① 概観
Ｈｏ 界面反応問題
Ｓｎ－Ｚｎはんだ以外では５０℃以上の反応でＣｕ６Ｓｎ５とＣｕ３Ｓｎが形成され、Ｃｕ／Ｃｕ３Ｓｎ界面とＣｕ３Ｓｎ内部にボイド形成。
Ｃｕ３ＳｎではＣｕの拡散がＳｎより大きいためである。
はんだへのＮｉ添加
Ｃｕ３Ｓｎの抑制、Ｃｕ６Ｓｎ５が厚くなりＮｉがＣｕを置換し（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５形成、２層で上は（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５粒子の集合。
Ａｓｐａｎｄｉａｒ
２００４年ＴＩがＳＡＣでのＣＳＰはんだ接合で１００℃以上のベークでＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイド成長を報告。
成長速度は温度と指数関係。
Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドが接合信頼性の低下を招くと述べる。
２００５年ＣｉｓｃｏがＢＧＡ信頼性へのＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドの影響を報告。
激しくＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドが形成される場合もあるがそうでない場合もある。
ボイド形成を制御する要因は解らない。
１２５℃ｘ２０日のエージングで衝撃強度は劣化しなかった。
Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドのある界面は弱い結合でなかった。
Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌボイド機構
異なる拡散速度の２つの金属が互いに界面を通して接触しているときに形成
Ｃｕ－Ｓｎでは
ＣｕとＳｎの相互拡散でＩＭＣ形成（Ｓｎ近くにＣｕ６Ｓｎ５、Ｃｕ近くにＣｕ３Ｓｎ）
ＣｕはＳｎがＣｕに拡散するより非常に速くＳｎに拡散
界面を通しての不均衡なＣｕ－Ｓｎ相互拡散でＣｕ側に原子レベルの空孔が残る
これらの空孔が合体しＣｕ－Ｓｎ界面のＩＭＣ内にＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドとなる
Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌボイド性質
熱エージング（温度サイクル含む）で形成
表面処理、リフローピーク温度、リフロー数、ＩＭＣ組成に無関係
ＰＣＢのバッチ間で変動
Ｉｎｔｅｌの観察
ＳＡＣでＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドは見られなかった
Ｈｅｒｍａｎｓ
Ｈｅｎｄｅｒｓｏｎ 熱エージングにおけるＣｕパッド構造とのはんだ接合での界面ボイド形成
背景情報
３つの難題
リフローと熱エージングにおけるＣｕ消費速度の大きな変動
はんだ接合界面ボイド形成から生じるはんだ接合の脆弱性
界面ボイド形成不在でのはんだ接合の脆弱性
Ｃｕパッド構造とはんだ接合でのボイド形成
２つの場合
