Cu核微焊点界面显微组织及拉伸力学性能研究

江山　姚宗湘　左存果　尹立孟　田佳俊　刘杰

摘要：借助扫描电镜（SEM）、动态力学分析仪（DMA）等手段，对比研究Cu核微焊点和无核微焊点的界面显微组织演变及拉伸力学性能。结果发现，Cu核的加入使界面数量由2个变为4个，界面金属间化合物（IMC）的种类及形貌发生变化。无核微焊点的界面化合物主要为平面状Cu6Sn5;Cu核加入后，铜丝与钎料之间化合物主要为扇贝状Cu6Sn5，由于镀镍层的存在，在Cu核与钎料之间的界面化合物以（Cux，Ni1-x）6Sn5为主。通过拉伸及断口形貌分析发现，Cu核微焊点的拉伸强度显著高于无核微焊点。无核微焊点断口处存在大量河流状花样、撕裂棱及韧窝，表现出经典的准解理断裂特征;而Cu核微焊点断口处存在大量韧窝，断裂模式接近韧性断裂。

关键词：Cu核微焊点;界面显微组织;金属间化合物;拉伸性能;断口形貌

中图分类号：TG407 文献标志码：A 文章编号：1001-2303（2020）02-0030-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.02.06

0 前言

随着微电子产品从毫米级向纳米级方向发展，微互连焊点工作条件日益严苛。焊点在电子封装中主要起着机械支撑、电气连接和热交换的作用[1-2]。为保证产品需求，微互连焊点趋向极小化和高密度化，而焊点尺寸的变化以及元器件服役过程中受到外力作用，导致焊点的机械性能可能发生显著变化，从而降低其可靠性[3-4]。若采用传统的焊锡球进行钎焊，焊球因多次受热将发生重熔，并在电子元器件质量作用下发生较大变形甚至溃散，从而导致封装空间变窄，甚至焊点与零件之间发生粘连而引发短路等问题[5-6]。为此，千住金属工业[7]基于铜熔点较高（约1 080 ℃）、导电性良好、电阻率低[8]等优点，提出了采用铜核球的方案[9-10]。Chen和Lin[11]采用共晶Pb-Sn合金制备铜核微焊点，研究了铜核/钎料界面的金属间化合物（Intermetallic compound，IMC），结果表明随着铜核尺寸的增加，界面IMC生长缓慢，铜核微焊点的力学性能较好。王建华、孟工戈等人[12]研究了传统SAC305/Cu微焊点界面金属间化合物生长速率，发现焊点尺寸由小变大，界面IMC层厚度变薄，IMC的生长速率变小。Kim[13]等人采用推拉球试验和剪切测试研究了铜核微焊点的断裂强度和断裂模式，发现采用铜核微焊点的剪切强度均高于采用SAC305钎料微焊点的。界面IMC的形貌及厚度对铜核微焊点性能具有非常关键的影响。目前，关于Cu核焊点的研究主要集中在剪切性能方面，而在实际服役过程中焊点除受到剪切力作用外，还可能受到拉伸力作用。而对Cu核复合微焊点界面IMC生长形貌以及组织性能的研究报道相对较少。因此，本文对比分析了Cu核微焊点与无核微焊点界面IMC显微组织及拉伸失效行为的异同，探究了Cu核微焊点拉伸力学性能优于无核微焊点的微观机理，为Cu核微焊点的进一步应用提供科学支撑与参考。

1 试验方法

试验采用直径600 μm的T2纯铜铜丝、Sn-3.0Ag-0.5Cu（简称SAC305）无铅钎料和直径350 μm的镀镍铜核球，自制夹具制备出高度为550 μm的“Cu/Cu-core+solder/Cu”铜核复合微焊点和“Cu/solder/Cu”无核微焊点，如图1所示，微焊点最终长度控制在约60 mm。

