sn原子化合生成大量的IMC層,導(dǎo)致焊點的嚴重合金化.Lai等[9]研究電遷移下Cu/Ni/Sn2.0Ag0.5Cu/Cu結(jié)構(gòu)的界面反應(yīng),發(fā)現(xiàn)銅柱凸點結(jié)構(gòu)可以有效避免凸點下金屬層的溶解失效,但焊料中金屬原子在電子風力驅(qū)動下發(fā)生定向遷移,并在陰極界面形成空洞,隨著空洞逐漸擴展成裂紋,容易引發(fā)銅柱凸點的開路失效.Hsiao等[10]研究了銅柱凸點中空洞在電流應(yīng)力下的生長規(guī)律,發(fā)現(xiàn)在焊料完全合金化后,空洞開始在電子風力作用下擴展成裂紋,使得互連的有效接觸面積下降,導(dǎo)通電阻上升,降低了芯片互連的機械強度.

目前國內(nèi)外對熱電耦合條件下銅柱凸點互連的可靠性尚不明確,在銅柱凸點的失效機理、壽命評估等方面需要做進一步的系統(tǒng)研究.本文設(shè)計制作了菊花鏈測試結(jié)構(gòu)的銅柱凸點微互連實驗樣品,開展了銅柱凸點的高溫時效和熱電耦合實驗,對比分析了不同實驗前后銅凸點顯微組織的變化,研究了銅柱凸點中IMC層的生長機制以及熱電耦合對IMC生長和演化規(guī)律的影響.

2 實驗設(shè)計及研究方法

設(shè)計了帶菊花鏈互連的倒裝芯片測試結(jié)構(gòu),采用5 mm×5 mm×0.186 mm的硅襯底芯片,540個陣列結(jié)構(gòu)的銅柱凸點倒扣組裝在聚酰亞胺基板上,凸點由圓形銅柱和焊料帽組成,凸點直徑、高度和間距分別為50,55和80μm,焊料帽采用Sn1.8Ag材料,高度23μm±3μm,銅柱和焊料帽之間鍍覆有2μm的鎳層作為阻擋層,相鄰銅柱之間采用寬36μm、厚4μm的銅跡線互連,倒裝芯片和基板之間采用填充膠完成底部填充,倒裝芯片連同聚酰亞胺基板采用回流焊接工藝組裝在定向設(shè)計的PCB上,形成完整的菊花鏈回路測試結(jié)構(gòu).銅柱凸點顯微形貌和橫截面掃描電子顯微(SEM)照片如圖1所示.

圖1 實驗用銅柱凸點顯微形貌 (a)凸點表面形貌;(b)凸點截面Fig.1.Microscopy of Cu pillar:(a)Surface topography;(b)cross section morphology.

同時對樣品施加高溫和直流電流兩種加速應(yīng)力,開展9組熱電應(yīng)力組合的加速壽命實驗,包括+100°C,+125°C和+150°C三組溫度應(yīng)力水平以及2×104A/cm2,2.5×104A/cm2和3×104A/cm2三組電流應(yīng)力水平,電流密度根據(jù)施加的直流電流除以銅柱橫截面積的方式計算獲得.

高溫應(yīng)力和電流應(yīng)力分別由ESPEC PHH-101老化箱和IT6322B型直流電源提供.實驗過程中,通過自行設(shè)計的在線監(jiān)測系統(tǒng)對銅柱凸點菊花鏈網(wǎng)絡(luò)的互連電阻進行實時監(jiān)測和記錄.圖2所示為熱電耦合實驗樣品及在線監(jiān)測系統(tǒng)原理圖.在線監(jiān)測系統(tǒng)硬件由Keithley 2700數(shù)字多用表、7700型20通道差分開關(guān)、控制電腦以及GPIB卡組成,GPIB卡用于控制主機和數(shù)字多用表之間的通訊和數(shù)據(jù)傳輸,采用VB語言編寫控制程序,對電流通斷、電壓采集和電阻值轉(zhuǎn)換計算進行自動控制.

