高温存储下键合界面演化行为及寿命研究

摘要：功率 VDMOS 已经广泛应用于航天领域, 但其在空间长期高温环境下存在键合可靠性下降甚至脱键失效的问题。为评估功率 VDMOS 高温条件下长期服役能力, 需要对相应温度条件下键合强度演化规律、失效机理、寿命评估等方面展开研究。设计 150, 300

高温存储下键合界面演化行为及寿命研究

王潮洋林鹏荣戴晨毅唐睿李金月

(北京微电子技术研究所北京大学集成电路学院)

摘要:

功率 VDMOS 已经广泛应用于航天领域, 但其在空间长期高温环境下存在键合可靠性下降甚至脱键失效的问题。为评估功率 VDMOS 高温条件下长期服役能力, 需要对相应温度条件下键合强度演化规律、失效机理、寿命评估等方面展开研究。设计 150, 300 ℃ 两组高温存储试验, 研究不同高温存储条件下键合强度演化规律及界面IMC 演化行为, 分析键合失效机理, 对键合寿命进行预测。结果表明: 键合强度随高温存储时间增加而下降, 界面IMC 由 Au2Al 逐步转变为 AuAl2; 脱键断面裂纹源为键合点前部 Al 丝, 裂纹沿相界面扩展; 基于 Arrhenius 加速寿命模型得到键合点理论寿命计算公式, 外推出常温(25 ℃ )下键合点理论寿命约为 3×107 h。

功率 VDMOS 是场效应晶体管之一, 也是一种重要的开关器件, 因其具有耐压、耐电流、驱动功率低、输入阻抗高、开关速度快等优点[1-5] , 在高铁、核动力、武器装备、航天等领域有着广泛的应用[1] 。

基于功率 VDMOS 大电流、低导通电阻的要求,通常依靠粗铝丝键合实现芯片端与管壳之间的互连。粗铝丝键合采用超声波焊接方式[2] , 采用一根或多根250 μm 以上丝径的铝丝进行互连。宇航级产品中管壳焊盘表面一般为镀金层, 键合过程无法避免 Au-Al 间的反应。功率器件服役中产生的热量以及空间环境中长时间的高温作用, 将会给 Au-Al 键合界面可靠性带来极大考验。长期处于高温环境中, Au -Al 键合点性能将产生退化甚至失效。

目前国内外关于粗铝丝键合的研究已经广泛开展,王福亮等[6] 、 Baliga 等[7] 、王宁宁等[8] 对粗铝丝键合工艺参数与键合强度关系进行了研究, 明确了键合压力、超声功率是影响键合强度的关键因素, 但研究主要针对 250 μm 及以下丝径; Czerny 等[9] 、 Bayerer等[10] 、 Richard 等[11] 对粗铝丝键合界面可靠性进行了研究, 研究方向并未涉及高温环境对键合界面的影响;计红军等[12-13] 、高博等[14] 、 Muller 等[15] 对 Au-Al 界面金属间化合物演化规律进行了研究, 发现 AuAl2 的生长对键合点性能不利, 但并未对键合寿命进行评估。

目前研究方向多集中在键合工艺优化、可靠性研究以及短时间温度存储后界面演化行为研究, 对长时间高温存储条件下界面演化行为研究以及寿命[16] 评估的研究尚不充分。

鉴于此, 本文以 SMD - 2 封装形式、丝径为 380μm 的粗铝丝为研究对象, 探明了键合强度与考核条件间的对应关系; 分析了界面组成和形貌, 得出失效机理; 阐明了界面 IMC 的生长演变规律并计算出键合点理论寿命, 为宇航用高可靠功率器件[17] 高温工况下的可靠性提升及寿命预估提供理论支撑。

1 实验

1. 1 实验材料

试验外壳选用金属封装管壳, 焊盘镀层为 Ni/Au,键合丝选用丝径为 380 μm 的纯铝丝( 纯度 99. 99%) 。

1. 2 实验方法

筛选试验中通常会按照 GJB128A 中测试方法 1032对器件进行高温老化试验, 试验温度为 150 ℃ , 存储一定的时间; 同时某宇航标准中要求器件要进行 300℃ 长时间高温存储, 验证器件经受持续高温影响后的可靠性, 要求高温存储后键合强度不低于封装后键合强度的三分之二。为验证宇航用器件高温稳定性, 选择 150, 300 ℃ 两个温度进行高温存储试验, 表 1 为具体试验方案, 其中存储时间为 0 h 的条件是产品键合、封装后的状态, 用作对照组。

