宽禁带科技论|SiC功率器件封装互连用TLP技术（Cu-Sn全金属间化合物） - 新闻通知中关村天合宽禁带半导体技术创新联盟

摘要

随着功率半导体器件的服役环境越来越恶劣，以碳化硅（SiC）为代表的第三代半导体凭借其优异的高温性能成为行业应用主流。但目前尚缺乏与之相匹配的低成本、耐高温的互连材料，成为了制约行业发展的瓶颈。Cu-Sn全金属间化合物（IMC）因其成本低、导电性好且满足低温连接、高温服役的特点被认为是理想的SiC芯片互连材料之一。针对功率半导体器件封装，对国内外近年来Cu-Sn全IMC接头的制备方法和可靠性进行了分析和综述，并讨论了目前亟待解决的问题和未来的发展趋势。

关键词：功率器件封装；全金属间化合物；制备工艺；可靠性

0.引言

1. Cu-Sn全IMC接头制备方法研究进展

1.1 传统Cu-Sn全IMC接头制备方法

1.1.1 瞬态液相法

1.1.2 固液互扩散键合法

1.2 Cu-Sn全IMC接头快速制备方法

1.2.1 加快Cu-Sn原子的扩散速度形成接头

1.2.2 减少Cu-Sn原子间的扩散距离形成接头

1.2.3 Cu-Sn IMC颗粒烧结形成接头

1.3 其它方法

2. Cu-Sn全IMC接头可靠性

2.1 热老化作用下Cu-Sn全IMC接头的可靠性研究

2.2 温度循环下Cu-Sn全IMC接头的可靠性研究

2.3 电迁移下Cu-Sn全IMC接头的可靠性研究

3. 结语与展望

0 引言

随着高铁、电动汽车、航空航天等领域的快速发展，作为电力控制核心的功率半导体器件的服役环境越来越恶劣，服役温度要求越来越高。第三代半导体碳化硅（SiC）等凭借其在高温、高压、高频等条件下的优异性能，且其理论工作温度甚至可以达到600 °C，成为耐高温功率器件发展的主流[1-3]。要充分发挥SiC芯片在高温条件下的优异性能，必须匹配与之合适的高熔点互连材料和耐高温封装方法。目前，功率器件耐高温封装方法主要有三种：高熔点合金焊料、微/纳金属颗粒烧结和全金属间化合物（IMC）结构。连接材料能在较低温度下组装并在高温下服役是实际生产中的现实需求，而一般高熔点合金焊料需要较高的回流温度，可能会对芯片及其周围封装结构造成热损伤。纳米尺寸的Ag和Cu颗粒烧结虽然可满足低温连接工艺，但存在高成本和高孔隙率的问题。因此，在低温下形成全IMC接头已成为高温电子封装中非常有前途的解决方案。可以形成全IMC接头的焊料体系主要有Cu-Sn、Cu-In、Sn-Ag、Sn-Ni、Sn-Bi等[6-10]。其中Cu-Sn焊料因成本低、导电性好、抗蠕变性能强等优点被认为是理想的SiC芯片互连材料。本文对近年来国内外Cu-Sn全IMC接头的制备方法和可靠性的研究进行综合分析和评述，并对未来的研究趋势进行展望。

1 Cu-Sn全IMC接头制备方法研究进展

常见的三种高温互连封装方案特点如表1所示[4-10]，近年来在低温下形成全IMC连接层技术备受研究人员关注。常见IMC材料体系如表2所示，主要包括Cu-Sn、Ag-Sn、Cu-In、Sn-Ni等。这些材料中，Ag-Sn材料成本较高；Cu-In材料生成的IMC熔点较低，适用于低温密封结构；Sn-Ni材料IMC生成速度十分缓慢；Cu-Sn材料因其成本低、互连性好的特点，应用最为广泛，是目前主流选择。Cu-Sn全IMC接头制备方法大体可分为传统制备方法、快速制备方法以及其它制备方法。其中传统方法有瞬态液相法（TLP）、固液互扩散键合法（SLID）等。快速制备方法有加快原子扩散速度、减少原子间的扩散距离、直接使用IMC颗粒烧结形成接头等。其它制备方法则包括了温度梯度制备及电感加热制备。

表1 常见三种耐高温互连封装方案特点 [4-10]

表2 IMC材料特点 (连接温度≤ 300 ℃时)