圖2 在線監(jiān)測系統(tǒng)原理圖Fig.2.Schematic diagram of on-line monitoring system.

實驗前,為研究焦耳熱帶來的溫升效應(yīng),選擇同批次樣品制作成金相截面,在70°C環(huán)境條件下對截面樣品施加1.5×104A/cm2的電流應(yīng)力,采用TM-HST型高精度動態(tài)紅外熱像儀分別捕捉倒裝芯片表面以及銅柱互連截面的熱點溫度.紅外熱像測試結(jié)果如圖3所示,圖3(a)為2個銅柱凸點回路下的截面溫度分布,焦耳熱溫升最高為0.3°C,熱點位于焊料帽焊接位置,這與焊料的電阻率較大有關(guān).Cu柱、Sn1.8Ag焊料和Cu6Sn5IMC的電阻率分別為1.7,13.0和17.5μ?·cm[11,12].根據(jù)焦耳熱計算公式可知,焦耳熱溫升與電阻值呈正比,且由于焊料一側(cè)與熱導(dǎo)率較低的基板相連,銅柱一側(cè)與熱導(dǎo)率較高的銅跡線和硅芯片相連,散熱較好.因而在電流應(yīng)力條件下,銅柱互連結(jié)構(gòu)的熱梯度是從焊料端到銅柱端,原子熱遷移方向與熱梯度方向相同,這一結(jié)果將有助于研究銅柱凸點在熱電應(yīng)力下原子擴散、IMC生長和空洞形成機理.當凸點數(shù)量為224個時,圖3(b)顯示,焦耳熱產(chǎn)生的表面溫升達31°C,可見焦耳熱的溫度疊加效應(yīng)明顯,焦耳熱溫度隨凸點數(shù)量增加而迅速上升.

圖3 紅外熱像溫度分布(70°C,1.5×104A/cm2)(a)2個銅柱凸點串聯(lián)下的截面溫度;(b)224個銅柱凸點串聯(lián)下的芯片表面溫度Fig.3.Distribution of infrared thermography temperature(70°C,1.5×104A/cm2):(a)Cross section temperature of 2 Cu pillars series;(b)surface temperature of 224 Cu pillars series.

3 實驗結(jié)果與討論

3.1 失效模式及機理分析

圖4所示為溫度100°C和電流密度3×104,2.5×104,2×104A/cm2條件下,銅柱凸點互連失效的SEM形貌圖.組合圖中的上下兩圖為同一菊花鏈回路的相鄰?fù)裹c,上圖電子從基板流向芯片,焊料/銅柱焊接界面為陽極,焊料/Cu焊盤界面為陰極;下圖電子從芯片流向基板.由圖可知,銅柱凸點互連的主要失效模式有Cu焊盤溶解消耗、焊料完全合金化成Cu3Sn、陰極鎳鍍層侵蝕和層狀空洞4種.

在熱電耦合應(yīng)力下,普遍存在銅焊盤的極性溶解消耗,陰極銅焊盤溶解速率快于陽極.如圖4(a)所示,陰極銅焊盤已被完全消耗侵蝕,陽極Cu焊盤從初始的6.5μm減小到3μm,這與原子的電遷移和熱遷移方向相關(guān)[13].圖5為熱電耦合下原子的熱遷移和電遷移方向示意圖,e?表示電子.由圖3的紅外分析可知,銅柱凸點內(nèi)部原子熱遷移從銅焊盤指向銅柱方向,當Cu焊盤位于陰極時,原子熱遷移方向與電遷移方向相同,熱遷移進一步加劇了電遷移,促進Cu焊盤快速溶解并與Cu6Sn5化合生成Cu3Sn層;當Cu焊盤位于陽極時,原子電遷移與熱遷移方向相反,一定程度上抑制了Cu焊盤的溶解以及Cu3Sn的生成,從而導(dǎo)致銅焊盤溶解消耗的極性差異.圖4中,Cu6Sn5的轉(zhuǎn)化程度與電流密度正相關(guān),當電流密度達3×104A/cm2時,焊料內(nèi)Cu6Sn5合金已全部轉(zhuǎn)化成Cu3Sn.

