铜丝球键合工艺及可靠性机理

鲁 凯，任春岭，高娜燕，丁荣峥

（无锡中微高科电子有限公司，江苏 无锡 214035）

1 引言

随着微电子集成电路线宽尺寸不断缩小的发展趋势，与之相应的芯片封装密度也在不断提高，封装技术也在一直不断创新。传统的引线键合技术由于成熟稳定，直到今天仍是芯片内连技术的主流，大约承担了所有IC电互连约95%的键合任务。但是随着芯片焊盘间距和特征线宽的不断下降，引线键合技术中所采用的传统的金丝和铝丝已经在导电和导热性能上逐步趋近于极限。表1为2010年封装技术预测指标。

从表1可以看出，微电子封装的密度正在上升到一个新的阶段。鉴于以上趋势，早在2003年国际半导体技术指南（ITRS）中指出：采用铜丝代替传统的金丝球焊和直接在铜焊盘上丝焊是近期电子封装技术面临的困难与挑战之一。铜丝球焊由于其价格和性能上的优势，其发展致力于取代金丝球焊。目前为止已有很多研究人员对其进行了研究，研究发现铜丝键合虽然拥有广阔的应用前景，但由于铜易氧化及硬度高，需要多方面协调来解决问题。

2 材料性能

对于键合丝来说，最为广泛采用的是金丝和铝丝，但是由于铜金属化层与传统铝金属化层相比具有更为出色的电学性能，芯片制造中铜金属化技术正受到重视。同时铜丝球键合技术也受到了广泛的关注和研究[1～4]。

众多研究结果表明，通过传统的丝球焊加工方法，铜丝完全可以达到甚至超过金丝球焊的效果。鉴于铜丝球键合和金丝球键合工艺过程基本相同，目前市场上并没有开发出相应的铜丝球键合专用设备，一般采用金丝球键合设备附加气体保护装置进行铜丝球键合。铜丝球焊应用所产生的相应问题归根结底是由材料性质的差异引起的，表2是铜和金物理性质方面的差异比较。

由表2可以看出，在机械性能方面，铜材料的拉伸强度比金高，延展率接近金。用于引线键合的铜丝和金丝都是经过退火处理、纯度为99.99%或者更高的丝线，处理后的铜丝所表现出来的拉伸强度和延展率与金丝相当。研究证明采用铜丝所得到的键合点强度要高于金丝键合强度：直径为25 μm的铜丝获得的键合点剪切强度平均为85g～110g，抗拉强度平均为11g～13g，两项数据均优于金丝键合点30%～40%；另外，铜丝较强的抗拉强度可以使丝线直径变得更细，焊盘尺寸和焊盘间距也能相应减小，有利于提高芯片I/O密度；同时高强度的铜丝可以进行大跨度键合，并能在一定程度上阻止丝摆和机械冲击引起的短路。随着封装密度的不断提高，键合点球颈处的细微缺陷对焊点可靠性的影响也变得越来越显著。研究表明，铜球焊点具有优异的球颈强度，且拉弧稳定性高，可以有效防止球颈处断裂，从而增加焊点可靠性，但是铜球的高硬度也会带来很多问题。一般来说，焊球硬度与焊盘越匹配越好，但目前常规焊盘材料为铝，铜与铝的硬度不匹配会造成铝层被严重挤压或出现芯片弹坑，同时由于铜硬度比金高，铜丝第二键合点的形成难度要比金丝第二键合点难，并且会进一步影响到第二顺序键合点的性能。因此在选用铜丝作为键合引线时，必须解决高硬度带来的问题。

从表2可看出，在电学和热学性能上，金电导率为0.42（μΩ/cm）-1，而铜电导率为0.62（μΩ/cm）-1，比金大33%左右；另外铜丝热导率也比金丝有较大的提高。因此铜丝键合不仅可以应用于对电流负载要求较高的功率器件的制造，而且可以使高密度封装时的散热更为容易。

铜丝取代金丝的另一个重要原因就是成本低。如果按直径50 μm，长度为1km金丝的价格为600$计算，则相同尺寸的铜丝价格仅为金丝的1/20。

3 铜引线键合工艺技术

3.1 防氧化

目前铜引线键合工艺并没有开发出相应的专用键合设备，业内主要采用加以改进的金丝球焊设备。为了防止铜丝键合过程中的氧化，铜丝键合设备须添加专用的防氧化装置，通常使用N2/H2混合气体进行保护。保护气体主要成分为95%N2/5%H2。图1是K&S公司专用的铜丝键合防氧化装置及示意图。