1.1 机动车检验标志电子化

1.1.1 瞬态液相法

瞬态液相法依靠基板Cu原子与中间熔化的Sn层相互扩散形成IMC。Liu等[11]研究了温度对接头制备效率的影响，发现在235 ℃ 保温150 min时，接头完全由Cu6Sn5+Cu3Sn组成；当把温度提升到265 ℃，形成同样结构的接头只需保温60 min，所有接头的剪切强度在8.5 MPa和24.2 MPa之间。关于Cu6Sn5和Cu3Sn占比对接头力学性能的影响，邵华凯[12]等在300 ℃下，60 min时制备了Cu6Sn5+Cu3Sn接头，150 min时制备了Cu3Sn接头。他们发现Cu6Sn5+Cu3Sn接头及全Cu3Sn接头均表现为脆性断裂，Cu3Sn晶粒会产生细晶强化，使得全Cu3Sn接头力学性能较好。当接头中Cu6Sn5含量较少时，Cu6Sn5占比不会明显改变接头强度；并且发现连接温度只对IMC形成速度有影响，对接头力学性能的影响不大。

1.1.2 固液互扩散键合法

Yao等[13]使Cu/Sn(6 μm)/Cu结构在260 ℃和0.04 MPa压力下保温，120 min时获得了由Cu3Sn+Cu6Sn5组成的全IMC接头；300 min时获得了全Cu3Sn接头。研究了不同Cu3Sn占比下接头力学性能变化，发现Cu3Sn含量提升会提高接头的剪切强度，全Cu3Sn接头的剪切强度为57.9 MPa。Lee[14]等采用Sn-0.7Cu焊膏作为中间层，焊接温度为300 ℃，0.2 MPa下键合1 h后获得由Cu6Sn5+Cu3Sn组成的接头，2 MPa下键合2 h后获得全Cu3Sn接头。结果表明，Cu6Sn5+Cu3Sn接头的剪切强度只有10 MPa，而全Cu3Sn接头剪切强度有55 MPa。Hang[15]在240 ℃对Cu/Sn(30 μm)/Cu接头保温720 min后获得了含有孔洞的Cu6Sn5+Cu3Sn接头；当温度上升到300 ℃，保温480 min后获得了Cu6Sn5+Cu3Sn接头。金凤阳等[16]对Cu-Sn-Cu三明治结构在0.06 MPa的压力下进行钎焊，制备了有残余Sn，Cu3Sn-Cu6Sn5-Cu3Sn，Cu-Cu3Sn-Cu的三类接头，如图1所示。三种接头的剪切强度分别为23.26 MPa、33.59 MPa、51.83 MPa。

图1 三种不同类型的接头[16]

1.2 Cu-Sn全IMC接头快速制备方法

传统方法制备全IMC接头的速度缓慢，尤其是当连接层的厚度超过30 μm时，制备时间甚至达到十几个小时，难以满足高效封装。为此，研究学者们提出了多种方式来加快反应速度，从原理上大致可以分为加快Cu-Sn原子的扩散速度、减少Cu-Sn原子间的扩散距离、直接使用Cu-Sn IMC颗粒烧结形成接头等。

1.2.1加快Cu-Sn原子的扩散速度形成接头

通过辅助外加能量场能够明显加快接头制备速度，目前的方式有超声辅助、电流驱动辅助等。在超声辅助上，陈达龙[17]等将铜片和锡箔堆叠为Cu-Sn-Cu三明治结构，在铜片上方施加0.06 MPa的压力，超声频率和功率分别为20 kHz和600 W。当超声时间为15 s时，形成了Cu3Sn+Cu6Sn5接头；超声时间为20 s时，形成了全Cu3SnCu3Sn接头，接头组织变化如图2所示。陈等对试样进行剪切试验，发现断口呈现出明显的脆性断裂或者以脆性断裂为主的断裂特征。Liu等[18]同样采用超声辅助TLP工艺获得了完整的Cu-Sn全IMC接头，并对其组织和力学性能进行了研究。结果表明，相较于传统的TLP工艺，超声辅助TLP工艺制备的接头力学性能更为均匀，接头弹性模量为123 GPa、硬度值为6.0 GPa、抗剪强度为60.1 MPa。也有研究人员利用电流驱动键合制备全金属间化合物接头。在电场作用下，金属原子通常会沿着电子运动方向发生定向迁移，可以促进阳极界面IMC的生长[19]。Feng等人[20]在2×102 A/cm2条件下制备Cu-Sn全IMC接头，在电流作用下，Cu6Sn5快速生长，最终形成全Cu6Sn5接头。超声辅助TLP连接工艺为高温功率器件的芯片互连提供了一种新的方案，但是超声波会对电子器件造成不可逆损伤。电流驱动辅助制备对Cu6Sn5的生长有明显促进作用，但是对Cu3Sn相的生长效果不明显，而且外加电流较大时也可能会对芯片造成损伤。