图 1 为键合方式示意图, 采用丝径为 380 μm 的粗铝丝进行键合, 每组试验制备 2 只样品, 每只样品键合 4 根铝丝。试验完成后开帽, 进行键合强度测试。

2 结果与讨论

2. 1 键合强度分析

对 150, 300 ℃ 两种考核条件下的键合强度进行测试, 表 2 为键合强度数据汇总, 并绘制出键合强度均值与对应标准差的数据, 具体结果见图 2。由图 2 可知, 高温存储后的键合强度都出现了不同程度的降低,300 ℃ 下键合强度下降最快, 在存储时间 2 h 就达到较低水平, 并在后续时间内呈现波动状态; 150 ℃ 下键合强度持续下降, 且下降速率逐渐降低, 但整体下降程度弱于 300 ℃ 。键合强度的衰减主要由两方面因素共同作用: 一是温度作用下晶粒尺寸的长大, 在初期键合失效模式主要为铝丝断裂, 此时键合强度主要体现的是铝丝自身强度。在施加高温条件后 Al 的晶粒逐

渐由拉拔状向等轴晶转变, 晶粒尺寸也随之长大, 且存储温度越高, 晶粒尺寸生长速度越快, 铝丝显微组织的粗化越快, 其力学性能即此时的键合强度下降则越迅速, 随着 Al 的晶粒尺寸增长速率的减缓, 两种温度下键合强度的变化也随之趋于平缓; 二是高温条件下键合界面 IMC 快速生长导致界面力学性能退化, 当键合失效模式变为键合点前端断裂时, 键合强度主要体现的是界面 IMC 的强度, 而不同存储条件下界面IMC 生长速率和界面成分存在一定差异, 会导致键合点前端 IMC 断裂强度大小有所不同。

2. 2 断面分析

通过键合力测试, 得出在 300 ℃/24 h 高温存储后存在脱键失效的现象, 为探究脱键机理, 对脱键后断面展开分析。

2. 2. 1 形貌分析

图 3 为 300 ℃/24 h 后脱键断面形貌, 经过 300℃/24 h 高温存储的脱键断面上分布有大量 “ 紫斑” ,即常引起脱键的脆性金铝间化合物 AuAl2, 且分布“ 紫斑” 的结合面上同时也分布着 Al, 此外键合点不同位置的成分、形貌呈现明显差异, 将键合点的位置分为前部、中部和后部, 定义键合点与引线连接位置为键合点前部, 另一端为后部, 中间部分为中部。“ 紫斑” 主要分布在前部和中部, 而后部主要分布着 Al。前部存在少量露出底部镀金层的区域, 中部则存在较大面积的 Au 层裸露, 且图 3 中圈出部分内存在镀 Au 层裸露。这是由于在超声键合的过程中键合点中心区域上的压力最大, 使键合超声频率作用下此处振幅最小, 因此可能导致金层与铝丝间并未充分接触生成 Au-Al 化合物。

2. 2. 2 裂纹源分析

在拉力试验中, 铝丝受到较大的垂直键合界面的力和水平方向上的拉力, 这一过程的主要受力点为键合点前部。对 300 ℃/24 h 高温存储后的脱键断面前端进行分析, 图 4( a) 中键合点前部出现韧窝, 经 EDX分析该处成分为 Al, 说明裂纹源出现在铝丝上, 且断裂方式为韧性断裂; 对 150 ℃/240 h 下未脱键点前端进行分析, 图 4( b) 和 4( c) 中键合点前端同样出现 Al的韧窝, 但裂纹并未向内部扩展, 键合丝发生颈缩并最终断裂。对比分析可知, 裂纹源萌生均位于铝丝上,不同高温存储条件下铝丝的微观组织结构存在差异,影响裂纹扩展能力。

2. 2. 3 裂纹扩展机理分析

图 5 中 A、 B、 C、 D 选区所示为 300 ℃/24 h 高温存储后脱键点前部呈现的四种断面形貌, 断裂方向为照片下侧到上侧, 脱键断面整体呈现阶梯状脆性断裂。各选区经 EDX 成分分析, 结果如表 3 所示。从表 3 可以看出, A 点为富 Ni 区域, 形貌较为平整, 位置位于断面最底层, 是 Au-Al 化合物与 Ni 层剥离产生的; B点主要成分是 Au2Al, 呈现鳞片状分布, 局部出现Au2Al 层间剥离; C 点成分也是 Au2Al, 断裂面呈现阶梯状断裂, 棱角较为明显; D 点主要成分是 AuAl2,断面呈现颗粒状脆性断裂, 位置处于 AuAl2 层间与AuAl2 和 Al 的界面。