但铜丝键合工艺过程仍不能完全避免铜氧化。Wai.Lam等人[5]研究表明铜丝表面状况（包括氧化、表面粗糙度等）对第二焊点抗拉强度有着明显的影响。试验发现氧化程度越高，键合丝抗拉强度越小，如果氧化过于严重则会造成虚焊。该研究还发现焊点位置以及超声振动方向也对焊点强度产生一定的影响。一般认为铜焊盘上氧化物厚度如果在5nm以下，对键合效果没有显著影响，但是当氧化物层厚度超过5nm则会严重影响焊点键合性能。这主要是由于键合过程中，超声和压力的塑性变形作用不能使氧化膜挤压出焊点键合区域，较大程度减少了纯净金属间的接触，当氧化较为严重时，则会出现第二键合点失效等问题。Hong.Meng.Ho等人[6]的研究表明铜焊盘上氧化物优先在晶界节点和边界处生长。对于铜焊盘上氧化物层的去除，一方面可以通过气体保护尽量减缓氧化，另一方面可以通过保护气体等离子清洗去除。烧球过程中铜氧化物的存在不但会影响到键合效果，同时也会影响铜球硬度。Caers等人[7]认为铜丝球键合工艺对氧化物的敏感程度要高于铝丝楔焊和金丝球焊，在铜丝形球过程中，铜氧化物融入到铜球中，会使铜球硬度上升，在铜球受到挤压变形时需要施加更大的压力，从而有可能引起硅片损伤，并且铜球硬度的上升也阻碍了铜球塑性变形。

3.2 工艺参数

与金丝球键合相比，铜丝球键合工艺参数窗口较小，工艺稳定性不高，因此铜丝球键合工艺参数优化和选择显得更为重要。目前有很多学者对铜丝球键合工艺参数进行了研究。研究人员对键合压力、键合温度及键合时间通过试验设计分析认为，采用较高的压力和温度可获得高强度焊点，但压力过大会造成芯片弹坑和金属化层挤压严重。键合时间的加长有利于铜丝表面氧化物的去除，长时间超声振动会使焊点变形加大，同时使氧化膜部分挤出，从而键合效果得到加强，但是会影响到焊点外观也不利于量产，因此应综合考虑以确定最佳键合时间。不同的超声能量会对焊点剪切强度产生较大影响，但是与金丝球焊相比，其影响并没有后者显著。另外较低的键合温度将不能保证焊点的结合强度。通过实验还发现，由于铜球硬度较高，在剪切试验时，焊盘金属化层会随着铜球焊点的脱落而部分脱落，脱落区域面积取决于金属化层厚度、工艺参数和所使用芯片金属化层种类。

Luu T. Nguyen[8]认为铜丝球键合主要依靠超声能量来去除氧化膜，但如果超声能量过大会造成芯片损伤破裂，如果超声能量过小，则氧化物去除不充分，将形成虚焊。为了更为有效地去除氧化膜，他们提出了采用两阶段超声施加方式来解决这一问题，如图2所示：第一阶段的超声能量主要用于去除氧化膜，而第二阶段的超声能量主要用来进行键合，且能量约为第一阶段的30%～50%。实验发现采用这种方式进行键合能取得较为理想的结果，同时还发现焊点剪切强度与第一阶段的超声能量有直接关系，与第二阶段关系不大。同时通过实验发现，键合压力对芯片的损伤程度大于超声能量对芯片损伤。如果在超声振动初期不施加一个较大的压力来固定焊点使铜球发生充分变形，那么将更容易使芯片上产生弹坑。因此，在超声施加之前需要一个较大的压力来使铜球充分变形，在键合超声施加后必须减小键合压力来减轻芯片损伤。实验发现这两个阶段的压力之比在2～4:1左右比较合适。从铜球变形模拟模型来看，键合后最大应力在铜球的边缘区域，事实也证明在该区域最容易出现弹坑。另外焊盘上金属化层厚度越大，芯片上压应力将会越小，这说明在铜球和SiO2之间的铝金属化层对铜球键合所带来的冲击起到一定的缓冲作用。

