金属学报(中文版)  2018 , 54 (7): 1077-1086 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00426

倒装芯片无铅凸点β-Sn晶粒取向与电迁移交互作用

黄明亮, 孙洪羽

大连理工大学材料科学与工程学院 先进连接技术辽宁省重点实验室 大连 116024

Interaction Between β-Sn Grain Orientation and Electromigration Behavior in Flip-Chip Lead-Free Solder Bumps

HUANG Mingliang, SUN Hongyu

Key Laboratory of Liaoning Advanced Welding and Joining Technology, School of Materials Science and Engineering, Dalian University of Technology, Dalian 116024, China

中图分类号:  TN405

文章编号:  0412-1961(2018)07-1077-10

通讯作者:  通讯作者 黄明亮,huang@dlut.edu.cn,主要从事电子封装微互连技术研究

收稿日期: 2017-10-13

网络出版日期:  2018-07-11

版权声明:  2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  国家自然科学基金项目Nos.51475072、51511140289和51671046,中央高校基本科研业务费项目No.DUT17ZD202

作者简介:

作者简介 黄明亮,男,1970年生,教授,博士

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摘要

采用原位电迁移实验研究了在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P无铅凸点中β-Sn晶粒取向对金属间化合物(IMC)的聚集析出机制、阴极Ni芯片侧(UBM)溶解行为、电迁移失效机制以及电迁移驱动下β-Sn晶粒的旋转滑移机制的影响。原位观察发现,电迁移过程中(Ni, Cu)3Sn4类型IMC在凸点中仅沿着β-Sn晶粒的c轴方向析出,且倾向于在θ角(β-Sn晶粒的c轴与电子流动方向之间的夹角)较小的晶粒内析出;同时,阳极附近观察到β-Sn挤出现象,即凸点出现应力松弛。建立了阴极Ni UBM溶解量与β-Sn晶粒取向的关系模型:β-Sn晶粒取向决定阴极Ni UBM的溶解量,即当θ角很小时,Ni UBM会出现明显溶解;当θ角增大时,Ni UBM的溶解受到抑制,该模型与实验值基本吻合。电迁移导致β-Sn晶粒发生旋转滑移,认为是由于不同取向的相邻β-Sn晶粒中电迁移导致的空位通量不同,从而导致阳极晶界处于空位的过饱和,阴极晶界处于空位的未饱和状态,并促使空位沿着晶界出入于自由表面,最终在垂直方向上会产生空位梯度,由沿晶界的空位梯度对应的应力梯度产生的力矩使β-Sn晶粒发生旋转滑移。

关键词: 电迁移 ; β-Sn; ; 各向异性 ; 阴极溶解 ; IMC析出 ; 晶粒旋转

Abstract

With the increasing demands for miniaturization, the electromigration (EM)-induced failure by diffusion anisotropy in β-Sn is expected to be more serious than that induced by local current crowding effect, especially with the downsizing of solder bumps. In this work, the effects of Sn grain orientation on intermetallic compound (IMC) precipitation, dissolution of Ni under bump metallurgy (UBM) at the cathode, EM failure mechanism as well as the EM-induced β-Sn grain rotation in Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P flip-chip interconnects undergoing solid-solid EM under a current density of 1.0×104 A/cm2 at 150 ℃ were in situ studied. (Ni, Cu)3Sn4-type IMCs precipitated in these β-Sn grains with a small angle θ (between the c-axis of Sn grain and electron flow direction), i.e., along the c-axis of β-Sn grains. Stress relaxation, squeezing β-Sn whiskers near the anode, was also observed during EM. A mathematical model on the relationship between the dissolution of Ni UBM and β-Sn grain orientation was proposed: when the c-axis of β-Sn grain is parallel to the electron flow direction, excessive dissolution of the cathode Ni UBM occurred due to the large diffusivity of Ni along the c-axis; when the c-axis of β-Sn grain is perpendicular to the electron flow direction, no evident dissolution of cathode Ni UBM occurred. The proposed model agreed well with the experimental results. EM-induced β-Sn grain rotation was attributed to the different vacancy fluxes caused by EM between adjacent grains of various grain orientation, when vacancies reached supersaturation and undersaturation at the interfaces of the anode and the cathode, respectively. Vacancy fluxes went through free surface along the interface, resulting in a normal vacancy concentration gradient. Accordingly, stress gradient produces a torque to rotate the β-Sn grain.