钎焊前，采用线切割将铜丝切成长度30 mm铜棒后矫直，用1 000 CW细砂纸磨平端面，然后采用浓度5%的稀硫酸溶液去除表面氧化膜。将处理后的铜丝、钎料、铜核球固定在V形槽夹具中，铜核居于两铜丝中间并保持对中，将固定好的结构与夹具放入封闭式电阻炉中进行加热。钎焊温度控制在钎料熔点温度10～20 ℃以上，助焊剂为5%ZnCl2活性剂的松香酒精溶液。钎料完全熔化后，通过液态钎料的流动性自动填满钎焊间隙，并将铜核球完全包裹在液态钎料中，钎焊结束后焊点空冷至室温。

将焊点进行冷镶嵌制备金相试样。依次使用800～2 000 CW金相砂纸由粗到细对其进行打磨，用颗粒度0.5 μm的金刚石抛光剂抛光，再放入5%HNO3+95%C2H5OH（体积分数）溶液腐蚀后观察焊点显微组织。通过Image-pro软件测量界面IMC厚度，用1 500 CW砂纸精细磨平焊点后进行拉伸试验。微拉伸试验采用DMA Q800设备，温度设定为室温;加载模式选择控制力模式（controlled force mode），加载速率设置为1 N/min（可视为准静态）。两种焊点的拉伸试验分别重复3次，求取所得数据平均值。在SEM扫描电镜下观察断口形貌，分析两种焊点的拉伸失效行为。

2 结果与讨论

2.1 界面对比及IMC成分分析

两种微焊点截面示意如图2所示。

“Cu/solder/Cu”无核微焊点钎料两侧各有一个“Cu基/solder”界面，如图2a所示。加入铜核后，除了两个“Cu基/solder”界面外，铜核两侧各增加一个新的界面（见图2b），即“Cu核/solder”界面，微焊点界面增加到4个。同时，Cu核的加入使微焊点中Sn基钎料占比减少，Cu原子数量增加，使得Sn原子缺失，Cu原子富余，導致界面IMC发生较大变化，从而表现出与无核微焊点界面IMC不同的生长规律。

文献[14-15]研究表明，微互连焊点的可靠性与IMC有关。由于IMC是一种脆性相，过厚会导致焊点的力学性能降低甚至发生疲劳失效。铜核微焊点中存在“Cu基/solder”界面和“Cu核/solder”界面，对界面IMC的研究可以从两方面进行：一是两类界面中元素及成分的区别;二是两类界面外观形貌以及厚度的变化。

“Cu基/solder”界面IMC的能谱图如图3所示（打点位置在图中标出，图4亦同），其中w（Sn）为60.91%，w（Cu）为37.68%，含量比值约为39∶61，在Sn、Cu化合物中，Cu6Sn5与能谱分析得到的元素比值相符，由此推断“Cu/solder”界面IMC为Cu6Sn5。“Cu核/solder”界面IMC的能谱图如图4所示，镀Ni层的存在使界面IMC以Cu、Sn、Ni形成的三元化合物为主，通过EDS能谱分析可知，w（Cu+Ni）与w（Sn）比值为34∶65，介于（Nix，Cu1-x）3Sn4和（Cux，Ni1-x）6Sn5中（Cu+Ni）与Sn的比例之间，但更接近于后者。因此可以认为，“Cu核/solder”界面IMC主要为（Cux，Ni1-x）6Sn5。

2.2 界面IMC形貌及厚度

使用SEM扫描电镜对无核微焊点进行扫描分析，“Cu基/solder”界面IMC形貌如图5所示，无核微焊点界面IMC形貌呈平面状，平均厚度为6.30 μm。SAC305钎料中的Sn元素与基板上的Cu元素相互扩散，原先的金属键Cu-Cu键和Sn-Sn键断裂形成键能更强、自由能降低的Sn-Cu键，扩散的原子重结晶形成Cu6Sn5。在该过程中，“Cu/solder/Cu”无核微焊点由于钎料所占体积相对较大，钎焊过程中元素浓度不易达到饱和状态，且浓度梯度小，相互扩散速度慢。由图5可知，在钎料侧仍存在少量Cu6Sn5，这是由于铜丝中的Cu元素在钎焊过程中因浓度梯度扩散至钎料侧，与钎料中原有的Cu元素共同形成的。

