(17−3−6) 香港市大のChanらの電流負荷でのはんだ相互接合の破壊の概観
香港市大 Chan 先端電子パッケージの電流負荷でのはんだ相互接続の破壊機構(概観)
はんだは高ホモロガス温度を有し、これと高電流密度(これに伴うジュール発熱)で高格子拡散が考えられる。
これにより
エレクトロ・マイグレーションEMの発生
シリコンのAlがはんだあるいは基材のCuより抵抗が大きく従って発熱量も多い→UBMの劣化
IMC形成の加速
原子がEMによりカソードからアノードに移動し接合に圧縮領域と引っ張り領域が発生→応力の発生と緩和が生じる
熱マイグレーションが発生←各要素の電気抵抗と放熱性の違い
などが生じる。
電子風力でのはんだ接合のEM
相分離と電流負荷での原子輸送
共晶SnPbでの相分離・・・100℃以下ではSnが速く拡散、以上ではPbが速い
共晶SnBiも同様の挙動
高Snはんだ(Sn3.5Ag、Sn0.7Cu、Sn4Ag0.5Cu)では相分離は無視でき、UBMの溶解とIMC形成
が重要。
電流負荷促進相粗化
界面でのボイドの核生成と成長
EMで相分離と粗化だけでなく界面でのボイドの核生成が起きる。
電流の流れに伴いPb富化相がアノード側に移動し、蓄積。
局部的な高電流密度部分が生じ空孔が蓄積し、ボイド生成がおきる。
ボイドは角から始まり、横方向へ成長。
ジュール熱促進UBM溶解とオン・チップ金属相互接続の拡散
電流負荷によるジュール熱効果
Al配線が主な熱源。
UBM溶解と可能な解決策
UBM:Ti(0.2−0.5μm)/Ni(V)(0.325μm)/Cu(0.5−1.0μm)
βSn粒の回転→電流の流れに沿ってSn粒再配置→抵抗減少、c軸に沿ってのNi/Cu拡散促進→UBM溶解
AgがUBM溶解緩和、Zn添加が効果
Al拡散によるはんだ接合の溶融
Al/Ni(V)/Cu UBM
Niが時間とともに徐々に消費され、完全に消費されるとV層が損傷する。
更にAlがはんだ接合内に広がっていく。
IMC形成での電流負荷効果と動力学解析
電流負荷の極性効果とアノードでのIMC成長促進
Cu/Sn3.8Ag0.7Cu/Cu
IMC成長速度はアノードとカソードで大きく異なり、アノードが厚い。
カソードでのIMCの動的平衡
IMC形成での電流負荷の異常極性効果
SnPb、SnBiでのPb、Biのアノードへの偏析(富化)の影響。
共晶SnBiではIMC層はカソードで速く成長。
カソードでのIMC層厚みは双曲線成長。
異常極性効果の可能な説明はBiのEM誘起後方応力。
同様の現象はSnZn共晶でも見られる。
EMでのはんだ相互接合の応力関連劣化
はんだ相互接合でのEMと後方応力による形態的進展
電子風力で原子がカソードからアノードに押しだされるとカソードは圧縮状態、アノードは引張状態となる。
圧縮応力はヒロックあるいはウィスカ形成で緩和される。
SnAgCuのEM速度はSnPbより小さいように見える、これは後方応力によると説明できる。
電気的力と機械的力による原子の流束
電子風力と熱機械的応力の結合効果が考えられる。
電流負荷での機械的変形と劣化
界面は徐々に脆くなっていく。
熱勾配下でのはんだはんだ相互接合のTM挙動
Sn−Pbはんだ相互接合での熱マイグレーションTM
150℃、5hで1000℃/cmの温度勾配
電流が流れていない12、9でSn(暗い領域)がチップ側(高温側)に移動し、Pb(明るい領域)は基材側に(低温側)。
放熱の影響
はんだの中心より周辺(外側)でTM効果が顕著。
TM過程でラメラ構造は微細化する。
Sn基Pbフリーはんだ相互接合でのTM
EM効果を除くため交流使用。
ヒロックがチップ側(高温側)に生成。
Cu/Sn4Ag0.5Cu/Cuはんだ接合での微細構造進展
温度勾配1000−1200℃/cm
TMと恒温処理の2つの主要な微細構造の差はTM試料でのCu3Sn層の低温側、高温側の両側での欠如と
高温側でのCu6Sn5層の薄化。
電流方向を変えTM効果を相殺あるいは促進。
TMがEMを相殺するとBi拡散抑制。(case1)
TMがEMを手助けするとBi拡散促進。(case2)