一种电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型及其分析构建方法和应用

摘要

一种电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型及其分析构建方法和应用。本发明属于电子封装领域。本发明的目的是为了解决现有基于电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点的可靠性影响机理不明确的技术问题。方法：步骤1：制备焊点；步骤2：将焊点高温下存储0‑1000h；步骤3：使用晶圆级凸点推球实验分别对存储了不同时间的焊点进行破坏实验；步骤4：记录焊点的剪切强度，同时在扫描电子显微镜下观察断口形貌，并测量IMC层厚度，再结合EDS和背散射电子衍射分析。本方法通过SEM、EDS、EBSD和焊点的力学性能相结合的方式，对焊点的微观晶粒生长机制进行了揭示。

说明书

技术领域

本发明属于电子封装领域，具体涉及一种电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型及其分析构建方法和应用。

背景技术

近10年来，电子信息行业的蓬勃发展，智能手机、物联网、汽车电子、高性能计算、5G、人工智能等新兴领域对封装技术提出更高要求。电子设备向着小型化、轻薄化、高性能和多功能的方向发展。作为芯片中的关键组成部分之一，集成电路封装技术也随之发展到达了新的高峰，电子封装技术朝着高密度封装、减少封装体尺寸等方向发展。焊点在封装中同时承担了电力连接、机械连接的任务，也为封装芯片提供散热通路，同时焊点又是封装体内的薄弱环节，因此焊点的失效原因和可靠性问题一直都是关注重点。

焊点在高密度封装体工作时不可避免地需要在高温下长时间服役，焊点在高温时效下随着IMC的生长会出现扩散导致的柯肯达尔孔洞以及体积变化导致的应力集中裂纹等缺陷，同时脆性IMC的大量生长导致焊点力学性能下降，这都影响着整个器件工作时的稳定性。

为了减缓IMC生长，人们尝试了很多方法，其中之一的方法是在焊盘上制出一层阻挡层材料，阻止钎料和基底材料间的快速扩散并减缓IMC生长的速度。目前制备扩散阻挡层的主要方法有包括磁控溅射、电镀、化学镀等，而电镀Ni由于其可靠性高，可操作性好等特点，在电子封装领域被广泛应用。因此，了解电镀Ni层对晶圆级封装焊点的失效机理，构建失效模型，特别是在高温存储条件下微观组织演变和力学性能的变化具有重要的现实意义。但是目前对于电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu接头的晶粒结构演变并没有进行深入的探索。也没有相关的寿命模型和损伤机制模型的提出。

发明内容

本发明的目的是为了解决现有基于电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点的可靠性影响机理不明确的技术问题，而提供一种电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型及其分析构建方法和应用。

本发明的目的之一在于提供一种电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型的分析构建方法，所述方法按以下步骤进行：

步骤1：制备电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点；

步骤2：将焊点高温下存储0-1000h；

步骤3：使用晶圆级凸点推球实验分别对存储了0h、250h、500h、750h和1000h时的焊点进行破坏实验；

步骤4：记录焊点的剪切强度，同时在扫描电子显微镜下观察断口形貌，并测量IMC层厚度，再结合EDS和背散射电子衍射分析，完成电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型的分析构建。

进一步限定，步骤1中所用电镀液为MICROFAB Ni 200电镀液。

进一步限定，步骤2中所述高温为150℃。

本发明的目的之二在于提供一种按上述方法构建的电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型。

进一步限定，所述电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型包括三种模式，所述三种模式由两种断裂路径组成，其中，路径一：断裂位置位于钎料内部，路径二：断裂位置位于IMC层或IMC层与钎料界面处，模式一完全为路径一，模式二为路径一和路径二的混合路径，模式三完全为路径二。

进一步限定，存储时间≥1000h时，失效模型由模式一、模式二和模式三构成。

进一步限定，存储时间≤750h时，失效模型由模式一和模式二构成。

更进一步限定，存储时间≤500h时，失效模型中模式一占比≥75％。

更进一步限定，500h＜存储时间＜750h时，失效模型中模式一占比≤75％。

本发明的目的之三在于提供一种上述电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型的应用，所述电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型用于焊点寿命预测以及损伤机制判断。

