（１７－３－５）　各種はんだの熱マイグレーション

Ｃｈｅｎ
　　共晶Ｓｎ－Ａｇ、ＵＢＭ：電解５μｍＣｕとＣｕ／電解３μｍＮｉ
　　バンプ：幅１３０μｍ、高さ７５－８０μｍ
　　Ａｌ配線：長さ２５５０μｍ、幅１００μｍ、厚み１．５μｍ
　　基材Ｃｕ配線：厚み３０μｍ、幅１００μｍ
　　ホットプレートで９．７ｘ１０^３Ａ／ｃｍ_２（ＵＢＭ開口）

　　バンプ１、４は電流が流れないがバンプ２、３とほとんど同じジュール加熱を受ける。

　　　　電流負荷前の断面

　　　Ｃｕ　ＵＢＭ
　　　　　温度勾配

　　　　　ボイド形成

　　　すべてのバンプでチップ側にボイド形成。
　　　バンプ３ではＥＭとＴＭ両方でＣｕが基材側に移動し、カソード（チップ）側に大きなボイド形成。
　　　バンプ２（電子の流れる方向はバンプ３と逆、つまりＥＭは逆）でもアノード（チップ）側に大きなボイド形成。
　　　Ｓｎは高温側（この試験ではチップ側）に移動しボイドははんだとＳｉチップの界面に蓄積。
　　　更にＥＭでＳｎはアノード（Ｓｉチップ）側に移動。したがってバンプ２のチップ側にボイドははんだの
　　ＥＭあるいはＴＭによるものとは認められない。
　　　Ｃｕ６Ｓｎ５　ＩＭＣのＴＭが破壊機構を支配すると考えられる。
　　　バンプ１、４がこの仮定を支持する。この２つはＴＭだけが起きる。
　　　Ｃｕ６Ｓｎ５ＩＭＣとＣｕ　ＵＢＭの位置をボイドが置き換えるのが認められる。
　　　従ってＣｕあるいはＣｕ６Ｓｎ５が４つのバンプで大きな温度勾配下では基材側に移動する。
　　　バンプ２ではＥＭだけだとチップ側にヒロックが形成されるだろう、しかしボイドが形成されている。
　　　したがってこの試験ではＴＭがＥＭを上回っていると推定される。

　　　ＴＭによるＣｕ－ＩＭＣ剥離の様子

　　　化学ポテンシャルの影響

　　　　アニールではＣｕ６Ｓｎ５が厚くなるが剥がれたり、基材側に移動したりしていない。
　　　　ＥＭやＴＭにくらべ化学ポテンシャルは無視できる。

　　　Ｃｕの固溶度はＳｎＰｂよりＰｂフリーはんだ大きいからＳｎＰｂではＣｕ　ＴＭを観察することは困難で、
　　ＳｎＰｂではＳｎあるいはＰｂのＥＭまたはＴＭが勝る。

　　　Ｃｕ／Ｎｉ　ＵＢＭ
　　　　　温度勾配

　　　　Ｃｕ　ＵＢＭに比べ温度勾配が少し小さい。

　　　ボイド形成の様子

　　　　ＥＭによるボイドがバンプ３にだけ形成。
　　　　バンプ１、２、４はＮｉ－Ｓｎ　ＩＭＣが厚くなっただけ。
　　　　Ｎｉ　ＵＢＭではＣｕあるいはＮｉのＴＭは認められない。

　　　ＣｕとＳｎによるＥＭとＴＭの模式図
　　　　　

Ｃｈｅｎ　Ｓｎ－８Ｚｎ－３Ｂｉ
　　　置換０．１５μｍＡｕ／無電解２μｍＮｉ－Ｐ／Ｃｕ｜２５０－２８０μｍＳｎ８Ｚｎ３Ｂｉ｜Ａｕ／Ｎｉ－Ｐ／Ｎｉ
　　　Ｃｕ側が低温側、最大温度差は６７℃。

　　　リフロー上がりの微細構造

　　　　界面にＡｕＺｎ３　ＩＭＣ形成。

　　　ＡＣ電流の場合

　　　　はんだとＡｕ／Ｎｉ－Ｐ／Ｃｕ界面に小さなＺｎ富化相が形成。
　　　　Ｎｉ側界面にはわずかなＺｎ相が埋め込まれたＳｎ富化領域形成。
　　　　はんだとＡｕ／Ｎｉ－Ｐ／Ｎｉ界面にＩＭＣ形成、Ｓｎ富化領域は７．３原子％のＮｉを含む。

　　　ＤＣ電流の場合

　　　　アノード側高温（ａ）ではアノード側にＡｕＺｎ３　ＩＭＣ相が溶解しＺｎ富化相に（ｂ）、
　　　低温のカソード側（ｃ）は電流負荷でもＡｕＺｎ３層は安定で連続的。
　　　　アノード側低温（ｄ）では多量のＺｎがアノード側に移動、灰色粒子（ＡｕＺｎ３　ＩＭＣ）がＺｎ富化相に見える（ｅ）。
　　　高温のカソード側（ｆ）は（ｃ）より厚いＳｎ富化層が形成されているが形態は同じ。
　　　　電流方向の違いによらずはっきりしたＮｉ－Ｚｎ　ＩＭＣは観察できない。