超声能量又可细分为超声频率和超声振幅。超声频率和振幅会对焊点性能产生不同程度的影响。目前铝丝键合所采用的超声频率多为60kHz，金丝键合所采用的超声频率多为120kHz，这主要是根据几十年以前的工艺参数所定的。另外也有使用低于0.1kHz和高于1MHz超声的相关报道。研究认为，采用高频超声可以在较低温度下经过较短时间完成可靠的连接过程，并且可以改善键合效果。从键合点外观看，超声频率越大，焊点尺寸越大，也就是说金属发生塑性变形的能力越强。

一直以来研究人员通过研究超声对金属塑性变形作用发现，超声对金属的作用有两种：一种是超声软化作用，另一种是超声作用过后对金属的加工硬化作用。他们通过对高纯铝单晶的实验研究发现，超声振动和外界温度都能促进金属塑性变形能力，但其原理是不一样的：超声振动在传播时能被金属内部的位错吸收，并且超声能量只会在能发生塑性变形的晶界处被吸收[9]，从而激发金属内部位错的移动，因此超声对金属有软化作用且效果较为明显；外界温度对金属的软化作用没有超声作用明显，主要是因为温度所产生的热量是均匀分布在晶体内部，从而对塑性变形影响较小。超声的另一个作用是在超声施加后会产生加工硬化，而热作用后一般只会产生永久的软化。正是因为超声的这种特殊作用机制使得采用不同频率的超声所引起的软化程度有所不同。Charles等人[10]采用60kHz和100kHz的超声频率进行了键合对比试验发现，在金焊盘和纯铝焊盘上采用100kHz的超声频率所获得的焊点强度远大于采用60kHz超声频率时的焊点强度，而60kHz超声时的工艺参数窗口要大于100kHz时的工艺参数窗口，但100kHz超声频率下的明显优势是可以使键合时间降低20%～60%而保持剪切强度不变，特别是在软焊盘上这种优势更为明显。

3.3 晶粒方面

金属内部的晶粒大小对其硬度有着直接的影响。因此，为了降低铜丝球焊点的硬度，采用合适的烧球工艺参数来改变铜丝热影响区及铜球内部的晶粒大小对提高键合性能有着重要的作用。

Caers等人[7]认为，铜丝内部晶粒尺寸与丝线直径之间的比例会影响到第二焊点形状，他们通过高温回火处理使铜丝内部组织发生重结晶来软化铜丝，研究发现，如果铜丝在重结晶过程中形成的晶粒尺寸与丝径尺寸相差不多，那么其机械性能和未回火的铜丝相近。一般认为好的热处理过的铜丝在丝径尺寸内有数个晶粒组织并相互交错，这样的组织在第二焊点键合时可获得可靠的连接效果。

铜是面心立方体结构，在结晶过程中晶粒生长沿[001]方向，具有12个滑移系，且在应力方向上很容易发生滑移。键合时由于超声和压力的作用铜球会迅速发生变形。由于金属塑性变形主要是通过滑移及孪生等方式进行的，因此在铜丝键合之后必然会在焊点内部出现位错墙、微滑移带、亚晶等缺陷和变形组织。Srikanth[11]通过对不同直径铜丝球焊点截面分析发现，由于烧球过程中保护气体的对流散热作用，铜球在结晶过程中会从球底部向球径处生长出柱状晶，而靠近铜球的铜丝有明显的再结晶迹象，如图3（a）所示。而在键合后，焊点内的柱状晶粒在超声和压力的作用下发生了较为严重的变形，而在每个晶粒内部出现了蜂窝状的晶苞和疲劳纹状的滑移带，如图3（b）所示。

Hansen[12]研究了包括铜在内的多晶面心立方材料在冷变形过程中的显微组织变化。研究发现，即使只有更少的滑移系（少于5个），在一个晶粒内仍然会发生以滑移带的方式进行的塑性变形。晶粒尺寸D*可以通过下面的经验公式表示：

式中K是常量，G是剪切模量，b是伯格斯矢量，τ是流动应力，τ0是摩擦应力。其中，流动应力与单位面积上施加的超声能量成正比。

另外，铜发生孪晶变形的临界应力受多个参数控制：温度、变形率、晶粒尺寸以及堆垛层错能。孪生生长所需的应力是成核应力的一部分，这是因为孪生基本上是克服障碍且与滑移相关的塑性流。从Hall-Petch关系；

式中σ是应力，σ0是摩擦应力（firction stress），d是平均晶粒尺寸。常量k，即Hall-Petch斜率，对纯铜孪生而言取0.7MN/m3/2，对滑移而言取0.35MN/m3/2。因此，在铜体系中发生孪生要比滑移困难。

