甘貴生，江兆琪，陳仕琦，許乾柱，劉 聰，黃 天，唐羽豐，楊棟華，許惠斌，徐向濤

(1.重慶理工大學(xué) 重慶特種焊接材料與技術(shù)高校工程技術(shù)研究中心，重慶 400054；2.重慶平偉伏特集成電路封測(cè)應(yīng)用產(chǎn)業(yè)研究院有限公司，重慶 405200)

隨著現(xiàn)代電子行業(yè)的迅猛發(fā)展，電子元器件逐步由最開始的小規(guī)模、中規(guī)模向著大規(guī)模和超大規(guī)模方向發(fā)展，與之相伴的電子封裝行業(yè)也正蓬勃發(fā)展。為了適應(yīng)半導(dǎo)體行業(yè)高速度、高密度、低成本、高效率的發(fā)展要求，傳統(tǒng)的金屬與金屬的互連已然無法滿足。為了適應(yīng)新的封裝需求，即滿足材料的密度小、導(dǎo)熱率高、強(qiáng)度高的同時(shí)，價(jià)格要較為低廉，陶瓷材料的各項(xiàng)性能較為符合要求，因而近年來市場(chǎng)份額正在逐年加大[1-3]。在電子封裝領(lǐng)域，常見的互連形式有一級(jí)封裝的芯片與基板的引線鍵合、倒裝焊，二級(jí)封裝的元器件與基板的回流焊和波峰焊等等；涉及到的互連母材主要有覆銅板(Cu及其各類UBM)、鋁電極、Al2O3和SiC各類陶瓷基板材料；用到的互連材料主要有金絲、銀絲、鋁絲及銅絲各類引線，焊料、焊膏、焊絲、助焊劑等各種軟釬焊材料，玻璃及各類活性釬料及其涂層[4-6]。本文主要綜述了金屬與金屬之間的互連、金屬與陶瓷之間的互連，簡(jiǎn)要介紹了陶瓷和塑料、金屬與塑料、陶瓷和玻璃的封接。

1 電子封裝異質(zhì)材料連接研究進(jìn)展

1.1 異質(zhì)金屬互連的研究

2018年全球IC封裝材料規(guī)模達(dá)到200億美元，其中鍵合絲占15%，約為30億美元。全球IC鍵合絲市場(chǎng)穩(wěn)步增長(zhǎng)，預(yù)計(jì)2022年將達(dá)40億美元[7]。2018年鍵合絲產(chǎn)值占半導(dǎo)體封裝材料總產(chǎn)值的21%～25%，產(chǎn)量維持在20 t以上，以此估算2019年我國鍵合絲市場(chǎng)規(guī)模約為12.6～15億美元[8]。全球鍵合絲產(chǎn)品市場(chǎng)方面，金絲在全球鍵合絲的商場(chǎng)中的份額為36%，占比最大；由于金價(jià)的上漲，以及5G技術(shù)對(duì)于高密度，大功率，高溫服役及高速鍵合等工藝性能的要求，傳統(tǒng)的金絲已經(jīng)無法滿足，金絲在許多半導(dǎo)體應(yīng)用中已被銀絲(銀合金絲、鍍層銀絲)、銅線(裸銅絲及鍍鈀銅絲)所取代，銅絲和銀絲的市場(chǎng)份額逐漸加大[9-11]。

鍵合絲是一種具有優(yōu)良導(dǎo)電性的金屬細(xì)絲，其作用是將內(nèi)部芯片與外部管腳穩(wěn)定、可靠的連接在一起[12-13]。傳統(tǒng)的鍵合絲有金、銀及銅絲，但是單一元素的鍵合絲由于其自身物化性質(zhì)的原因(如表1[6]所示)，都有著各自無法避免的缺陷，使得其自身的使用范圍受到一定的限制，無法適應(yīng)當(dāng)今高速度、高密度、高穩(wěn)定性的鍵合要求[14-15]。

表1 金、銅及銀3種金屬的基本性能

金絲具有良好的熱電性能、適宜的弧度、良好的穩(wěn)定性及成熟的工藝體系，美中不足的是其耐熱性較差、再結(jié)晶溫度較低(僅為150 ℃)、高溫性能較差(AuAl2(紫斑)、Au2Al(白斑)等缺陷)、價(jià)格昂貴等，難以適應(yīng)高溫服役的要求。銅絲由于電阻率較低、強(qiáng)度較高、導(dǎo)熱導(dǎo)電較Au相比要高20%，且高溫性能較好(IMC生長(zhǎng)速率較慢)，而得到推廣[16-18]。