Keywords: electromigration ; β-Sn; ; anisotropy ; cathode dissolution ; IMC precipitation ; grain rotation

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黄明亮, 孙洪羽. 倒装芯片无铅凸点β-Sn晶粒取向与电迁移交互作用[J]. 金属学报(中文版), 2018, 54(7): 1077-1086 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00426

HUANG Mingliang, SUN Hongyu. Interaction Between β-Sn Grain Orientation and Electromigration Behavior in Flip-Chip Lead-Free Solder Bumps[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54(7): 1077-1086 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00426

电子产品向短、小、轻、薄的趋势发展,多芯片堆叠与三维系统封装互连等先进封装结构得到了迅速发展,微型化、高密度、高性能和高可靠性成为电子封装技术的主流方向。随着电子封装技术的飞速发展,凸点的尺寸持续减小到100 μm甚至仅几微米,通过单个微凸点的电流密度将显著增加,可能高达104~106 A/cm2数量级[1],这足以使凸点出现显著的电迁移失效[2,3,4,5]

微凸点材料一般为锡基合金,微型化的趋势使微凸点中可能仅包含数个甚至单个晶粒。例如Sn-Ag-Cu钎料在回流过程中就容易形成仅几个晶粒[6]β-Sn晶体为bcc结构(a=b=0.583 nm,c=0.318 nm),其电阻率、热膨胀系数、弹性模量、扩散系数、激活能等物理特性具有明显的各向异性特征,尤其是在扩散系数方面[7,8,9,10],在150 ℃下Ni沿着β-Sn晶粒c轴的扩散系数是沿着a轴的3×104倍,表现出明显的扩散各向异性。

电迁移的本质是电场中金属原子在运动电子的碰撞下发生的定向迁移运动。由于溶质原子在β-Sn中的扩散系数受晶粒取向的影响,即具有明显的各向异性特征,所以微凸点的电迁移行为与β-Sn晶粒取向密切相关。Lu等[11]发现,由于凸点阴极界面附近β-Sn晶粒的取向不同,凸点内同一界面便可表现出不同的失效模式。本课题组Huang等[12]发现Cu/Sn-9Zn/Ni线性焊点在230 ℃、1.0×104 A/cm2条件下,界面金属间化合物(IMC)的生长表现为“反极性效应”;Huang等[13]还发现电迁移过程中Cu/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Cu接头β-Sn晶粒取向对失效模式及IMC析出机制的作用规律,当阴极Cu原子沿β-Sn晶粒c轴扩散时扩散速率较快,失效模式表现为阴极Cu基板大量溶解失效,溶解的Cu原子向阳极扩散的过程中被阻碍在晶界上并最终以Cu6Sn5 IMC在快扩散β-Sn晶粒中析出;当阴极Cu原子沿β-Sn晶粒a轴扩散时扩散速率较慢,阴极Cu的溶解受到明显抑制,失效模式为阴极界面空洞裂纹扩展失效。对于β-Sn晶粒旋转,Harris等[14]在对Au薄膜热时效过程中观察到晶体的旋转,同时旋转程度在很大程度上取决于晶粒尺寸。Moldovan等[15]提出了一个生长理论:多晶材料中晶粒旋转将导致晶粒合并。Lloyd[16]报道了电迁移导致Sn导体电阻下降的现象,发现Si晶圆上沉积的Sn薄膜在直流电通电过程中电阻最大降低了12.8%;然而,采用等效的交流电或相同温度下长时间时效均未产生这种电阻下降效果。这表明Sn电阻下降现象并非单纯由热激活引起,而是由Sn晶粒的微观组织重新排布所引起。Wu等[17,18]研究发现电迁移后β-Sn电阻下降了10%,并认为这种电阻下降是由于β-Sn晶粒为减小电阻重新排布引起的,电迁移过程中β-Sn晶粒出现旋转滑移现象,但并不是所有的晶粒在电迁移过程中都会旋转,这不仅取决于它自身的晶向,还取决于其相邻晶粒的晶向。