4 铜丝球焊互连可靠性研究

4.1 金属间化合物

在引线键合技术中为了达到有效的键合强度，必须使引线材料和焊盘之间达到洁净原子间的接触。引线材料和焊盘达到原子间接触后由于材料的不同，一般会在界面处生成金属间化合物（IMC）。金属间化合物的适度生长会使焊点界面合金化从而有效增加焊点的结合强度。但是，IMC的过量生长会导致焊点失效。

目前，对于金丝铝焊盘引线键合中IMC生长导致的紫斑（AuAl2）和白斑（Au2Al）等问题已经得到了业界广泛的关注。铜丝铝焊盘引线键合焊点内部的IMC生长问题也已经得到一定程度的研究。一般来说，铜/铝间扩散速度要比金/铝间扩散速度低的多，金球焊点比铜球焊点更易形成柯肯德尔孔洞。原因有两个：首先，铜原子激活能大于金原子，铜原子之间的原子间距比金小，因此需要更多的能量克服原子间的束缚力实现扩散；铜铝之间的扩散类似于置换式扩散，需要更多的能量，而金铝之间的主要扩散形式则是需要能量相对较小的间隙式扩散。许多研究人员通过对宏观Cu/Al界面的扩散试验发现，在150℃～300℃之间，从铝到铜，金属间化合物的主要成分依次是：CuAl2、CuAl、Cu4Al3、Cu3Al2、Cu9Al4等[13]。图4是铜铝相图。

Hyoung-Joon. Kim等人[14]通过对铜丝球焊中铜铝金属间化合物研究发现，由于焊盘上铝层较薄，在高温存储时生成的IMC主要是CuAl2、CuAl、Cu9Al4这三种，但要区分各成分是比较困难的。有研究表明[15]，影响IMC生成的主要因素有原子尺寸、电负性、原子序数、结合能量等。而结合能量主要表现为金属的熔点，Cu、Al、Au三种金属熔点相近，故结合能量对金属间化合物的形成不起重要作用。另外，Cu、Al、Au三种金属的原子序数相近，从固溶性的角度出发，一般认为原子序数对金属间化合物生成的影响不大。总体来说影响金属间化合物生成的主要因素是原子尺寸和负电性。由于Cu、Al、Au都是面心立方体结构，它们都不能阻碍原子移动，所以在Cu-Al及Au-Al之间都存在完全固态可溶性的可能。Hume-Rothery理论认为原子尺寸大小、电化学性、电子价态等共同决定了原子的可溶性。尽管三种金属的结构相同，但是铜和铝原子尺寸相差甚远，铝原子半径的渗入会破坏铜原子排列阵列。金、铝原子阵列不匹配度为-0.7%，而铜、铝原子阵列不匹配度为+10.7%，因此铝原子可以轻易进入金原子的阵列，而不能轻易进入铜原子的阵列中去。Hume-Rothery理论认为只要不匹配度在±15%以内都可以固溶，因此原子半径差异是影响金属的固溶性的因素之一，但不是必要因素。负电性方面，金原子的负电性要比铜原子高，约为铝原子的两倍，而负电性决定了原子的化学亲和力，因此铝原子可以比较容易在金原子中溶解。综上，原子半径大小和负电性差都有利于铝在金中的固溶，而不能在铜原子中很好的固溶，因此Au-Al之间更易形成金属间化合物，并且Au-Al之间形成的化合物要比Cu-Al化合物稳定。

4.2 失效模式

为了解铜丝球键合点在器件使用过程中性能变化情况，很多研究人员通过加速寿命试验对焊点界面IMC生长情况及失效模式进行了分析。Hyoung-Joon. Kim[16]通过对键合焊点进行不同温度的高温存贮，并进行老化试验发现：不同老化温度和时间的焊点的剪切强度变化有所不同，并且剪切失效模式也有差异。一般球键合点的剪切失效模式一般可分为三种：粘接失效、界面失效和球内断裂，如图5所示。