图2 不同超声辅助时间下接头组织变化 [17]

1.2.2 减少Cu-Sn原子间的扩散距离形成接头

减少Cu-Sn原子间的扩散距离是目前较为可行的快速制备思路，主要采用Cu@Sn颗粒、多种颗粒混合、泡沫Cu+Sn焊料、多层三明治结构等。Peng等[21]研究了Cu@Sn核壳（60wt%Sn）粉末瞬时液相烧结连接的组织演变和性能。在键合过程中，当Sn逐渐消耗完毕，接头由Cu6Sn5、Cu3Sn和Cu组成。Wang[22]以Cu@Sn粉末与SAC305粉末为基础制备混合焊膏，使接头在250 ℃、1 MPa的压力下保温30分钟，接头组织主要由Cu6Sn5和Cu3Sn组成，抗剪强度超过40 MPa。Cu@Sn颗粒作为连接材料时可防止Cu在回流期间氧化形成CuO，进而提高接头的剪切强度。Liu[23]等人制备镀Sn的泡沫Cu焊片，并将该焊片置于两个镀银Cu基板之间，在2 MPa、280 ℃下保温不同时间，图3显示了保温20 min时的接头组织状态。结果显示，接头具有较好的抗氧化性，随着时间延长接头孔隙率逐渐减少，30 min后接头孔隙率降至最低。江琛[24]对多层Cu-Sn结构形成全IMC接头进行了研究，在20 N、300 ℃条件下，不同时间接头组织变化如图4所示。2-5 min时，Cu层的溶解使Cu层呈扇贝状形貌，Cu3Sn层较为平整；10 min时，接头中相邻Cu3Sn生长合并，最终呈现Cu-Cu3Sn-Cu结构。

图 3 接头形貌[23]

图4 300 ℃下接头组织演化过程[24]

1.2.3 Cu-Sn IMC颗粒烧结形成接头

使用Cu-Sn IMC颗粒烧结形成接头具有较好的导热、导电及韧性。Zhong等[25]在200 ℃和5 MPa下烧结纳米Cu6Sn5膏体，保温20 min后得到全Cu6Sn5接头。Guo等[26-27]在200 ℃和10 MPa下烧结纳米Cu10Sn3膏体，保温20 min后得到全Cu10Sn3接头。但由于温度较低，有机物挥发较为困难，接头内有大量裂纹和孔洞。当温度升高到300 ℃时，裂纹及孔洞消失。纳米IMC颗粒烧结增强了接头的塑、韧性，但IMC颗粒制备流程复杂、成本较高，同时还要考虑烧结时有机物挥发及孔隙问题。

1.3 其它方法

在温度梯度的作用下，金属原子从高温区域向低温区域发生定向迁移，这种现象被称为热迁移效应[28]。Yang等人[29]研究了温度梯度对接头组织生长的影响。对接头的上下两端分别加热，上端温度为300 ℃、下端温度为200 ℃，5 min后，两端的Cu6Sn5便相互接触并合并。然而，对于两侧等温加热的样品，即使两侧加热温度均为300 ℃，相同时间下两侧Cu6Sn5晶粒依旧没有相互接触，如图5所示。刘昊宇[30]采用感应加热的方式对Cu/Cu-Sn复合焊片/Cu三明治结构进行焊接，发现高频感应焊接过程与传统回流焊有所不同。由于电磁搅拌作用促进了Cu元素的扩散，使得接头中Cu3Sn组织先是以平面层状生长，后来变成柱状生长。

图5 不同温度梯度下接头组织变化[29]