目前,随着封装密度的增加,凸点尺寸不断减少,使相同服役条件下每个凸点承受的电流密度急剧增加,其服役行为与可靠性将变得更加复杂,但是微凸点中β-Sn晶粒取向与电迁移的交互作用机制尚不完善,亟需对其交互作用机制及失效模式进行深入研究。本工作原位研究了倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag0.5Cu/Ni-P无铅凸点中β-Sn晶粒取向与电迁移的交互作用:β-Sn晶粒取向对电迁移行为的作用规律以及电迁移作用下β-Sn晶粒的旋转滑移机制。

1 实验方法

电迁移样品采用倒装芯片封装结构,芯片尺寸为12 mm×12 mm×0.8 mm,底部基板尺寸为32 mm×23 mm×2.0 mm,芯片通过228个面阵列分布的凸点和基板实现良好焊接,最外侧单排凸点均为22个。焊球直径为300 μm,相邻凸点的间距为500 μm,回流焊后凸点的高度约为200 μm。图1为Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P凸点结构示意图,凸点下金属化层(under bump metallurgy,UBM)层为Ni,基板侧为化学镀Ni-P、Pd、浸金层(electroless nickel electroless palladium immersing gold,ENEPIG),开口直径分别为300和250 μm。芯片侧Ni UBM层厚度约6 μm,基板侧化学镀Ni-P层厚度约4.5 μm,P含量为15% (原子分数)。

图1   倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/ENEPIG无铅凸点结构示意图

Fig.1   Schematic of the Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/ENEPIG lead-free solder joint (ENEPIG—electroless nickel electroless palladium immersing gold, BT—bismaleimide triazine, PCB—printed circuit board, UBM—under bump metallurgy)

电迁移原位观察实验中,首先将最外排22个凸点研磨抛光至最大横截面。将试样放置于热导率较高的硅油中,使凸点温度稳定在(150±3) ℃。通过凸点的电流密度为1.0×104 A/cm2,通电时间分别为150、250、350和500 h。利用Supra 55扫描电子显微镜(SEM)和EPMA-1600电子探针(EPMA)对界面化合物的形貌及成分进行分析,利用SEM所配置的背散射电子衍射装置(EBSD)检测分析β-Sn晶粒的取向。利用Auto CAD软件对界面IMC的厚度进行测量。

定义θβ-Sn晶粒的c轴和电子流动方向之间的夹角。θ角可通过β-Sn晶胞的Euler角(φ1, Φ, φ2)和Cartesian坐标转变矩阵G的数学公式计算得到。利用下式可得到晶体坐标系[001]取向在参考坐标系中的坐标,进而求出夹角θ

2 实验结果

2.1 倒装芯片无铅凸点初始微观组织

图2为倒装芯片Ni-P/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni无铅凸点初始微观形貌,图2a为凸点整体形貌,Cu (chip)表示芯片侧的Cu引线,而Cu (PCB)表示印刷电路板(printed circuit board,PCB)侧的Cu焊盘。图2b和c分别为凸点芯片侧Ni/solder和基板侧Ni-P/solder界面。由图2b可见,芯片侧经2次回流后在Ni/solder界面处发生了界面IMC的脱落,EPMA分析可知Ni/solder界面未脱落和脱落的IMC成分分别为(Cu0.55Ni0.45)6Sn5和(Cu0.58Ni0.42)6Sn5;由图2c可见,基板侧经回流一次后在Ni-P/solder界面则未发生界面IMC脱落,界面IMC的成分为(Cu0.58Ni0.42)6Sn5。两侧界面IMC均很薄,芯片侧界面IMC略厚于基板侧。