圖4中,在熱電耦合應(yīng)力驅(qū)動下,Cu3Sn的快速生長主要與電流密度、極性以及反應(yīng)界面金屬原子(如Sn,Cu)的數(shù)量有關(guān).在傳統(tǒng)焊料凸點結(jié)構(gòu)中,由于具有足夠的Cu原子和Sn原子,Cu6Sn5化合物層通常呈連續(xù)生長,且IMC厚度與時間的平方根呈線性關(guān)系.然而,在銅柱凸點結(jié)構(gòu)中,焊料帽厚度僅約10μm,Sn基焊料占比較少,而Cu原子數(shù)量足夠[14].在電子風力作用下,首先Cu原子快速往焊接界面一側(cè)遷移,在Sn原子數(shù)量受限的銅柱凸點互連結(jié)構(gòu)中,由于Sn原子的缺失以及Cu原子的富余,且在熱電應(yīng)力下Cu3Sn的激活能低于Cu6Sn5[2],導(dǎo)致Cu6Sn5與遷移的Cu原子快速化合生成Cu3Sn,直至Cu6Sn5被完全消耗.這一階段Cu6Sn5厚度隨時間延長而快速減小,Cu3Sn厚度隨時間延長而快速增加,其生長方向為從基板銅焊盤側(cè)往銅柱方向,不同于傳統(tǒng)焊料凸點中的IMC層陽極極性生長.這是因為銅柱結(jié)構(gòu)凸點中受有限焊料量以及Ni阻擋層的影響,僅有Cu焊盤側(cè)能提供足夠Cu原子供Cu3Sn生長.此外,由圖4可知,受電子風力對Cu原子遷移作用的影響,Cu3Sn的生長速率與電流密度呈正比,電流越大,Cu3Sn合金化越嚴重,且當電子流向焊料一側(cè)時,將加速Cu原子的遷移以及Cu3Sn的生長.圖6所示為150°C,2.5×104A/cm2下經(jīng)歷2.5 h后陰、陽極的鎳層微觀形貌圖.圖6(a)中,電子從銅柱流向基板,Ni層為陰極界面,Ni和Cu在Sn焊料中的有效電荷數(shù)分別為?3.5和?8,在電子流的作用下,陰極的Ni原子會向陽極焊料端移動,但由于Ni在Sn中的固溶度僅有0.005 at.%,且擴散速率很小(160°C時為5.4×10?9cm2/s)[15,16],因此,Ni原子在移動到靠近鎳鍍層一側(cè)的焊接界面即以化合物的形式析出,能譜分析(EDS)標定為(CuxNiy)6Sn5三元合金,當界面局部區(qū)域的Ni阻擋層被完全溶解消耗后,在Cu/焊料界面產(chǎn)生潰口,由于缺少Ni層的阻擋,在熱電耦合應(yīng)力下,潰口部位的銅柱迅速被侵蝕轉(zhuǎn)化成(Cux,Niy)6Sn5和Cu3Sn合金,并在界面形成層狀空洞.此時,化合物的形成機理與Sn,Cu界面相一致,產(chǎn)生層狀空洞的原因與化合物生成過程中的體積收縮有關(guān).圖6(b)中,當電子從基板流向銅柱,Ni層為陽極界面,除了界面因IMC生長而消耗的鎳層外,Ni層整體依舊保持層狀形貌,未觀察到局部的鎳層侵蝕和潰口,Ni/Cu界面亦結(jié)合良好.由此可見,鎳層的溶解消耗具有顯著的極性效應(yīng).

圖4 不同電流密度下銅柱凸點互連失效SEM圖(100°C) (a)3×104A/cm2;(b)2.5×104A/cm2;(c)2×104A/cm2Fig.4.Failure modes of Cu pillars interconnection under different current density(100 °C):(a)3× 104A/cm2;(b)2.5×104A/cm2;(c)2×104A/cm2.