高Ｓｎはんだの場合
ＳｎｐＢ共晶合金
ＰｂフリーＳＡＣ合金
低Ｓｎ利用の場合
ボイド形成現象
界面、反応的、相互拡散過程の現れのように見える
１つ以上のボイド形成機構が動作しているように見える
現時点でボイド形成機構の詳細はよくわからない
Ｃｕパッドへのはんだ付けでの界面構造
観察
ＢＧＡ取り付け後：Ｃｕ３Ｓｎが存在するが非常に薄い、Ｃｕ６Ｓｎ５は厚さが不規則（帆立貝殻状）
３回リフロー後：明確なＣｕ３Ｓｎの存在、Ｃｕ６Ｓｎ５の粗大化とはんだへの剥離
１５０℃での熱エージング：固相拡散でのＣｕ３Ｓｎ層の肥大化、Ｃｕ６Ｓｎ５相は界面で厚みがより一様化
高Ｓｎはんだとの界面ボイド形成の概観
界面ボイド形成はＣｕパッド構造とＳｎ基はんだのはんだ接合で発生
すべてのＣｕパッド構造とはんだ接合である程度のボイド形成が示される
ボイド形成が起きないのは典型的には最初のはんだ接合リフロー後で現れる
界面ボイド形成は熱エージング中に起きる。
ボイド形成はＫｉｒｋｅｄａｌｌボイド形成現象の例示
界面、反応的、相互拡散過程
拡散過程による空隙構造での原子空孔の合体
局部的空孔過飽和が必要
めっきＣｕでの厳しいボイド形成傾向
最近の文献・・報告、新発見・・高Ｓｎはんだでのはんだ接合脆化
Ｃｕパッドはんだ接合脆化が促進
衝撃試験要求
Ｐｂフリーはんだへの移行
報告はＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイド形成機構に焦点
２００４年ＴＩ報告
ＳＡＣ、ＢＧＡ、めっきＣｕパッドＢＧＡ構造、１５０℃ｘ１０００ｈ →ロット間で大きな変動
上：初期界面構造、下：熱エージング後
分析結果
ＳＩＭＳ
めっきＣｕで典型的に Ｃ、Ｏ、Ｓ、Ｃｌ
バルク組成差はない
ＵＩの発見
すべてのＣｕめっき材料は高温貯蔵試験後にある程度の界面ボイド形成を示す
試験温度でＣｕ３ＳｎではＣｕが主要拡散種らしい
顕著な界面ボイド形成が起きないのは
高純度組成加工材使用試験サンプル
Ｃｕめっきサンプルでボイド形成速度、界面ボイド量がはっきりと変化
ボイド形成挙動はフラックス、表面処理、リフロープロファイル、はんだ合金に影響されない
めっきＣｕの６５０℃でのアニールがボイド形成傾向を除去
低温へのボイド成長速度のアレニウス外挿に失敗
ＴＩとＵＩとの結果で差、ＵＩでも大きな差
ある場合には実際条件で顕著なボイド形成が起こりうることを実験は例示
同一条件での形態の差 空隙の大きさと分布
Ｃｕ－Ｃｕ３Ｓｎ界面に空隙存在 Ｃｕ３Ｓｎ中に空隙存在
偏析誘起界面ボイド形成例
Ｓｎ－ＢｉはんだでのＢｉのＣｕ－Ｃｕ３Ｓｎ界面への偏析がボイド形成促進
高Ｓｎはんだ合金へのＺｎ添加効果 →Ｃｕ３Ｓｎ相形成を抑制し、ボイド形成除去
現時点の状況
高純度、塑性加工Ｃｕとのはんだ接合の熱エージングは長期信頼性の危険を示すボイド形成をもたらさない
高ＳｎはんだとめっきＣｕパッドとのはんだ接合でのボイド形成は信頼問題の可能性がある
低Ｓｎはんだ問題
高純度蒸着ＢＬＭ構造
厚い最終Ｃｕ ＢＬＭ層の使用で顕著なボイド形成
Ｃｕ３Ｓｎがリフローで形成、リフローで高Ｓｎはんだより成長
リフロー直後にボイドが見つかる、エージング必要ない
Ｃｕ３Ｓｎ内にはボイドはほとんど存在しない