裂纹源于铝丝自身韧性断裂, 当裂纹继续延伸到达 D 点时, 在 “ 紫斑” 富集区与铝丝间铺展, 这是由于 “ 紫斑” 显微结构较为疏松, 与铝丝间结合不紧密造成的。之后裂纹在欠键合区与 “ 紫斑” 富集区的边界处展开, 这是由于两区域界面反应程度不同, 出现界面金属间化合物成分差异, 造成界面组织力学性能不匹配。当裂纹继续扩展到焊盘与粗铝丝交界面时,由于欠键合区与焊盘结合并不紧密, 裂纹直接沿Au2Al 与 Ni 层间扩展, 造成了整层剥离。因此, 为避免整点剥离的失效问题, 需要提高键合点组织均匀性。

图 6 中 A、 B、 C 选区所示为 300 ℃/24 h 高温存储后脱键点中部呈现的三种断面形貌, 断裂面呈现典型的脆性断裂, 存在一定的高度起伏。各选区经 EDX成分分析, 结果如表 4 所示。从表 4 可以看出, A 点成分为 Au, 形态呈山脊状突起; B 点成分为 Au2Al,形态为层片状, 断裂面较为平整光滑; C 点成分为Ni, 位于断面最底层, 断面呈整面剥离状。

断面成分仍有部分残留的 Au, 说明键合过程中Au、 Al 间仍存在未反应区, 且随高温存储过程未发生成分转变。结合断面出现 Au2Al、 Ni 可以推断出, 当裂纹由键合点前部向内部扩展时, 主要出现 Ni 与Au2Al 层间断裂以及 Au2Al 自身脆性断裂。

图 7 中 A 和 B 选区所示为 300 ℃/24 h 高温存储后脱键点后部呈现的两种断面形貌。各选区经 EDX 成分分析, 结果如表 5 所示。从表 5 可以看出, A 点主要成分为 AuAl2, 呈现疏松的絮状分布; B 点主要成分为 Al, 呈现块状突起状, 断裂位置主要位于 AuAl2与 Al 丝间以及铝丝本身。

2. 3 键合点截面 IMC 演化行为

基于 IMC 的厚度在键合界面上的分布可能存在不均匀性( 超声键合时压力作用不均匀) , 因此在测量厚度时( 如图 8 所示) , 从键合点的左部( Part-L) 、中部( Part-M) 、右部( Part-R)3 个区域进行 IMC 的厚度测量, 测量结果相对可靠。

2. 3. 1 150 ℃ 高温存储下 IMC 演化行为分析

图 9 为 150 ℃ 高温存储下界面 IMC 演化过程示意图。镀金层平均厚度约为 1. 960 μm, 键合后存储 0 h时界面平均厚度约为 2. 50 μm, 说明键合后 Au-Al 间反应产生 IMC; 存储 48 h 后界面上层出现 AuAl2 凸起, 存储 96 h 后 AuAl2 凸起逐渐形成 0. 23 μm 左右的薄层; 存储 144, 192, 240 h 后, AuAl2 继续缓慢生长。 150 ℃ 下界面厚度变化与图 2 中键合强度变化趋势相符, 说明界面 IMC 演化行为对键合强度有影响。

图 10 为 150 ℃ 下 IMC 厚度变化趋势。界面 IMC厚度的增加主要是 AuAl2 的增长带来; 而伴随 AuAl2形态由点状到层状的变化, 其厚度逐渐趋于不变, 界面 IMC 与 Al 之间的缺陷逐渐减少, 这与图 2 中 150 ℃高温存储下键合强度下降程度趋于平缓相对应。

