微波电路互连金线键合界面空间高低温特性演化研究
孔静， 李妍， 高红， 刘元平， 张磊， 闫晓磊， 朱旭斌.
抽象。 金线材料用于航天器小型化、微波模块等产品的电路封装，金线键合接口受高低温环境影响，容易产生性能变化，影响服务的可靠性。 本文研究了金线界面高低温特性的演变，包括界面和组分的迁移、界面层厚度的变化、拉伸剪切力以及空温环境模拟试验后粘结合金线破坏模式的演变， 得到了不同温度条件下处理后金铝键界面的显微组织变化规律。结果表明，经高低温循环试验后，金线界面的粘结强度仍然较高，金属间化合物的生长在一定程度上提高了粘结界面的强度。 在高温贮存试验中，随着贮存时间的增加，金线界面层金属间化合物（IMC）和金属间化合物的厚度增加，在键界面处出现失效失效位置越来越多，铝金属化层附近的含金量因扩散而增加，金铝键界面处IMC界面层厚度的增加降低了界面键合强度。
0 引言。 金线用于集成电路和半导体分立器件的引线键合封装，由于该工艺的制造成本低、通用性高，已成为电子产品封装和互连的关键技术。 用于高密度互连的新一代金线材料越来越多地应用于小型化微电子产品中，例如基于集成MCM（多芯片组装）技术的射频链模块多芯片组件，其封装可靠性直接关系到微波信号传输的质量。 电子产品小型化、模块化、高集成化的发展趋势，要求键合合金线具有更好的键合稳定性和可靠性。 键合合金线的键合工艺一般以热超声键合为主，金线与芯片之间的金属化层通过原子间扩散形成键合界面，键合界面的牢固性对微波电路互连的可靠性起着至关重要的作用，界面层中金属间化合物的过度生长会增加接触电阻和热阻， 并降低粘结点的机械性能。
微波电路在航天器中应用广泛，对键合合金线材的耐高低温特性有很高的要求。 金线大量用于微波电路中，键合界面复杂，界面多为金金金属化层和铝金金属化层。 航天器在发射和在轨运行时的工作温度范围达到-65 150，产生的热负荷对微波电路互连金线接口结构性能影响很大。 在高温条件下，由键合合金线和各种基板组成的多芯片组件会在金铝键界面中形成基本德空隙，或产生脆相金属间化合物，键合强度降低，甚至脱焊。 国内外研究表明，高温储存产生的热应力和金属间化合物的脆性相容易引起键合焊点脱落或断裂，但对金线界面空间高低温特性的演变仍缺乏系统的研究。对界面键合性能进行了表征，研究了金线及其键合样品的力学性能以及键合界面高低温特性的演化规律，得到了金铝键合界面性能的退化规律，旨在为微波电路互连用键合合金线的封装可靠性评估提供技术支持。
1 实验。 1.1 材料。
金线材质纯度99超过99%的黄金，经过铸造、拉制和退火，形成用于粘接的金线。 在熔炼和铸造过程中适当添加微量元素，以增加其力学性能和应用可靠性，微量元素之和为<0在01%的前提下，采用拉拔工艺和退火工艺，保证焊丝的焊接强度和热稳定性，提高焊丝的耐热性和球形性。
金线球焊设备用于将高密度金线粘接在硅片的铝垫上，形成金铝结合试样，粘接位置如图1所示。
1.2 测试过程。
采用金相显微镜和JSM-6360LV扫描电子显微镜（SEM）观察了金线键合界面的微观结构，并采用扫描电子显微镜（EDS）分析了金属间化合物组成、金属间迁移和键合点元素扩散等情况，并参照GB T34895-2017、GB T 17359-2012和GB T 16594-2008中的方法进行了测试。 采用CMT5105微机控制电子万能试验机对金丝进行粘接前的拉力测试，采用4000-0系列拉剪试验机对金丝粘接后的拉力进行测试。
采用CY-0 Rely冲击试验箱进行高低温交替循环试验，采用低温（-65 5）和高温（150 5）之间的温度转换，高低温转换时间间隔小于5s，达到最高和最低温度后保持温度循环保温10 min， 温度循环次数分别为100次、300次和500次。高温贮存试验箱采用加热温度为150°C的电鼓风干燥箱，将试样贮存000 h后取出，测试金丝单丝在不同储存时间点的拉伸性能、粘结合金线试样的结合力以及SI芯片金铝结合测试试样界面结构的变化取出样品。
2 结果和讨论。
2.1.球焊工艺的质量。