Ｃｕ－Ｃｕ３Ｓｎ界面で界面近くのＣｕ内に顕著なボイド
Ｃｕ３Ｓｎ下の多くのボイドははんだ充填
ボイド形成は空孔合体による（Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌボイド）
ＣｕとＰｂ－３Ｓｎの間の２μｍのＳｎ中間層でボイド消失
高純度塑性加工Ｃｕでも同様の結果
低Ｓｎ利用性availability問題
Ｓｎ欠乏の場合
中央にヴィア・ボイド（フラックスと）が存在するＣｕパッドへのＳＡＣ３０５ ＢＧＡの取り付け
ＤＴＣ：（深い温度サイクル）－５５～１２５℃後のＳｎ欠乏条件
Ｓｎのヴィアへの拡散は制限（表面拡散かフラックス経由）
ヴィア領域だけにＣｕ３Ｓｎ形成
リフロー３回＋１０００ＤＴＣ＋１５０℃ｘ１０００ｈ
ＳＡＣ ＢＧＡが中央ヴィア、ボイド構造のＣｕパッド構造に取り付け
Ｓｎの中央ヴィア領域への移動は表面拡散かフラックス残渣経由
Ｃｕ３Ｓｎだけが中央ボイド下界面に形成
ヴィア領域でのＳｎ欠乏条件
Ｃｕ－Ｃｕ３Ｓｎ界面での激しいボイド、Ｃｕ３Ｓｎ内にはほとんどない
（場所的に）Ｃｕ５Ｓｎ５が始まり、Ｓｎ欠乏が終了するとボイド終わる
低Ｓｎ利用性とＣｕパッド構造問題
結論
ボイド形成はめっきＣｕパッド構造に限られない、蒸着Ｃｕ、高純度塑性加工Ｃｕでも
低Ｓｎ利用性に起因
Ｋｉｒｋｅｄａｌｌボイド成長
リフロー上がりのＩＭＣ形態
Ｃｕ６Ｓｎ５が帆立貝殻状でＩＭＣ層が凸凹で粗密があるとＳｎの拡散路が存在。
アニール後（１５０℃、２０日）のＩＭＣ形態
Ｃｕ６Ｓｎ５が厚くなり、かつ一様化するとＳｎが拡散しにくくなる。
＊写真はＨｅｒｍａｎｓから
Ｋｉｒｋｅｄａｌｌボイド成長の模式図
何らかの原因でＳｎの供給が制限されるとＣｕ３Ｓｎ成長が速くなりＫｉｒｋｅｄａｌｌボイド成長
② Ｃｕパッド
ＣｕでのKikendallボイドはエージングでＣｕ６Ｓｎ５の下にＣｕ３Ｓｎが生成してくると、Ｃｕ３ＳｎではＣｕがＳｎより
移動しやすいためにＣｕ３Ｓｎ内部とＣｕとＣｕ３Ｓｎの界面にKikendallボイドが形成されるとする。
Ｃｕの製法の影響を受け、圧延Ｃｕでは発生しない、電解Ｃｕで発生するとされる。
Ｗａｎｇ Ｎｉドープと電解ＣｕとＯＦＨＣ（無酸素銅）
Ｓｎ２．５Ａｇ、電解Ｃｕのときだけ発生、はんだへのＮｉ添加で減少。
電解Ｃｕ
２０００ｈｒの拡大
Ｎｉ添加でエージングによりＣｕ６Ｓｎ５は厚くなるがＣｕ３Ｓｎ成長は抑制、ボイドも抑制。
ＯＦＨＣ（無酸素高純度）銅
ＯＦＨＣ銅ではＣｕ３Ｓｎが成長してもボイド生成しない。
差は不純物の影響であろう。
③ Ｎｉパッド
Ｍｉｎ
Ｓｎ３．５Ａｇ、Ｓｎ３７Ｐｂ
Ｎｉ３Ｐ内部にＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイド、スパッタＮｉには見られない。
Ｎｉ３Ｓｎ４の形態
リフロー後 Ｓｎ－３７Ｐｂ
リフロー後、Ｓｎ－３．５Ａｇ
エージング後 １３０℃ｘ１００ｈｓ
（ａ）Ｓｎ－３．５Ａｇ、（ｂ）Ｓｎ－３７Ｐｂ
エージング後 Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌボイド
Ｓｎ－３７Ｐｂ、１７０℃（ａ）１００ｈｓ（ｂ）６２５ｈｓ