圖5 熱電應(yīng)力下原子的熱遷移和電遷移方向示意圖Fig.5.Schematic diagram of thermal migration and electromigration of atoms under thermoelectricity stress.

圖6 銅柱鎳層經(jīng)歷熱電應(yīng)力后的微觀形貌 (a)陰極界面鎳鍍層形貌;(b)陽極界面鎳鍍層形貌Fig.6.Microstructure of Nickel layer after thermoelectricity stress:(a)Ni plating at cathode interface;(b)Ni plating at anode interface.

3.2 IMC層生長機制及界面行為

為進一步對比分析高溫應(yīng)力和熱電耦合應(yīng)力下銅柱凸點IMC層的生長行為,圖7給出了經(jīng)歷1700 h后的銅柱凸點焊接界面的SEM形貌圖.通過對比分析發(fā)現(xiàn),在熱電應(yīng)力下,Sn焊料已被完全消耗,IMC層完全轉(zhuǎn)化為Cu3Sn合金,且存在明顯層狀空洞;而高溫應(yīng)力下,僅見銅焊盤側(cè)Cu6Sn5合金的層狀生長以及少量Cu3Sn合金,未見層狀空洞.研究顯示,Cu3Sn在高溫老化和電流應(yīng)力下的激活能分別為1.18和0.45 eV[17],表明電流應(yīng)力相比溫度應(yīng)力對銅凸點互連內(nèi)部原子遷移和IMC層的生長行為影響更為顯著[18],Cu原子的遷移受到電子風力的驅(qū)動,改變了凸點中IMC層的主生長機制,由熱擴散主導(dǎo)轉(zhuǎn)變?yōu)殡娏鲬?yīng)力主導(dǎo);另一方面電流應(yīng)力產(chǎn)生的焦耳熱與125°C的環(huán)境溫度疊加,進一步提升了凸點溫度,加快原子的擴散速率,相比高溫老化應(yīng)力,將加速IMC層的生長,Meinshausen等[19]的研究印證了這一點.此外,Gu和Chan[20]的研究表明,在熱電耦合應(yīng)力下,當互連結(jié)構(gòu)內(nèi)部溫度梯度小于527°C/cm時,電流應(yīng)力起主導(dǎo)作用,而電流應(yīng)力的影響主要來源于電遷移和焦耳熱的綜合作用機制.

圖7 高溫及熱電應(yīng)力下銅柱凸點IMC層顯微形貌對比 (a)125°C,1700 h;(b)125°C,2.5×104A/cm2,1700 hFig.7.IMC layer contrast chart of Cu pillar under high temperature and thermoelectricity stress:(a)125°C,1700 h;(b)125°C,2.5×104A/cm2,1700 h.

圖8所示為熱電應(yīng)力下銅柱凸點結(jié)構(gòu)內(nèi)部形成的典型空洞形貌,從圖中可觀察到3種類型的空洞,分別是焊料內(nèi)部的微空洞、Cu/Cu3Sn界面的Kirkendall空洞以及焊接界面的空洞狀裂紋.微空洞呈長條形,非工藝過程中常見的圓形空洞,其形成機理為焊料固態(tài)反應(yīng)生成IMC過程中產(chǎn)生的體積收縮.由于固-固反應(yīng)導(dǎo)致的體積收縮量較難通過實測驗證,通常采用理論計算獲得.當Cu6Sn5和Cu3Sn分別由(1)和(2)式生成時,對應(yīng)的理論尺寸變化系數(shù)分別為?0.017和?0.092[21],以圖8(a)為例,Cu3Sn厚度為13.3μm,與理論尺寸變化系數(shù)相乘后得到的尺寸收縮值為1.22μm,實測Cu3Sn合金界面的長條狀微空洞高度為1.19μm,與理論計算值符合較好,進一步證實銅柱凸點中Cu3Sn生長的主要機理是Cu6Sn5的轉(zhuǎn)換消耗.體積收縮會在焊接界面產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力,Song等[21]的研究發(fā)現(xiàn),體積收縮在焊料、Cu焊盤以及Cu3Sn界面層產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力分別為60—120 MPa,40—120 MPa和0.80—1.54 GPa,從而導(dǎo)致焊料組織結(jié)構(gòu)變化,并最終在Cu3Sn界面層形成裂紋,使內(nèi)應(yīng)力得以釋放.