通過對(duì)熱電性能、晶體結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能等方面比較發(fā)現(xiàn)，Zn、Ni、Fe、Mg、Be、Ag元素與Cu組成的合金導(dǎo)電性較為理想，Si、Zn、Mg、Be、Ag、Al元素與Cu組成的合金力學(xué)性能較為理想[19]。為解決單晶銅絲儲(chǔ)存時(shí)間短，容易被氧化等問題，采用20 μm單晶銅絲為原料進(jìn)行浸鍍，獲得高質(zhì)量納米鈀鍍層的單晶銅絲，具有比使用電鍍技術(shù)獲得的鍍鈀銅絲更加光滑、質(zhì)量較好的表面[20]。鍵合力和超聲功率需要保持在較小數(shù)值，以減少焊盤的應(yīng)力和焊盤的磨損，改善工藝窗口，提高鍵合質(zhì)量[21]。研究發(fā)現(xiàn)，在較高的加熱溫度下，激光加熱對(duì)試樣剪切強(qiáng)度的影響并不顯著；當(dāng)加熱溫度為40 ℃時(shí)，不同激光加熱功率的鍵合強(qiáng)度差異最大，即便是最低純度的銅絲在最高激光功率時(shí)整體的鍵合強(qiáng)度依舊較為理想[22]。雖然銅絲相對(duì)于金絲在價(jià)格及使用性能上有一定的技術(shù)優(yōu)勢(shì)，但是銅絲存在不宜長(zhǎng)時(shí)間儲(chǔ)存、硬度較大(鍵合時(shí)容易損傷焊盤)、工藝窗口較窄及容易氧化(需要在95%N2+5%H2保護(hù)鍵合)等問題。

銀絲具有最高的導(dǎo)熱導(dǎo)電性能、與Au相近的弧度及強(qiáng)度、成本價(jià)格遠(yuǎn)低于金絲，快速成為當(dāng)今熱點(diǎn)的鍵合材料，其所占的市場(chǎng)份額也在逐年提升[23-24]。在純銀中加入0.05 wt%的鑭元素，制成Ag-La合金鍵合絲，在325～425 ℃退火30 min后均為等軸晶組織；鑭元素的加入，合金鍵合絲的強(qiáng)度有所提升，同時(shí)降低了FAB的直徑；等軸晶組織會(huì)隨著電流持續(xù)時(shí)間的增加而變得粗大，其強(qiáng)度由于固溶強(qiáng)化不會(huì)發(fā)生太大的變化[25]。在N2+ 5% H2的保護(hù)氣氛中，17.5 μm Ag-8Au-3Pd合金鍵合絲與Al焊盤超聲熱壓鍵合，150 ℃持續(xù)20 s后合金鍵合絲與鋁焊盤之間有2個(gè)明顯AuAl2+(Au，Ag)4Al 層和 Ag2Al層，如圖1所示；Ag2Al起到了阻擋層的作用，使得Au原子向Al中的擴(kuò)散速度大大減慢，減慢了Au-Al IMC層的生長(zhǎng)速度，提高了材料的使用性能[26]。

圖1 (a)鍵合態(tài)Ag-8Au-3Pd/Al界面的TEM、(b)AuAl2[011]的SAED、(c)Ag2Al[-24-23]的SAED

Ag-1Au、Ag-3Au、Ag-5Au 3種合金鍵合絲的熔點(diǎn)、球拉力、球剪切力、頸部斷裂的比例及可靠性(冷熱沖擊)等均隨著Au含量的提高而顯著提高，含5%Au的合金鍵合絲的FAB形貌最為理想[27]。直徑為1.5 mm金包銀鍵合絲在500 ℃進(jìn)行0.5 h的熱處理，而后繼續(xù)拉拔至20 μm的直徑，并在500 ℃下進(jìn)行50 m/min 的連續(xù)退火處理獲得彌散分布的細(xì)小等軸晶[28]。

55 ℃下采用非氰化金電鍍液以1 A dm-2的電流密度在直徑為25 μm的純銀(2N純度)線表面電鍍獲得88 nm厚的金包銀鍵合絲，鍵合絲中金含量大概為2.5 wt%；550 ℃退火后其組織均勻，力學(xué)性能穩(wěn)定，比純銀鍵合絲有更加優(yōu)良的耐蝕性及抗氧化性[29]。采用二甲基亞砜溶液中加入10 g/L Au(PPh3)Cl和15 g/L NH4Cl制得無氰電鍍液，在60 ℃下以0.25 A/dm2的電流密度電鍍0.5～1.0 h獲得金鍍層的耐蝕性好，鍍層結(jié)合力強(qiáng)，鍍層微觀組織細(xì)致；該電鍍工藝無毒無害，鍍液經(jīng)濟(jì)環(huán)保，鍍層物化性質(zhì)穩(wěn)定，具有極高的發(fā)展前景[30]。某科技研發(fā)公司[31-32]研制了清潔型鍍金新材料丙爾金(一水合檸檬酸一鉀二[丙二腈合金(Ⅰ)]，其分子式為：KAu2N4C12H11O8，簡(jiǎn)稱丙爾金)，不僅可以提高合格率(約提升15%左右)，還可以降低生產(chǎn)成本(原料成本及廢水處理成本)，最重要的是丙爾金材料是無毒的，符合可持續(xù)發(fā)展的要求。