本发明与现有技术相比具有的显著效果：

本方法通过SEM、EDS、EBSD和焊点的力学性能相结合的方式，对焊点的微观晶粒生长机制进行了揭示，并且通过实验，构建了在不同时长的使用条件下，焊点在外力作用下受到的不同破坏的损伤机制和失效模型，具体优点如下：

1)本模型构建了含有新型电镀镍层的微焊点在长时间高温下的损伤失效模型。电镀镍是目前电子封装领域的扩散阻挡层使用非常多的材料和方式，针对含有电镀镍层的焊点建立失效模型，非常具有现实意义和使用价值。

2)本失效模型不仅仅观察了断口的界面，更是结合了扫描电子显微镜，EDS和EBSD等多种方式，从晶粒结构，晶粒取向和大小，微观组织入手，综合组织的演变和力学性能的变化，揭示了损伤的机理，两方面相互印证，提高了模型的准确性。

3)本实验进行了老化加速实验，模拟了实际焊点的晶粒组织的演变和力学性能的变化，阐述了焊点失效的微观机制，为今后电镀Ni层焊点提高寿命和性能提供了理论指导。

附图说明

图1为本发明的电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型示意图；其中(a)-完好焊点，(b)存储时间≤500h，(c)500h＜存储时间＜750h，(d)存储时间≥1000h；

图2存储不同时间后焊点破坏后断口形貌SEM图，其中(a)-(d)分别为存储250h，500h，750h和1000h的断面形貌；

图3为图2(d)中标记部分的放大图；

图4为基于图2的柱形图；

图5为经过1000h高温存储的焊点的EDS图，其中(a)-镀镍层与焊球界面处的扫描电镜图(BSE)，(b)-Sn元素的分布图，(c)-Ni元素的分布图，(d)-Cu元素的分布图，(e)Ag元素的分布图；

图6为存储不同时间后断面EBSD图；其中(a)-显示不同晶界，(b)-相图，(c)-晶粒取向图，(d)-结晶与再结晶分布图，(e)-应力图。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

下述实施例中所使用的实验方法如无特殊说明均为常规方法。所用材料、试剂、方法和仪器，未经特殊说明，均为本领域常规材料、试剂、方法和仪器，本领域技术人员均可通过商业渠道获得。

下述实施例中所用的术语“包含”、“包括”、“具有”、“含有”或其任何其它变形，意在覆盖非排它性的包括。例如，包含所列要素的组合物、步骤、方法、制品或装置不必仅限于那些要素，而是可以包括未明确列出的其它要素或此种组合物、步骤、方法、制品或装置所固有的要素。

当量、浓度、或者其它值或参数以范围、优选范围、或一系列上限优选值和下限优选值限定的范围表示时，这应当被理解为具体公开了由任何范围上限或优选值与任何范围下限或优选值的任一配对所形成的所有范围，而不论该范围是否单独公开了。例如，当公开了范围“1至5”时，所描述的范围应被解释为包括范围“1至4”、“1至3”、“1至2”、“1至2和4至5”、“1至3和5”等。当数值范围在本文中被描述时，除非另外说明，否则该范围意图包括其端值和在该范围内的所有整数和分数。在本申请说明书和权利要求书中，范围限定可以组合和/或互换，如果没有另外说明这些范围包括其间所含有的所有子范围。

本发明要素或组分前的不定冠词“一种”和“一个”对要素或组分的数量要求(即出现次数)无限制性。因此“一个”或“一种”应被解读为包括一个或至少一个，并且单数形式的要素或组分也包括复数形式，除非所述数量明显只指单数形式。

实施例1：本实施例的一种电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型的分析构建方法按以下步骤进行：

步骤1：

使用MICROFAB Ni 200电镀液和回流焊工艺电镀RDL，制备电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点；

用AOI技术对RDL和焊点进行一致性检测，确保RDL层平坦光滑，焊点大小一致，采用X-RAY对焊点内部进行缺陷检测，确保焊点内部无空洞等缺陷，为后续的实验提供了良好的基础，避免了随机选取焊点而导致的偶然误差。

步骤2：

将焊点于150℃下存储0-1000h。

步骤3：

使用晶圆级凸点推球实验分别对存储了0h、250h、500h、750h和1000h时的焊点进行破坏实验，每个存储温度选取20个焊点来进行推球破坏的测试。

步骤4：

记录焊点的剪切强度，同时在扫描电子显微镜下观察断口形貌，并测量IMC层厚度，再结合EDS和背散射电子衍射分析，完成电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型的分析构建。