圖8中,Kirkendall空洞主要出現(xiàn)在cu/Cu3Sn界面,但密度不大,數(shù)量不多,形成機理主要與Cu/Cu3Sn界面中Cu,Sn原子互擴散不均勻?qū)е碌目瘴焕鄯e有關(guān)[22,23].表1所列為Cu,Sn原子在IMC中的擴散通量,JEM表示電遷移引起的擴散通量,JChem為化學勢引起的擴散通量,JTotal為總擴散通量.由表1可知,在電應(yīng)力條件下,Cu原子在Cu3Sn中的擴散系數(shù)比Sn原子大3個數(shù)量級,而熱電應(yīng)力條件下的總擴散系數(shù)也大2個數(shù)量級.因而,隨著應(yīng)力時間的增加,擴散的Sn原子不足以填補Cu原子擴散后留下的空位,從而在Cu焊盤界面因空位累積而形成Kirkendall空洞,當焊接界面形成層狀空洞并逐漸擴展占據(jù)Cu/Cu3Sn結(jié)合界面時,互連結(jié)構(gòu)的局部開路會使得互連電阻上升,封裝體內(nèi)焦耳熱增加,空洞擴展速率加快,直到引起開路失效.

圖8 熱電應(yīng)力下銅柱凸點互連界面的空洞形貌Fig.8.Voids morphologies of Cu pillar soldering interface under thermoelectricity stress.

表1 Cu-Sn原子在IMC中的擴散通量[22]Table 1.Diffusion fl ux of Cu-Sn atoms in IMC layer[22].

3.3 電性能及顯微組織演變

圖9所示分別為不同溫度和電流應(yīng)力下銅柱凸點互連電阻隨時間的變化趨勢.由圖可見,在初始施加熱電應(yīng)力后的較長時間,互連電阻值幾乎保持不變,隨后阻值緩慢增加,最后在短時間內(nèi)阻值快速增加并導(dǎo)致開路失效.失效前的孕育時間與電流密度和溫度密切相關(guān),受電流密度影響更大.圖10分別為初始態(tài)、2 h以及1700 h熱電應(yīng)力實驗后銅柱凸點焊接界面的微觀組織形貌.初始階段,Cu焊盤側(cè)焊接界面為扇貝狀Cu6Sn5合金;2 h熱電應(yīng)力后,Sn焊料基本合金化為Cu6Sn5,且在Cu6Sn5和Cu焊盤之間出現(xiàn)層狀Cu3Sn合金生長;1700 h后,Cu6Sn5完全合金化為Cu3Sn.對圖4、圖9和圖10進行綜合分析可知,在熱電耦合應(yīng)力作用下,銅柱凸點互連結(jié)構(gòu)的組織演變以及失效過程可分為3個階段[10]:第1階段,Cu6Sn5化合物隨熱電應(yīng)力時間增加而快速生長,直至Sn焊料完全消耗,由于Cu6Sn5合金的電阻率相比SnAg焊料增加較小,因而此階段的互連電阻增加緩慢;第2階段,由于Sn焊料的缺失,在電子風力作用下,Cu原子與Cu6Sn5化合,生成Cu3Sn相,直至Cu6Sn5完全消耗,伴隨著微空洞和Kirkendall空洞的產(chǎn)生,此階段互連電阻上升幅度加快;第3階段,空洞持續(xù)增大,互連接觸面積減小,互連電阻快速增加,焦耳熱進一步上升,裂紋持續(xù)擴展,最終發(fā)生開裂失效.從電阻變化趨勢可見,第1和第2階段時間最長,因為電遷移下IMC生長、轉(zhuǎn)換及空洞形成前期需要一個長期的成核和生長過程.