在150℃时，随着老化时间的增加，剪切后焊盘上铜球残余越来越多，而且焊盘上仍然有大量铝存在，经过分析发现在这种条件下Cu/Al的IMC很难生成，即使生成，量也是很小的，IMC的不足导致焊点强度较低，因此在剪切时会在界面处断裂，如图5（a）所示，这种失效模式称为粘接失效。随着老化时间的增长，界面开始反应，所以老化时间越长，焊盘上的铜残留越多。当老化温度上升到250℃时，焊盘上的铝明显减少，同时研究发现铝层下面SiO2发生了增长，时间越长，增长越严重。由于铝层较薄，在250℃老化条件下，铜和铝的相互扩散速度增大，经过一段时间后铝层将被消耗掉，导致IMC直接与SiO2接触，而这种界面强度要明显低于Cu-Al界面强度，从而形成如图5（b）所示的界面失效模式。当在300℃老化条件下，老化25h之前界面失效类似于250℃时的情况，老化时间为100h后失效将发生在铜球内部，形成球内断裂失效模式，这主要是因为在较高的温度下，铜球内部发生了重结晶，改变了铜球内部组织结构，使铜球发生了软化，故剪切试验时失效模式为球内断裂。

5 其他

近年来，由于铜丝在机械性能、电学性能及IMC生长稳定性等方面的优势及芯片铜焊盘技术的发展，铜引线框架、基板覆铜工艺及铜丝球键合已经受到广泛的关注和研究。随着微电子封装集成度的不断提高，相应的封装过程中需要更小尺寸的焊盘结构和焊点形态。由于楔焊过程是冷压超声焊，不需要烧球，缩短了焊点尺寸，缩短了键合工艺时间，因此更有利于在高密度、细间距封装中应用。除铜丝球键合工艺以外，铜丝楔焊也正受到半导体封装行业研究领域关注。铜丝楔焊过程中所遇到的一系列问题也有待进一步的解决。

［1］S. Mori, H. Yoshida, N. Uchiyama. The development of new copper ball bonding-wire [C]. in Proc. 38th Electron.Comp. Conf., 1988.

［2］J. Kurtz, D. Cousens, M. Dufour. Copper wire ball bonding[C]. in Proc. 34th Electron. Comp. Conf., 1984.

［3］K. Toyozawa, K. Fujita, S. Minamide, et al. Development of copper wire bonding application technology [C]. IEEE Trans.Comp. Hybrids Manufact. Technol., vol. CHMT-13, 1990.

［4］M. G. Osborne, N. M. Murdeshwar. Developing wire bond interconnect solutions for copper [C]. in Proc. 3rd Annu.Semicond. Packag. Symp., SEMICON W, 2000.

［5］Kan Wai Lam, Hong Meng Ho. Fine Pitch Copper Wire Bonding on Copper bonding Pad Process Optimization [C].IEEE Trans, Int’l Symposium on Electronic Materials and Packaging, 2002.

［6］Hong Meng Ho, Wai Lam. Direct Gold and Copper Wires Bonding on Copper [J]. Microelectronics Reliability, 2003,43: 913-923.

［7］J. FJ. M. Caers, A. Bischoff. Conditions for reliable ballwedge copper wire bonding [C]. IEEE Trans, Trans, Int’l Symposium on Electronic Materials and Packaging, 1993.

［8］Luu T, Nguyen. Optimization of Copper Wire Bonding on Al-Cu Metallization [J]. IEEE Transactions on Components. Packaging and Manufacturing Technology, 1995, 18（2）: 423-429.

［9］W. p. Mason. Physical Acoustics and Properties of Solids Princeton [M]. N. J.: Van Nostrand, 1958: 402.

［10］H. K. Charles JR, K. J. Mach, S. J. Lehtonen. Wire Bonding at Higher Ultrasonic Frequencies [J]. Reliability and Process Implications. Microelectronics Reliability, 2003, 43（1）: 141-153.

［11］N. Srikanth, S. Murali. Critical study of thermosonic copper ball bonding [J]. Thin Solid Films, 2004, 462-463: 339-345.

［12］N. Hansen. Cold deformation microstructures [J]. Material.Science. Technology, 1990, 6p: 1039-1047.

［13］Y. Funamizu, K. Watanable. Interdiffusion in the Al-Cu system [J]. Trans. Jpn. Inst. Metal, 1971, 7: 147-152.

［14］Hyoung-Joon. Kim, Joo Yeon Lee. Effects of Cu/Al Intermetallic Compound（IMC）on Copper Wire and Aluminum Pad Bondability [J]. IEEE Trans. Comp., Packag.Technol., 2003, 17: 367-374.

［15］S. Murali, N. Srikanth, Charles J. Vath III. An Analysis ofIintermetallics Formation of Gold and Copper Ball Bonding on Thermal Aging [J]. Materials Research Bulletin, 2003,38: 637-646.