2. 3. 2 300 ℃ 高温存储下 IMC 演化行为分析

图 11 为 300 ℃ 高温存储下界面 IMC 演化过程示意图。 300 ℃ 存储 2 h 后, 界面厚度增至约 5. 15 μm,AuAl2 厚度增加明显, 且 AuAl2 和 Au2Al 间出现AuAl; 存储 4, 6 h 后, IMC 界面下层的 Au 和 Au2Al组成的富金层逐渐消失, AuAl 相随之变薄, 说明 Au不断向 Al 侧扩散, 界面由 Au2Al 向 AuAl2 转化; 存储16 h 后, 除 Au 与 Ni 界面上残留的富金相, 界面已转变为 AuAl2; 存储 24, 48, 72 h 后, 随着 Au 被消耗殆尽, 界面 IMC 成分完全转化为 AuAl2, 界面厚度不再增加。

图 12 为 300 ℃ 下 IMC 厚度变化趋势。可以看出,存储 16 h 后界面 IMC 厚度的增加完全由 AuAl2 贡献,界面 IMC 整体厚度变化趋势与图 2 中 300 ℃ 高温存储下键合强度在存储 2 h 后处于动态波动状态相对应。

2. 4 基于 Arrhenius 加速寿命模型计算理论寿命

Arrhenius 模型是加速寿命试验模型的一种, 是使用温度应力试验时最典型、应用最广的加速模型, 也是化学反应速率常数随温度变化关系的经验公式。阿仑尼乌斯公式一般适用于温度变化范围不大的情况,针对 150, 300 ℃ 两种温度存储试验, 属于温度应力试验范畴且可认为温度变化不大, 采用阿仑尼乌斯公式具有准确性、有效性。加速寿命试验的本质是在失效机理不改变的范围内, 使用在高的应力条件下得到的寿命特征去推导正常或其他应力水平下的寿命特征。Arrhenius 模型与温度有关, 可以反映不同温度下器件老化的速度, 其基础模型公式用式(1) 表示:

式中: A 为指前因子, 也称为阿仑尼乌斯常数; T 为讨论的温度; t( T) 为在 T 温度下器件的失效时间, 即理论寿命; k 为玻尔兹曼常数, 取值通常为 8. 617 ×10-5 eV/K; Eα 为激活能。公式中变量为温度 T 和激活能 Eα, 即器件所处环境温度和此时的激活能。在实际生产过程中, 评判器件的可靠性需要依据具体而量化的使用寿命, 因此将联系 IMC 的生长规律与键合点的理论寿命进行综合讨论。

2. 4. 1 失效判据确认

对理论寿命进行拟合首先要确定失效的判据, 从而对不同时间段器件失效的频率进行确定。由图 2 中高温存储键合点强度变化趋势可知, 150 ℃ 存储的键合点强度仍然处于下降过程中, 而 300 ℃ 考核的键合点在 2 h 之后键合点强度基本不再下降。虽然此时下降到平台期的强度仍然远大于 GJB 128A 表 2037-1 中规定的 380 μm 键合的最低要求 2200 mN, 但结合某宇航标准要求中高温存储后键合强度不得低于封装后键合强度的三分之二, 键合强度应大于 6000 mN, 故将300 ℃ 最终平台期的键合强度作为失效判据是符合高可靠性要求的。为提高计算准确性, 根据 300 ℃ 考核2 ~ 72 h 强度数值取均值, 定义键合强度失效判据为6548. 8 mN, 低于该值判定为失效。

2. 4. 2 理论寿命计算

键合点强度的下降被视为一种概率或数量上的失效, 如 150 ℃ 高温存储的样品, 封装后 9099. 5 mN 的初始键合力与失效判据 6548. 8 mN 之间的范围即为其强度区间, 则 48 h 时观察到键合点强度为 7853. 8 mN,表示为强度下降 49%, 或认为此时有 49% 的同类型器件发生了失效。以此类推确定每个时间段对应的强度下降值, 代入 Arrhenius-对数正态模型和 Weibull 概率密度函数, 使用最大似然估计法进行参数的确认, 比较两种概率分布模型的最大似然值, 取其中较大的作为拟合结果。其中为了保证计算的进行, 认为在 300℃ 高温存储下, 0 ~ 2 h 内键合点强度下降了 99%, 2 ~4 h 内强度下降 1%。使用 MINITAB 软件中可靠性加速寿命试验计算功能进行数据处理和计算。

分别使用对数正态模型和 Weibull 模型进行拟合,其中 Weibull 模型最大对数似然值为 - 210. 297, 而对数正态模型最大对数似然值为 - 209. 439, 故选择对数正态模型进行拟合, 图 13 为两种温度下键合点寿命概率分布拟合情况。