圖9 不同應(yīng)力下銅柱凸點互連電阻隨時間的變化Fig.9.Interconnection resistance of Cu pillar versus time curve under different stresses.

圖10 熱電應(yīng)力下銅柱凸點界面微觀組織演變 (a)初始態(tài);(b)150°C,2.5×104A/cm2,2 h;(c)125°C,2.5×104A/cm2,1700 hFig.10. Microstructure evolution photograph of Cu pillar soldering interface under thermoelectricity stresses:(a)Initial state;(b)150°C,2.5×104A/cm2,2 h;(c)125°C,2.5×104A/cm2,1700 h.

3.4 基于威布爾分布的銅柱凸點壽命分布擬合

基于互連電阻監(jiān)測結(jié)果,對熱電加速應(yīng)力條件下的銅柱凸點互連失效時間進行威布爾分布擬合,圖11所示為擬合所得的銅柱凸點互連壽命分布曲線.由圖可知,在熱電加速應(yīng)力條件下,銅柱凸點互連加速壽命較好地服從兩參數(shù)威布爾分布,形狀參數(shù)為7.78,為典型的累積耗損失效特征.進一步基于壽命分布曲線,建立了加速系數(shù)與加速應(yīng)力的關(guān)系,獲得308 K,0.2 A的使用應(yīng)力條件下,銅柱凸點互連的平均壽命為95697 h,約10.9 a.

圖11 熱電應(yīng)力下銅柱凸點互連壽命分布曲線Fig.11.Weibull Life distribution curve of Cu pillaer interconnection under thermoelectricity stresses.

4 結(jié) 論

1)熱電應(yīng)力下,銅柱凸點互連主要存在Cu焊盤溶解消耗、焊料完全合金化成Cu3Sn、陰極鎳鍍層消耗和層狀空洞4種失效模式.基板側(cè)Cu焊盤和銅柱側(cè)Ni鍍層的溶解消耗存在極性效應(yīng),當Cu焊盤位于陰極時,電遷移方向與熱遷移方向相同,加速Cu焊盤的溶解以及Cu3Sn生長.

2)結(jié)合微觀形貌分析、EDS成分標定和體積收縮理論計算結(jié)果發(fā)現(xiàn),由于銅凸點互連界面Sn原子數(shù)量不足,內(nèi)部Cu3Sn的主要生長機制為Cu6Sn5的轉(zhuǎn)化,其轉(zhuǎn)化速率與電流密度正相關(guān).

3)當電子從銅柱流向基板,Ni層為陰極界面時,電遷移促進了Ni層的消耗,并在靠近Ni層一側(cè)焊接界面以(Cux,Niy)6Sn5化合物形式析出,當Ni阻擋層被侵蝕消耗產(chǎn)生局部潰口后,潰口部位的銅柱迅速被侵蝕轉(zhuǎn)化成(Cux,Niy)6Sn5和Cu3Sn合金.

4)單一高溫應(yīng)力下,熱擴散主導(dǎo)的固-固界面反應(yīng)較為溫和,銅凸點互連界面在125°C經(jīng)歷1700 h時效后,僅觀察到Cu6Sn5合金的層狀生長以及少量Cu3Sn合金生長,未見空洞、裂紋等失效發(fā)生.而在熱電應(yīng)力下,Sn焊料已被完全消耗,IMC層完全轉(zhuǎn)化為Cu3Sn合金,且存在明顯的層狀空洞,熱電耦合應(yīng)力相比高溫應(yīng)力極大地促進了Cu原子的遷移和Cu3Sn的生長.

5)銅柱凸點在熱電應(yīng)力下的界面行為可分為Cu6Sn5生長和Sn焊料消耗、Cu6Sn5轉(zhuǎn)化和Cu3Sn快速生長、空洞形成及裂紋擴展3個階段.銅柱凸點互連壽命較好地服從2參數(shù)威布爾分布,形狀參數(shù)為7.78,為典型的累積耗損失效特征.

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