铜核复合微焊点界面IMC形貌如图6所示，其形成同样是通过元素扩散完成的。在“Cu基/solder”界面，IMC近似呈扇贝状，平均厚度约为7.60 μm，高于无核微焊点。Cu核复合微焊点中，钎料占比相对减小，元素之间浓度梯度大，导致扩散速度快，因此IMC层较厚。在“Cu核/solder”界面，IMC近似呈平面状，平均厚度为2.75 μm，显著小于“Cu/solder”界面IMC厚度。文献[12]研究表明，镀Ni层对微焊点界面IMC的生长有明显的抑制作用，Ni元素能够防止Sn向铜核中扩散而形成过厚的IMC，即降低了界面IMC的生长速率，最终使得界面层变薄。

2.3 微焊点拉伸强度及断口形貌

通过DMA动态分析仪测量得到两种微焊点的拉伸强度，如表1所示，绘制应力-应变曲线，如图7所示。

通过比较表1、图7发现，铜核复合微焊点平均抗拉强度（58.64 MPa）大于无核微焊点（42.33 MPa），差值为16.31 MPa。其原因是铜核对整个微焊点起着约束作用，相同尺寸下，无核微焊点内部存在的微缺陷和杂质相对更多，当进行拉伸时，焊点内部位错受到单向拉伸应力的影响发生聚集，而不同缺陷处的焊点受到的应力状态发生改变，应力集中于缺陷处，导致焊点内部出现微裂纹;微裂纹的扩展最终导致焊点宏观断裂，微焊点拉伸强度降低。而在铜核复合微焊点中，一部分钎料被高质量铜核所替代，其内部缺陷较小，受到的约束作用较大，从而表现出较大的拉伸断裂强度。铜核的加入适当增加了微焊点界面IMC的厚度，与致密的（Cux，Ni1-x）6Sn5化合物共同作用，提高了整个焊点的抗拉强度。

通过扫描电镜分析两种微焊点拉断后的断口形貌，如图8所示。

图8a为无核微焊点的拉伸断口形貌，断口中存在大量河流状花样撕裂棱，且断面处可见少量大小不等的圆形或椭圆形韧窝及纤维区，被撕裂棱分隔开，表现出与韧性断裂和脆性断裂相似的混合断裂特征，称为准解理断裂。同时，在无核焊点的断口端面存在一定量的微孔，从而在拉伸过程中造成应力集中，产生裂纹，降低焊点拉伸强度。图8b为Cu核复合微焊点的拉伸断口形貌，断裂模式为接近韧性断裂，虽然断口中也存在撕裂棱，但可观察到大量体积大、均匀分布的韧窝，并有微孔夹杂存在。这种结构使得焊点抗拉伸性能更为优异。在韧性断裂中，韧窝的形成机理为空洞聚集，即显微空洞生核、长大、聚集直至断裂，材料内部分离形成空洞，在滑移作用下空洞逐渐长大并与其他空洞相连接形成韧窝状断口。在拉伸试验中，拉伸应力是单向应力状态，但是材料中的缺陷会改变该处的应力状态，从而偏离原本的应力方向。这就导致焊点不同部位的断裂方式不同。

3 结论

（1）铜核的加入使IMC的界面由2个增加至4个，即在铜核两侧各增加一个新的“Cu core-solder”界面。

（2）IMC在不同界面的化学组分不同，“Cu-solder”界面的IMC为Cu6Sn5，“Cu core-solder”界面因鍍镍层的存在，IMC以（Cux，Ni1-x）6Sn5为主。

（3）在不同焊点中，IMC形貌、厚度存在差异。“Cu基/solder”界面IMC的外观形貌由平面状（无核焊点）转变为扇贝状（铜核焊点），IMC平均厚度由6.30 μm增加到7.60 μm。在“Cu核/solder”界面，界面化合物呈锯齿状，IMC平均厚度为2.75 μm。

（4）当焊点尺寸相同时，Cu核微焊点平均抗拉强度值大于无核微焊点的，差值为16.31 MPa。无核微焊点的断裂模式为准解理断裂，Cu核复合微焊点的断裂模式接近韧性断裂。

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