　　　　ＡＣとＤＣの比較ではＤＣでＮｉがはんだに拡散している。

　　　温度勾配のシミュレーション（ＤＣ）

　　結論
　　　ＡＣ条件ではＴＭだけが起きる。
　　　ＤＣ条件ではＥＭとＴＭ両方が起きる。
　　　ＴＭとＥＭのＺｎマイグレーション効果の相殺あるいは促進効果は電流方向による。

Ｇｕ　Ｓｎ－５８Ｂｉ
　　Ｃｕ｜Ｓｎ５８Ｂｉ｜Ｎｉ
　　はんだ幅２４０－２６０μｍ、径３２０μｍ

　　リフロー上がりはんだ接合断面

　　　Ｃｕ側：０．７μｍ厚みのＣｕ６Ｓｎ５、Ｎｉ側：０．６μｍ（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５

　　通電後での断面
　

　　　Ｎｉ側高温アノード条件ではアノード側のＢｉ富化層を除いてはんだ接合の微細構造はほぼ均一。
　　　Ｂｉ富化層は平均８．２μｍ。
　　　Ｃｕ側低温アノード条件でははんだ接合の微細構造は不均一傾向を示し、多くのＢｉがアノード側に蓄積し、
　　カソード側にＳｎ富化領域が残る。Ｂｉ富化層は平均１７．６μｍ、Ｓｎ富化帯は約３０μｍ。
　　　Ｃｕ側低温アノード条件ではカソード側にボイドが発生、これはＢｉのアノードへ側への移動とＳｎのＣｕとの反応による。
　　　Ｃｕ側がアノードのときＢｉ移動がより顕著だがこれはＴＭとＥＭの結合効果。
　　　ＮｉとＣｕの最大温度差は４２℃。
　　　Ｎｉ側高温アノード条件ではＮｉ側が０．８μｍ（Ｃｕ，Ｎｉ）６Ｓｎ５、Ｃｕ側は１．１μｍＣｕ６Ｓｎ５。
　　　Ｃｕ側低温アノード条件ではＮｉ側が（Ｎｉ，Ｃｕ）３Ｓｎ４でＣｕ側Ｃｕ６Ｓｎ５で厚みは両者とも２．１μｍ。
　　　Ｃｕ側低温アノード条件のＳｎ富化領域（ｆ）では微細なＢｉ粒が均一にＳｎマトリクスの分布。

　　各条件での原子流束の模式図

Ｙｅ
　　共晶Ｓｎ－Ｐｂ：径約１５０μｍ、高さ１００μｍ、Ａｌ配線：厚み１μｍ、幅１５０μｍ、

　　電流密度約１．３ｘ１０^４Ａ／ｃｍ２。
　　Ｓｉ側（カソード側）に激しいボイド核生成。
　　Ｃｕ板近く（アノード側）にヒロックが観察される。

　　　Ｓｉダイ側（アノード）近くにボイド核生成しているが上と比べボイドは少ない。
　　　ＥＭだけではこれは説明できない。これはＴＭ過程と考えられる。
　　　Ａｌ配線で最もジュール発熱がおき、このためＳｉダイ側が非常に高温となる。

　　マーカー試験

　　はんだＢではマーカーはＥＭ方向と反対方向（Ｓｉダイ側からＣｕ板側へ）に動くと期待される。

　　　実際のマーカーはＥＭと同じ方向、実際の拡散方向はＳｉダイ側（高温側、アノード側）からＣｕ板側で
　　ＴＭ効果を意味する。
　　　はんだＡ（Ｓｉ側カソード、高温側）では質量拡散はＳｉダイからＣｕ板だがより高い値でＴＭ促進ＥＭによる。

　　シミュレーションによる温度勾配

　　大きな温度勾配が熱マイグレーションＴＭを引き起こす。

Ｙａｎｇ
　　共晶Ｓｎ－Ｐｂ

　　１５０℃での温度勾配　８．１℃／３０μｍ＝２７００℃／ｃｍ

　　Ｐｂの熱マイグレーションが見られる。

　　粗大化以外は明らかではない。

　　１５０℃での熱マイグレーションとエレクトロマイグレーションの駆動力を比較し、熱マイグレーションを無視できないとする。

Ｂａｓａｒａｎ　　高電流密度での破壊モード
　　はんだ：Ｓｎ－３７Ｐｂ

　　観察された破壊モード
　　　極高温によるはんだ接合破壊
　　　高温によるＡｌ配線での破壊
　　　　　→この２つは
　　　電流負荷でのはんだ接合のボイド核生成と成長によるはんだ接合破壊
　　　　　→エレクトロマイグレーションと熱マイグレーションの組み合わせによる
　　　　　　熱マイグレーションが重要、

　　　＜極高温によるはんだ接合破壊、Ａｌ配線がジュール熱発生源＞