图2   倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P无铅凸点回流后初始微观形貌

Fig.2   Cross-sectional micromorphologies of as-soldered flip chip lead-free solder joint
(a) macrograph (b) interface at the chip side (c) interface at the PCB side

2.2 凸点中电子从Ni UBM流向基体Ni-P

图3所示为1号凸点(从22个凸点中随机选取包含1~3个晶粒的凸点)在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下初始形貌和原位观察不同时间后的微观形貌及沿RD (轴向,rolling direction)方向的EBSD取向分布。将1号凸点的3个β-Sn晶粒分别命名为晶粒1、2和3。根据θ角的计算方法,可得晶粒1的θ为59.66°,即晶粒1的c轴和电子流动方向为大角度。晶粒2的θ为26.9°,晶粒3的θ为29.63°。凸点阴极侧β-Sn晶粒1对应的Ni UBM随电迁移时间的增加始终未出现明显的溶解现象,而阴极IMC/钎料界面出现不同程度的空洞裂纹扩展以及阴极界面处钎料下凹。在晶粒2沿与晶粒1和晶粒3两侧晶界处观察到了β-Sn晶粒旋转滑移现象,即在垂直平面方向上,晶粒2阳极侧上凸而阴极侧下凹。

图3   1号倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P无铅凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下原位电迁移不同时间后的微观形貌及沿轴向的EBSD取向分布

Fig.3   Cross-sectional micromorphologies of No.1 flip chip lead-free solder joint after electromigration at 150 ℃ under the current density of 1.0×104 A/cm2 for 0 h (a), 150 h (b), 250 h (c), 350 h (d), 500 h (e) and the corresponding EBSD map in RD direction (f) (RD—rolling direction)

图4所示为2号凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下初始形貌和原位观察不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布。将2号凸点的2个β-Sn晶粒分别命名为晶粒1和2,对应的θ为35.92°和44.24°。与1号凸点的实验现象不同,当通电150 h时,凸点阴极侧Sn晶粒1对应的Ni UBM出现了溶解现象。随电迁移时间的增加,当通电时间为500 h时,阴极Ni UBM出现明显的溶解,并伴随着Cu引线的溶解,同时出现了阴极界面处钎料下凹、阳极电子出口处棒状Sn晶须(tin whisker)挤出的现象,凸点内晶粒2出现了旋转滑移现象,其晶界两侧呈现阳极侧上凸而阴极侧下凹的现象。

G=cosφ1cosφ2-sinφ1cosΦsinφ2sinφ1cosφ2+cosφ1cosΦsinφ2sinΦsinφ2-cosφ1sinφ2-sinφ1cosΦcosφ2-sinφ1sinφ2+cosφ1cosΦcosφ2sinΦcosφ2sinφ1sinΦ-cosφ1sinΦcosΦ1

图4   2号倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P无铅凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下原位电迁移不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布

Fig.4   Cross-sectional micromorphologies of No.2 flip chip lead-free solder joint after electromigration at 150 ℃ under the current density of 1.0×104 A/cm2 for 0 h (a), 150 h (b), 250 h (c), 350 h (d), 500 h (e) and the corresponding EBSD map in RD (f)

图5所示为3号凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下初始形貌和原位观察不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布。将3号凸点包含的3个β-Sn晶粒分别命名为晶粒1、2和3。根据θ角的计算方法,分别得到θ值为41.19°、33.22°和26.93°。当通电150 h时,β-Sn晶粒2对应的Ni UBM出现了明显溶解;而β-Sn晶粒1对应的Ni UBM并未观察到溶解;当通电250 h时,凸点阴极侧β-Sn晶粒1对应的Ni UBM出现了溶解现象,随电迁移时间的增加,阴极Ni UBM的溶解更加显著;当通电时间为500 h时,阴极Ni UBM出现明显的溶解,同时出现了阴极界面处钎料下凹现象,凸点内晶粒的晶界处出现了旋转滑移现象。晶粒2在垂直平面方向上呈现阳极侧上凸而阴极侧下凹的现象。