为了评价球焊工艺质量，将金线焊接在薄膜陶瓷镀金基板上，用45倍金相显微镜观察焊点外观，如图2（a）所示，金线键合焊点没有翘曲和脱落。 取样10个焊点在光学显微镜下测量，球键合点直径在金线直径的2-5倍之间。 将球焊过程中烧制的金线球取下，用扫描电子显微镜观察金线球的外观质量，如图2（b）所示，金线球呈规则球形，表面光滑，无污渍、凹坑等缺陷，金线球双向直径为7132 和 7099 m，计算10个烧制金线球的直径，其平均直径为71 1 μm。
2.2 高低温交替后界面结构的演变。
通过高低温交替循环试验，对AUAL键合界面的微观结构如图3所示，试验后对Aual键合样品的界面特性进行了分析。 图3（a）显示了测试前键合界面的金相图，从中未观察到明显的金属间化合物（IMC）层图3（b）和（d）分别是100、300、500次循环后金线键合界面的金相图，可以看出AUAL界面层呈虚线状或条纹状分布，厚度不均匀，且随着循环次数的增加逐渐明显。
SEM对高低温交替循环试验后界面层厚度、成分和界面迁移、键合点元素扩散的分析结果如图4所示。 从图4（b）可以看出，界面分为两层，EDX光谱分析表明，金丝球附近A点的Au和Al原子比约为4 1，Al金属化层附近B点的Au和Al原子比约为5 2， 靠近金丝球的主要成分是Au 4 Al，靠近Al金属化层的主要成分是Au 5 Al 2。经过300次温度交变循环试验，界面层C部分的主要成分接近Au 4 Al。 经过500次温度交变循环试验，界面层D部分的组成主要为Au4 Al。 详见表1。
由于不同温度交变循环后的界面层在电子显微镜下不是连续排列的，因此厚度测量值是统计分布的，其分布如图5所示。 100次温度循环后的imc层厚度分布为1 3~2.2 m，IMC层厚度多分布在低厚度值范围内300次温度循环后的IMC层厚度约为1 7~2. 3 μm；500次温度循环后的imc层厚度约为2 1~3. 3 μm。可以看出，随着循环次数的增加，焊接界面显微组织中的IMC界面层逐渐增厚。 随着高低温循环次数的增加，Si芯片Al金属化层附近的金属间化合物由于Au元素的扩散，逐渐从最初生成的Au 5 Al 2转变为Au含量高的Au 4，同时在金丝球附近的界面处逐渐出现kirkendial孔， 由于Au对Al的扩散速率大于Al对Au的扩散速率，因此在界面附近的金球附近逐渐出现了空隙堆积和空洞。
2.3 高温贮藏后界面结构的演变。
将金铝结合（AUAL）结合试样在150°C（允许+5正偏差）的环境温度下保持1 000 h，设置中间检查点h，分别用金相显微镜和扫描电镜分析AUAL结合界面的形貌，得到焊接界面的显微组织和界面迁移以及元素扩散演变。 图6（a）和（c）分别是金线键合界面经过000 h高温储存后的金相图，分别经过100 h的高温储存，形成AUAL键合界面，界面层厚度不均匀，随着高温储存时间的增加逐渐变厚。 采用扫描电镜分析了高温储存试验后金属间化合物层在键合点界面处的厚度、成分、界面迁移和元素扩散，如图7所示。
高温贮存100 h后，图7（b）中金丝球附近A点的Au与Al原子之比约为5 2，Al金属化层附近B点的Au与Al原子之比约为2 1，表明金丝球附近金属间化合物的主要成分为Au 5 Al2， Al金属化层附近的金属间化合物的主要成分是Au2 Al。 高温贮存500 h后，图7（d）中界面层C点的组成与金属间化合物AU5AL2的组成接近。 经过1 000 h的高温贮存，图7（f）中金丝球附近E点的Au与Al原子之比约为77 23，Al金属化层D点附近的Au与Al原子之比约为74 25。 与图7（d）相比，随着高温储存时间的延长，Au元素在靠近Si芯片的Al金属化层附近逐渐扩散。 详见表2。
计算了不同高温储存时间后AUAL键合imc界面层的厚度，其分布如图8所示。 高温贮藏100 h后，IMC层厚度为2 2~3. 6 μm；高温贮藏500 h后，IMC层厚度为6 7~7. 2 μm；高温贮藏1 000 h后IMC层厚度为8 3~9. 8 μm。随着高温储存时间的增加，焊接界面显微组织中IMC界面层的厚度显著增加，表明AUAL金属间化合物在150温度下生长较快。
Au-Al金属间化合物的生长厚度一般满足以下经验公式：
其中δ是金属间化合物的厚度，K是金属间化合物的生长常数，T是老化时间，n是时间指数。