结合图1，所述电镀Ni晶圆级封装SnAg/Cu焊点高温失效模型包括三种模式，所述三种模式由两种断裂路径组成，路径一：断裂位置位于钎料内部，路径二：断裂位置位于IMC层或IMC层与钎料界面处，模式一(Type1)完全为路径一，模式二(Type2)为路径一和路径二的混合路径，模式三(Type3)完全为路径二；完好焊点如图1(a)所示；存储时间≥1000h时，失效模型由模式一、模式二和模式三构成，如图1(d)所示；存储时间≤500h时，失效模型中模式一占比约为75％，如图1(b)所示；500h＜存储时间＜750h时，如图1(c)所示。

首先，结合记录的焊点剪切强度，可以发现，前750h的时间里，剪切力随着存储时间的增加而降低，0-250h时间内，剪切力的减小幅度最为明显，下降了0.847mg/μm

同时，在扫描电子显微镜下观察断口形貌，并测量IMC层厚度，结果如图2所示，其中(a)-(d)分别为存储250h，500h，750h和1000h的断面形貌，图2(d)中标记部分的放大图如图3所示。我们可以看到存储250h的切面比较平整，70％的区域为滑条状的痕迹。而随着存储时间的增加，断面的平整区域的面积逐渐减少，断面变得更加不平整，上面有明显的凹凸不平的区域，这意味着不仅焊点的剪切强度有所降低，其塑性也随之下降。同时结合本发明的失效模型，我们可以看到蓝色标记部分的断裂模式为模式一，灰色未标记部分的断裂模式为模式二，而红色标记部分的断裂模式为模式三。

基于图2的柱形图如图4所示，可以看出，当储存时间达到250h时，出现了模式二所示的断裂，即断裂在靠近IMC层的位置上。模式二形式的断裂为典型的脆性断裂，在断裂面上可以看见细小的晶粒。产生模式二断裂的原因是因为随着存储时间的增加，IMC层的厚度也会越来越厚。而IMC层为脆性相，抗剪性能差，导致焊点的力学性能也随之下降。可以清晰的看到，路径一断裂随加热时间的增加，比例逐渐减少。而断裂路径一和断裂路径二的混合部分，即模式二的比例在逐渐的增加。这是因为随着IMC层厚度的增加，在钎料中会出现Ni

再结合EDS分析，经过1000h高温存储的焊点的EDS图如图5所示，可以看到，即便是经过1000小时的高温存储，电镀Ni阻挡层也很好的阻挡了Cu的扩散，只有极少量的Cu扩散至焊球内部。但是镀层中的Ni元素会扩散到钎料，对元素比例进行分析，可以得出生成的相为Ni

对界面IMC层进行背散射电子衍射(EBSD)分析，结果如图6所示，从左到右依次是存储250小时、500小时和1000小时的。

图6(a)显示不同晶界，可以看到最上层的铜和铜下面的IMC层的晶粒比较大，平均的晶粒大小为0.56微米左右。

图6(b)为相图，主要标定了Cu(用红色表示)，镍锡合金(用绿色表示)和铜锡合金(用橙色表示)。可以看到随着存储时间的增加，铜会向镍镀层中进行扩散。这一趋势在储存1000h时更为明显，可以清晰的看到界面结合处有少量的橙色，这意味着经过1000小时的高温存储后，铜已经穿过了镍镀层与锡结合，形成铜锡合金。

图6(c)为晶粒取向图，在老化250小时后，在SnAg一侧有较大的晶粒，而在Ni一侧，更多的是较为细小的晶粒。而到1000h时，晶粒尺寸变得更加大了，在Ni一侧几乎时没有了小晶粒。这是因为刚开始的时候，IMC的形成动力主要是因为晶界扩散，速度较快。不同取向的Ni晶粒都能形成Ni

图6(d)为结晶与再结晶分布图，可以看出，重结晶的区域主要集中在Ni

图6(e)-应力图，可以看出，由于发生相变，在界面处会产生晶粒取向的变化和应力，因此在界面处生成大量的小尺寸晶粒。而后随着Sn的扩散，Cu

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，这些具体实施方式都是基于本发明整体构思下的不同实现方式，而且本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应该以权利要求书的保护范围为准。