图5   3号倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P无铅凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下原位电迁移不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布

Fig.5   Cross-sectional micromorphologies of No.3 flip chip lead-free solder joint after electromigration at 150 ℃ under the current density of 1.0×104 A/cm2 for 0 h (a), 150 h (b), 250 h (c), 350 h (d), 500 h (e) and the corresponding EBSD map in RD (f)

图6所示为4号凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下初始形貌和原位观察不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布图。4号凸点整体为一个β-Sn晶粒,θ为19.29°,即β-Sn晶粒的c轴和电子流动方向接近平行,通电150 h时,阳极电子出口处出现了Sn晶须挤出的现象,此时阴极侧Ni UBM出现了明显溶解;随电迁移时间的增加,阴极Ni UBM的溶解更加显著,当通电时间为500 h时,阴极Ni UBM出现显著溶解。

图6   4号倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P无铅凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下原位电迁移不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布

Fig.6   Cross-sectional micromorphologies of No.4 flip chip lead-free solder joint after electromigration at 150 ℃ under the current density of 1.0×104 A/cm2 for 0 h (a), 150 h (b), 250 h (c), 350 h (d), 500 h (e) and the corresponding EBSD map in RD (f)

2.3 凸点中电子从基体Ni-P流向Ni UBM

图7所示为5号凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下初始形貌和原位观察不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布。从EBSD分析可知,凸点存在2个β-Sn晶粒分别命名为晶粒1和2,对应θ角分别为79.62°和74.51°,2个晶粒的角度差不大,均为大角度晶粒,即β-Sn晶粒的c轴与电子流动方向近乎垂直,此时Sn和Ni扩散通量近乎相等,Sn原子在电迁移作用下的自扩散作用显著,即Sn原子在电子风力的作用下比Ni原子优先扩散至阳极界面,导致阴极界面形成微空洞,并随通电时间的增加进一步扩展成裂纹。在凸点内部2个晶粒的晶界处发生晶粒旋转,在沿垂直平面方向上晶粒1在晶界处上凸而晶粒2在晶界处下凹。

图7   5号倒装芯片Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/Ni-P无铅凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下原位电迁移不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布

Fig.7   Cross-sectional micromorphologies of No.5 flip chip lead-free solder joint after electromigration at 150 ℃ under the current density of 1.0×104 A/cm2 for 0 h (a), 150 h (b), 250 h (c), 350 h (d), 500 h (e) and the corresponding EBSD map in RD (f)

图8所示为6号凸点在150 ℃、1.0×104 A/cm2条件下初始形貌和原位观察不同时间后的微观形貌及沿RD方向的EBSD取向分布。从EBSD分析可知,凸点包含3个β-Sn晶粒分别命名为晶粒1、2和3,对应θ角分别为85.07°、66.78°和72.8°。晶粒3对应的阴极Ni-P侧并未出现溶解现象,这是由于晶粒3为大角度晶粒,即晶粒3的c轴与电子流动方向近乎垂直,此时β-Sn和Ni扩散通量近乎相等,导致阴极界面形成微空洞,并随电迁移时间的增加而进一步扩展。在凸点内部,在晶粒2与晶粒3的晶界处发生旋转。在晶粒1与晶粒2之间,大量(Ni, Cu)3Sn4类型IMC在小角度晶粒2内析出,这是由于溶解的Ni原子向阳极扩散的过程中被阻碍在晶界上,最终以(Ni, Cu)3Sn4 IMC在快扩散β-Sn晶粒中析出。

   

Fig.8   Cross-sectional micromorphologies of No.6 flip chip lead-free solder joint after electromigration at 150 ℃ under the current density of 1.0×104 A/cm2 for 0 h (a), 150 h (b), 250 h (c), 350 h (d), 500 h (e) and the corresponding EBSD map in RD (f)