根据一般研究，当n=1时，金属间化合物的生长受界面反应的控制，该阶段属于初步反应阶段当n=2时，金属间化合物的生长受到扩散控制，Au原子通过Al金属化层的孔隙和晶界的扩散与Al结合，形成金属间化合物当n3时，金属间化合物的生长受选择性扩散控制，一个金属原子不能通过金属间介电层与另一个原子结合，只能从金属间化合物的晶界扩散到另一种金属中，随着反应时间的增加，n值逐渐增大，反应速率不断降低。
图9为高温贮存时间150条件下Au-Al金属间化合物IMC层平均厚度曲线，IMC厚度与时效时间的关系为非线性拟合，拟合度R2=0990 5，Au-Al金属间化合物的生长符合抛物线拟合。 因此，金属间化合物的生长在高温储存条件下受到扩散控制，表明AUAL键合IMC界面层的反应机理以Au和Al金属的相互扩散和金属间化合物的结合为主，这与不同高温后AUAL键合界面金属间层的组成、界面迁移和元素扩散的分析结果一致焊接界面微观结构中的存储时间如图7所示。
2.4 金线键合拉力和失效模式的演变。
图10显示，在不同交变温度下，AUAL键的拉伸断裂载荷随循环次数变化不大，温度循环后键拉伸力略有增加，其中300次温度循环后，键拉伸力增加，一定程度的金属间生长可以提高键界面的硬度和强度， 但随着金属间化合物的不断生长，粘结点的力学性能下降。如表3所示，金线键合的失效模式主要是键合点失效（在AUAL键合界面处）和中间引线断裂，在15个采样测试点分别发生100次和500次温度循环后的键合点失效。 与温度循环试验相比，温度循环后金线结合力拉力的离散度降低，说明温度循环对拉丝后金线力学性能的均匀性起到促进作用，这可能与拉丝后金线残余应力的降低有关。
从图11可以看出，随着高温储存时间的延长，金丝的粘结强度逐渐降低。 在高温稳定性试验中，对金线的拉力进行了测试，并与金线键合后的拉力进行了比较，结果表明，随着高温储存时间的增加，金线键合拉力的失效位置越来越多地出现在键合焊点的界面处，并且由于金属间化合物的脆性相越来越多而使键合界面降低。增加界面处IMC层的厚度。然而，在150条件下进行1 000 h贮存试验后，金线键合拉力仍高于2 gf，满足航天器微波电路元件的设计使用要求。
金线与Al焊盘反应形成的金属间化合物IMC可以使焊接接头在一定程度上更坚固，起到粘接作用，在焊点界面处形成弥漫分布的微金属间化合物可以提高焊料的抗疲劳性或连接强度， 但由于金属间化合物通常是脆性和硬相，延展性较差，金属间化合物较多会导致结合力降低。如表4所示，高温贮存500 h后IMC层厚度比100 h增加了约2 h2倍时，键点失效次数显著增加，导致键合张力降低。 经过1 000 h的高温储存后，失效主要发生在AUAL键合界面，界面强度成为影响引线材料互连封装可靠性的主要因素，而较厚的IMC界面层在外力作用下容易在界面处发生应力集中，降低了界面粘接强度。
3 结论。 1）通过对金线球焊工艺球形质量的分析，发现金线键合焊点无翘曲和脱落现象，球焊键合点直径在金丝直径的2-5倍之间，焊接良好。在球焊过程中，金线球的烧成呈规则球形，表面光滑，无污渍、凹坑等缺陷，金线球平均直径为71 1 μm。
2）随着高低温交变试验循环次数的增加，AUAL键合界面层厚度逐渐增加，并随着Au和Al化学元素的迁移，在界面处形成金属间化合物，并随着高低温循环次数的增加， 由于Au元素的扩散，Si芯片Al金属化层附近的金属间化合物逐渐从最初生成的Au 5 Al 2转变为高Au含量的Au 4 Al。经过300次温度循环后，键合拉力略有增加，离散度降低，一定程度的金属间化合物生长提高了键点的可靠性，温度循环促进了金线拉拔后力学性能的均匀性。
3）高温贮存试验后，键界面层厚度随贮存时间的延长而迅速增加，由于Al金属化层附近的Au元素从Al含量较高的相向Au含量较高的相扩散，IMC层的厚度增加。
4）通过对金线键合张力和失效模式演变的分析，得到了金铝键界面处金属间化合物的生长与键合张力和键合点失效模式变化的关系。当金线在高温环境下长期使用时，应注意界面特性的变化对微波电路互连金铝界面粘接强度的影响，在选择金线材料和产品设计时应充分考虑温度对粘接界面粘接性能的影响， 并应根据试验结果确定金线高温应用的边界条件。
通过研究金线界面空间高低温特性演化规律，可为微波电路等集成电路的设计开发、失效分析和材料应用验证提供参考。