目前在全IMC接头的制备方法中，TLP及SLID互连技术虽然无须助焊剂，但由于Cu原子只能从基板处扩散至连接层中心，导致接头制备速度缓慢，在功率器件封装中的应用受到限制。在快速制备方法中，外加能量场确实能大幅加快制备速度，但外加能量场机构设置困难、外加的能量容易损坏器件其它结构。利用物理或者化学手段直接制备出纳米IMC颗粒，再通过烧结工艺制备接头，该方法增强了接头的塑、韧性，但颗粒制备流程复杂，还要克服烧结工艺中出现的问题。上述不同制备方法中Cu-Sn全IMC接头剪切强度如图6所示[11-20, 41-45]，对于同一方法制备的接头，全Cu3Sn接头相较于Cu6Sn5接头剪切强度更高，一方面是因为Cu3Sn强度比Cu6Sn5高，如表3所示；另一方面因为全Cu3Sn接头中Cu3Sn晶粒比Cu6Sn5小，会产生细晶强化现象，再加上接头中界面减少，共同提高了接头剪切强度。对于不同的制备方法，与传统TLP工艺得到的全IMC接头剪切强度(约35~40 MPa)，以及锡基钎料接头的剪切强度(约20~30 MPa)相比，超声和电流辅助接头普遍具有更高的互连强度(约50~70 MPa)，这是因为外加能量场细化晶粒起到了强化接头力学性能的效果。

图6 不同制备方法中Cu-Sn全IMC接头剪切强度 [11-20, 41-45]

表3 Sn、Cu6Sn5、Cu3Sn、Cu的物理性质

接头制备时工艺参数涉及连接温度、连接层厚度、辅助压力大小以及外加能量场等，依据Vianco等人对IMC层的生长机理的研究，发现其生长厚度符合公式(1) [31-32]。式中，X(t)表示时间t后界面处IMC层的厚度，X0表示界面处初始IMC层的厚度，A0为数值常数，Q为扩散活化能，R为气体摩尔常数(8.314 J/(mol·K))，T为热力学温度，t为加热时间，n为时间指标。根据时间指标n的取值，可以区分出以下三种类型的IMC生长机制。当n=1时，生长规律服从线性生长。线性生长意味着生长速率仅受生长部位的反应速率的限制，而不受IMC组分扩散到反应部位的速率的限制。当n= 1/2时，增长规律遵循抛物线增长。当层生长受元素向反应界面的体积扩散控制时，抛物线生长动力学适用。随着IMC层的厚度的增加，IMC层的生长变得越来越困难，这是因为一个或多个IMC组成元素的扩散必须通过已有的IMC层扩散才能到达反应部位。当n= 1/3时，增长规律为次抛物线增长，层生长受元素向反应部位晶界扩散控制时，采用次抛物线生长动力学[33]。

由上式可知，当IMC生长类型相同时，界面处IMC厚度的增加受温度、时效时间和扩散系数等因素的共同影响，快接头制备速度需要提高连接温度、提高辅助压力、减少接头厚度、增加外加能量。但在实际生产应用中，由于材料及结构限制，提高温度、压力和外加能量可能导致芯片受损，而减薄接头厚度可能使得结构可靠性下降，因此减少Cu-Sn原子间的扩散距离实现制备速度与焊料层厚度的解耦，是未来比较有潜力的发展方向。

2 Cu-Sn全IMC接头可靠性

随着电力电子系统服役环境越来越严苛，功率器件的封装可靠性成为近年来研究关注的重点。接头可靠性研究主要包括热老化、温度循环及电迁移下组织及性能的变化等。对于全IMC接头而言，目前的研究主要针对接头的力学性能与高温可靠性。