3 分析讨论

3.1 阴极Ni UBM溶解与β-Sn晶粒取向之间的关系模型

本质上来说,电迁移是金属原子在电场作用下产生的定向迁移扩散。原子扩散通量J定义为在单位时间内通过垂直于扩散方向的单位截面积的物质的通量,在固-固电迁移过程中,电迁移引起的扩散通量Jem表达式为[19]

Jem=CDkTeZ*ρSnj(2)

式中,D为扩散系数(m2/s),C是单位体积的原子溶度(atoms/m3),k为Boltzmann常数,e为原子电荷电量(C),Z*为Ni原子在β-Sn中的有效电荷数,ρSnβ-Sn的电阻率(Ωm),j为电流密度(A/cm2),T为温度。

表1所示,Ni原子在β-Sn中扩散具有明显的各向异性,例如在150 ℃时Ni原子沿β-Sn晶粒的c轴的扩散系数约是a轴的4×103倍。根据Shi和Huntington[20]的研究发现,Ni原子的扩散系数DNi与不同β-Sn晶粒取向的关系如下式所示:

DNi=DNiasin2θ+DNiccos2θ(3)

表1   β-Sn的各向异性参数[8,9,10]

Table 1   Anisotropic Properties of β-Sn[8,9,10]

AxisργED (150 ℃) / (cm2s-1)DT (150 ℃)
µΩcm10-6-1GPaAgCuNim2s-1
a13.2515.4522.95.60×10-111.99×10-73.85×10-98.70×10-13
c20.2730.5068.93.13×10-98.57×10-61.17×10-44.71×10-13

Note: ρ—resistivity, γ—coefficent of thermal expansion, E—Young's modulus, D—diffusivity, DT—self-diffusivity

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式中, DNiaDNic别为Ni原子沿着β-Sn的ac轴的扩散系数(m2/s)。由于DaDc,因此Dc-DaDc,式(3)可化简近似表达为:

DNi=DNia+DNiccos2θ(4)

因此迁移过程中Ni的电迁移扩散通量 JcathodeNi可表示为:

JcathodeNi=(DNia+DNiccos2θ)CNikTZ*eρSnj(5)

式中,CNi是单位体积的Ni原子溶度(atoms/m3)。

由于凸点芯片侧经历2次回流,在Ni UBM与钎料界面处生成了较厚的(Cu, Ni)6Sn5层,阻碍了Ni原子的自由扩散,从而使得Ni原子沿晶界扩散。有研究[21]表明,Cu6Sn5类型IMC的晶粒直径与IMC厚度之间有线性关系,且比例在1~2之间,假设AaAb分别表示由晶粒和晶界所占据的界面面积,总面积A可以表示为A=Aa+Abδ为Cu6Sn5类型IMC的相邻晶粒之间的平均晶界间距,l为Cu6Sn5类型IMC的厚度,SGb为Cu6Sn5类型IMC晶粒的晶界比率。如果N为整个界面区域的晶粒数目,则Aa可以表示为:

$A_{a}=N × \frac{3\sqrt{3}}{2}l^{2}$ (6)

Ab可以表示为:

Ab=N×62×l×δ=3lNδ(7)

因此SGb可以表示为:

$S_{Gb}=A_{b}/(A_{a}+A_{b})=\frac{1}{\sqrt{3}l/(2δ)+1}$ (8)

基于电迁移过程中Ni原子守恒定律,阴极Ni UBM溶解速率(dx/dt)和 JcathodeNi的关系可表示为:

dxdt=JcathodeNiNAΩ(9)

式中,NA为Avogadro常数(atoms/mol),Ω为Ni的摩尔体积(m3/mol),x为Ni UBM消耗厚度(m),t是电迁移时间(s)。将式(7)和(8)代入到式(9)中去,则式(9)可转化为:

dxdt=SGbCZ*kTeρSnjΩNADNia+SGbCZ*kTeρSnjΩNADNiccos2θ(10)