Ｓｎ－３．５Ａｇ、２１６℃（ａ）１６ｈｓ（ｂ）２２５ｈｓ
Ｓｎ－３．５Ａｇ、１９０℃ｘ４００ｈｓ
Ｎｉ３Ｐを通ってのＮｉの外への拡散を補う逆の拡散の不足がＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドの原因。
ＮｉＳｎＰがＳｎの拡散を阻害。ＮｉＰはアモルファスなのでＮｉＰへの拡散困難。
④ Ｓｎ－Ｚｎはんだ
菅沼らによれば
エージング初期にはんだ中に分散している板状ＺｎはＣｕ５Ｚｎ８となり、界面のＣｕ－Ｚｎ ＩＭＣは少し厚くなる。
はんだ中のすべてのＺｎが消費されると、ＳｎはＣｕ－Ｚｎ ＩＭＣ界面層を通ってＣｕ基体へ拡散し、
主にＣｕ基体とＣｕ－Ｚｎ ＩＭＣ層の間にＳｎ－Ｃｕ ＩＭＣを形成する。
はんだとＣｕ－Ｚｎ界面層の界面に沿ってはＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイドが形成される。
Ｃｈａｎｇ
Ｓｎ－ＺｎはんだへのＡｇ添加の影響、リフロー温度が高すぎる。
Ｓｎ－９Ｚｎ／Ｃｕ界面には３５０℃、１０秒リフローでは帆立貝殻状Ｃｕ５Ｚｎ８が界面に形成。
２０秒ではんだ側界面では帆立貝殻状Ｃｕ６Ｓｎ５がＣｕ５Ｚｎ８に取って代わる。Ｃｕ５Ｚｎ８は平面状になる。
更にマイクロボイドがＣｕ６Ｓｎ５／Ｃｕ５Ｚｎ８層に生じる。菅沼らのＳｎ－９Ｚｎ／Ｃｕ界面という報告と異なる。
３０秒でははんだ側界面に３．３μｍの平面的ＩＭＣ層形成、これはＣｕ６Ｓｎ５。（１、２、３はＣｕ６Ｓｎ５、４はＣｕ５Ｚｎ８）
エージングではＣｕ側にＣｕ６Ｓｎ５、はんだ側にＣｕ５Ｚｎ８形成。
Ｃ－Ｚｎ ＩＭＣは安定でなく、エージングでＣｕ－Ｓｎ ＩＭＣに変態し、このときマイクロボイドが形成される。
Ｓｎ－９Ｚｎ－３．５ＡｇのエージングではＣｕ６Ｓｎ５が形成される１８０℃、４００ｈでマイクロボイドが存在しない。
Ｓｎ－９Ｚｎ－１．５Ａｇ／Ｃｕに形成されたＣｕ６Ｓｎ５のＢＦ像、２５０℃、10秒でのはんだ付け。
棒状相は単斜η’Ｃｕ６Ｓｎ５、マトリクスはηＣｕ６Ｓｎ５。
Ａｇ固溶でηＣｕ６Ｓｎ５はη’Ｃｕ６Ｓｎ５となる。
Ｓｎ－９Ｚｎ－２．５Ａｇ／Ｃｕ、１８０℃で１０００ｈ
Ａｇはマイクロボイド形成を遅延させる。
Ａｇで２層構造Ｃｕ６Ｓｎ５が形成される。
Ａｇ排除により固相反応で単斜η’Ｃｕ６Ｓｎ５から六方ηＣｕ６Ｓｎ５に変態。
⑤ 高Ｐｂはんだ
石川
無酸素銅板、Ｐｂ－５Ｓｎ（６１３Ｋピークプロファイル）、Ｓｎ－３７Ｐｂ（５０３Ｋ）、Ｓｎ－３．５Ａｇ、ＳＡＣ３０５、ＳＡＣ３５１０、後者３つは５３３Ｋ。
リフロー後ではＰｂ－５Ｓｎのみ明確なボイド、ＥＰＭＡにより薄いＣｕ３Ｓｎ。
３９８Ｋ、１０００ｈでもＰｂ－５Ｓｎ以外明確なカーケンダルボイド見当たらず。
Ｃｕ３Ｓｎだけが形成される場合だけにボイド発生。
時効でＣｕ６Ｓｎ５の下にＣｕ３Ｓｎが形成することだけではボイド発生に不十分。
⑥ Ａｕとの反応
Ｌｉｍ Ａｕスタッド・バンプを純Ｓｎはんだペーストでリフロー（条件？）し相互接続。
３箇所（界面）でＫｉｒｋｅｎｄａｌｌボイド発生。（Ａｌ－Ａｕ、Ａｕ－Ｓｎ、Ｓｎ－Ｃｕ）
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