2.1 热老化作用下Cu-Sn全IMC接头的可靠性研究

功率器件的连接层在长时间服役过程中受到自身产热和复杂环境温度影响，其服役温度范围涵盖了150-600 ℃。研究全IMC接头在不同热老化温度下组织变化和可靠性极为必要。Sun等[34]发现Cu3Sn接头在150 ℃时效90天后，Cu3Sn与Cu之间出现了许多明显的裂纹。裂纹出现在Cu基板附近较大的Kirkendall空洞中，并逐渐向Cu3Sn内部延伸，最终与Cu3Sn内部的空洞相连，严重影响了接头的可靠性。Wang[22]等将Cu@Sn粉末与SAC305粉末制备的接头在300 ℃下时效800 h，发现Cu@Sn颗粒为IMC的快速生成提供了许多反应界面，而SAC305提供的Sn原子抑制了Cu3Sn的形核和生长，使得老化中形成的Kirkendall空洞分布在Cu6Sn5和Cu3Sn之间的界面上，这一特征让接头具有优异的抗剪切能力，老化后接头强度仍保持在60 MPa以上。对于500 ℃以上的高温环境，何溪[35]过TLP连接工艺制备全Cu3Sn接头，并在570 ℃下进行高温老化。结果表明，全Cu3Sn接头中的Cu3Sn层首先会全部转变为Cu41Sn11，最终转变为均匀的α（Cu）固溶体。在固溶体转变过程中，接头中心处产生大量连续空洞，严重影响接头的可靠性。朱阳阳等[36]将全Cu3Sn接头置于管式炉中进行620 ℃时效，时效过程中连接层内出现了Cu3Sn，Cu20Sn6和Cu13.7Sn三种相。当时效时间为7 min时，焊缝中间位置就已出现了微小空洞，但是该微小的空洞非但不会降低接头的力学性能，反而能够阻止裂纹扩展，从而提高接头的可靠性。时效至120 min时，焊缝中间位置的空洞数目进一步增加，聚合成为微裂纹，接头可靠性降低。

2.2温度循环下Cu-Sn全IMC接头的可靠性研究

器件在服役过程中连接层会受到来自环境和冷却系统的影响而经历较大的温度波动，由于IMC连接层和DBC基板热膨胀系数（CTE）不匹配，随着热循环次数的增多，界面应力集中处会萌生裂纹而导致器件失效。为了探究Cu-Sn全IMC接头在温度循环下的组织变化和可靠性，Brincker等[37]对Cu/Cu3Sn/Cu结构的接头进行了-40～150 ℃下的热循环试验。发现在250个热循环周期后，接头组织仍有较好的均匀性，与银烧结接头相比，接头具有更好的可靠性。Li等[38]对接头进行了-40～120 ℃下的热循环试验，接头的失效模式主要为脆性断裂。裂纹主要发生在基板侧的Cu6Sn5和Cu3Sn之间的界面处。主要失效模式是在基板侧的Cu6Sn5和Cu3Sn界面处发生分层，然后两侧的Cu6Sn5晶粒破碎。Bettahi等[39]将Cu3Sn/Cu6Sn5/Cu3Sn接头在-65～250 ℃下温度循环，65次热循环之后，接头仅剩下Cu3Sn组织，并且形成了柱状生长的CuO新相。经过260次循环，Cu3Sn层厚度继续增长，平均厚度达到5.94 μm。剪切测试后发现，随着热循环次数增加，剪切强度也在增加，这可能是由于新生成的CuO相增强了接头。

2.3 电迁移下Cu-Sn全IMC接头的可靠性研究

当前功率器件所需电流密度大幅度上升，高密度电子流动下阴极端的Sn原子向阳极端迁移，使得接头容易产生相分离和粗化，界面易产生空洞等缺陷[40]。国内外对于Cu-Sn全IMC接头电迁移行为的研究主要包括空洞形成与长大机制、微观组织变化及接头可靠性等。徐刘峰等[41]在温度为120 ℃时，对比电流密度为1×104 A/cm2和1.6×104 A/cm2时接头微观形貌演变过程。随着通电时间增加，发现电迁移作用下Cu原子扩散占主导地位，空洞不断在Cu3Sn层中间产生并聚集长大，最终在Cu3Sn层中间形成一条裂纹状缺陷，如图7所示。Chu等[42]制备了Cu6Sn5/Cu3Sn/Cu6Sn5接头，在150 ℃下施加密度为2.2x105 A/cm2的电流。发现随着电迁移的进行，阴极端形成了部分多孔Cu3Sn层，并且接头电阻增加。在电阻增加量由10%变为50%时，多孔Cu3Sn组织不断变大，使Cu6Sn5层变成更小的梯形甚至变成了三角形，同时接头的可靠性降低。An[43]等用4 mm厚的Cu基板和30 μm厚的Sn箔，制备了含Sn接头以及全IMC（Cu6Sn5/Cu3Sn/Cu6Sn5）接头，施加的电流密度为1.0x104 A/cm2。他们发现，在含Sn接头中Cu6Sn5层沿阳极快速增长，经过192 h后变为全IMC接头，组织变化过程中Cu3Sn层的增长几乎不受极性影响，并且在Cu6Sn5层中出现了许多细小的孔洞，影响了接头的可靠性。