这里定义:

A=SGbCZ*kTeρSnjΩNADNia(11)

B=SGbCZ*kTeρSnjΩNADNic(12)

只需要计算出相应AB值,就可以得到dx/dt和cos2θ之间的定量关系。

表2列出计算AB所需的各个参数值,结合表1中Ni的扩散系数,可计算出AB分别为:1.42×10-16 m/s和4.32×10-12 m/s。由式(10)可知,阴极Ni UBM的消耗速率(dx/dt)和cos2θ呈线性关系,即当θ保持一定时,阴极Ni UBM消耗厚度和电迁移时间呈线性关系,Liu等[22]曾报道过阴极溶解量和电迁移时间呈正比的关系。则阴极Ni UBM溶解厚度可用下式表示:

xNi=At+Btcos2θ(13)

表2   计算用材料参数

Table 2   Parameters of the material used in the calculation

ParameterValneUnit
Z*[23]3.5-
CNi1.858×1024atomsm-3
T423K
i1.0×108Am-2
ρSn1.18×10-7Ωm
Ω6.6×10-6m3mol-1
l1.0μm
δ0.0125μm

Note: Z*—effective charge number, CNi—atomic concentration of Ni in per unit volume (atoms/m3), T—absolute temperature (K), i—current density (A/m2), ρSn—resistivity of tin (Ωm), l—thickness of (Cu, Ni)6Sn5 layer, δ—width of grain boundary of (Cu, Ni)6Sn5 grains

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当电迁移时间为350 h时,依据式(13)可计算出不同θ对应的Ni UBM消耗厚度。图9列出了Ni UBM溶解量(理论计算值和实验值)和θ的函数关系式。可以看出,模型计算值和实验值吻合得很好,其中出现的小的偏差可能是由于电流密度分布不均匀、Sn晶粒的电阻率或有效电荷数Z*造成的,据相关文献[20,21,22]报道,ρSnZ*均是与晶体取向有关的函数。为了简化模型,本计算模型将其视为定值。

图9   阴极Ni UBM消耗和q角的函数关系

Fig.9   The consumption of cathode Ni UBM as a function of angle q

3.2 电迁移作用下β-Sn晶粒沿晶界的旋转滑移机制

由于β-Sn具有明显的各向异性特征,不同晶体取向的相邻晶粒中电迁移所致的空位通量也存在差异,这个差异将导致阳极晶界处空位的过饱和以及阴极晶界处空位的未饱和状态。因为原位实验过程中无需对凸点表面进行磨抛处理,所以凸点的表面无应力,可以看成是空位的良好产生/湮灭处,具有平衡空位浓度,从而在凸点表面垂直方向上会产生空位梯度和通量,因此在晶粒的2个晶界处原子受到沿晶界向上或向下的力的作用。原子沿晶界的通量或扩散会导致晶粒旋转。

图10所示,假定3个β-Sn晶粒为简单理想几何体:中间位置为慢晶粒——晶粒2,其c轴指向电流方向j;上下两侧位置为快晶粒——晶粒1 (上)和晶粒3 (下),它们的a轴指向电流方向。电子从芯片侧流向PCB侧。因为晶粒沿ac轴的电阻和扩散能力不同,所以电子风效应以及快慢晶粒中对应的空位通量也将不同:

Jvc=CvDvckTeZ*ρSncj(14)

Jva=CvDvakTeZ*ρSnaj(15)

图10   倒装芯片Sn-3.0Ag-0.5Cu无铅凸点中电迁移致晶粒旋转示意图

Fig.10   Schematic of grain rotation caused by electromigration in a Sn-3.0Ag-0.5Cu flip chip lead-free solder joint(Jvc and Jva are the self-diffusion vacancy fluxes of Sn atoms along the c-axis and a-axis of Sn grain, respectively; v is vacancy)

式中, JvcJva分别为Sn原子沿β-Sn的c轴和a轴的自扩散空位通量; DvaDvc分别为Sn原子沿着β-Sn的ac轴的空位扩散系数,具体数值如表1所示; ρSna(20.27 μΩcm)和 ρSnc(13.25 μΩcm)分别为Sn沿着a轴和c轴的电阻率;Cv为单位体积空位浓度。电迁移下原子通量应与电子流向一样。然而,空位通量的方向为自下向上。图10中空位箭头方向向左表示空位从焊球表面向里侧运动,箭头方向向右表示空位由里侧向焊球表面运动。有效电荷数Z*可以看成是2个方向相同。电迁移是电子与扩散原子间的动量交换,在电迁移过程中,Z*为驱动力大小的量度。因为电迁移是电热综合效应,所以Z*DTρ有关[24,25]。由式(14)和(15)可以看出,因为 DvcρSnc< DvaρSna,自晶粒3开始,存在较大的空位通量通过晶界2,而通过晶界2流向晶粒2的通量较小。此较小的空位通量则继续穿过晶粒2到达晶界1。相应地,较大的空位通量离开晶界1进入晶粒1。在晶粒2中,晶界1处发生空位的消散(不饱和),晶界处对应着压力状态;另一方面,晶界2空位处于过饱和状态,晶界处对应着拉力状态。如图10所示,电子从芯片侧Cu引线流向PCB侧的Cu焊盘,晶粒2的上侧(阴极)处于拉力状态,下侧(阳极)处于压力状态,导致晶粒2沿着垂直平面方向上下旋转。

晶界处空位浓度的差异产生了应力的垂直梯度,最终晶界处每个原子都受到垂直应力。在晶界2处,应力方向向下(原子通量向下),而在晶界1处应力方向向上(原子通量向上),这对沿晶界存在的相反的应力产生了一个力矩,从而引起慢晶粒的旋转。Wu等[17]曾报道过纯Sn条中晶粒旋转是由电迁移引起的,并且驱动力为在给定电流方向时,当一个晶粒从一个高电阻的取向向低电阻取向旋转时电阻的下降。

4 结论

(1) 倒装芯片无铅凸点中电子从Ni UBM流向基板侧Ni-P时,阴极界面存在2种失效特征:阴极Ni UBM溶解失效和空洞裂纹扩展失效。这主要取决于β-Sn晶粒c轴和电子流动方向之间的夹角θ。当θ=0°时,表现为阴极Ni UBM的溶解失效;当θ=90°时,表现为阴极界面空洞裂纹扩展失效。建立了β-Sn晶粒取向与阴极Ni UBM溶解量的关系模型:β-Sn晶粒取向决定阴极Ni UBM的溶解量,模型预测值与实验值基本吻合。

(2) 倒装芯片无铅凸点中电子从基板侧Ni-P流向Ni UBM时,当β-Sn晶粒的θ角接近90° (β-Sn晶粒c轴与电子流动方向垂直),其失效模式表现为阴极界面空洞裂纹扩展失效,阴极Ni-P层未发生明显的溶解。在凸点内部,IMC为(Ni, Cu)3Sn4类型,在θ角较小的晶粒内析出,或沿着β-Sn晶粒的c轴方向析出,Ni原子沿着β-Sn晶粒不同方向扩散表现出显著的各向异性是凸点产生不同电迁移行为的本质原因。

(3) 电迁移导致倒装芯片无铅凸点在电子出口处产生压应力集中,并导致在附近区域出现Sn晶须挤出现象,发生应力松弛。

(4) 电迁移对β-Sn晶粒的旋转滑移产生驱动作用,导致了晶体取向不同的β-Sn晶粒在晶界处空位通量的差异,并促使空位沿着晶界出入于自由表面。沿晶界的空位梯度对应产生应力梯度。沿晶界存在的相反的应力产生了一个力矩,从而导致β-Sn晶粒发生旋转滑移。

The authors have declared that no competing interests exist.


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