研究人員采用線徑25 μm的Ag-10Au-3.6Pd合金絲鍵合，在EFO時(shí)間不變的情況下，隨著電流不斷增大，Ag-10Au-3.6Pd合金鍵合絲的FAB由尖狀轉(zhuǎn)變?yōu)闄E圓形，再趨于為完美形狀，最后轉(zhuǎn)變?yōu)楦郀柗蚯蛐螤?圖2)；當(dāng)EFO的電流保持不變時(shí)，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)FAB球由最開始的小球，逐漸變大并趨于完美的球狀，最終變成高爾夫球狀(圖3)，且在電流為0.030 A時(shí)，EFO時(shí)間為0.8 ms的FAB的幾何形狀最為理想；當(dāng)鍵合功率為70 mW，鍵合力為0.60 N時(shí)，球形鍵合強(qiáng)度符合鍵合要求；當(dāng)鍵合功率為95 mW，鍵合力為0.85 N時(shí)，楔形鍵合強(qiáng)度達(dá)到理想水平[33]。隨著燒球電流及時(shí)間的增大，F(xiàn)AB球的直徑也在逐步增大，當(dāng)使用18 mA-1.0 ms的鍵合工藝時(shí)，所得到的球出現(xiàn)了粗大的晶粒并在頸部靠近球的位置出現(xiàn)明顯的裂紋，23 mA-0.6 ms時(shí)的綜合力學(xué)性能最好，故采用高電流短時(shí)間的鍵合工藝更容易獲得較高的鍵合質(zhì)量，如圖4～5[34]所示。

圖2 不同EFO電流的Ag-10Au-3.6Pd合金鍵合絲FAB的何形狀

圖3 不同EFO時(shí)間的Ag-10Au-3.6Pd合金鍵合絲的FAB幾何形狀

圖4 不同電流下FAB直徑隨燒球時(shí)間變化

圖5 不同參數(shù)下焊線挑斷力、焊球推力

研究表明：In、Sn、Sb、Bi元素與Ag組成二元合金時(shí)會(huì)減弱合金的表面張力，Au、Cu、Pd、Ni、Y元素與Ag組成二元合金時(shí)會(huì)提升合金的表面張力，當(dāng)Ce元素含量較高時(shí)合金的表面張力降低，含量較少時(shí)合金的表面張力升高[35]。Au、Pt、Pd等會(huì)與Ag基體形成固溶體，使晶界的電壓下降，從而抑制電化學(xué)腐蝕的速度，提高合金鍵合絲的耐蝕性；而Rh、Cu、In、Ce等元素可以抑制銀鍵合絲與鋁焊盤之間形成的IMC，還可以細(xì)化晶粒提高鍵合絲的力學(xué)性能，提高合金絲的可靠性；Al、Ti元素則可以在鍵合絲表面形成致密的氧化膜，提高合金鍵合絲的抗氧化性能及耐蝕性能；Si、Zn、Sn、Be降低了Ag基體中的氧含量，使得鍵合絲的力學(xué)性能獲得一定的提升；所加元素占比例較少，既能提高鍵合絲的可靠性，又能控制生產(chǎn)成本[36]。對(duì)Ag-5Pd-3.5Au，Ag-3Pd-8Au 和Ag-3Pd-20Au三元合金鍵合絲進(jìn)行可靠性測(cè)試發(fā)現(xiàn)Ag-3Pd-20Au可靠性最佳，綜合使用性能最好，適合作為L(zhǎng)ED的鍵合材料[37]。PCT測(cè)試發(fā)現(xiàn)，Ag絲在96 h內(nèi)保持的極佳的穩(wěn)定性，隨著測(cè)試時(shí)間的延長(zhǎng)其鍵合能力在不斷的下降；隨著Pd元素含量的提升減緩了鍵合能力的下降，但低電位的Pd元素會(huì)在Ag表面形成PbO作為阻擋層，減弱Ag絲與Al焊盤界面處的腐蝕速率[38]。通過對(duì)不同Pd含量的合金絲的鍵合試樣進(jìn)行HTST和PCT測(cè)試發(fā)現(xiàn)，鍵合絲與鋁焊盤之間會(huì)形成(Ag，Pd))3Al、(Ag，Pd)2Al及(Ag，Pd)3Al23種IMC，Pd含量較低時(shí)形成的是(Ag，Pd)3Al2，含量較高時(shí)形成的是(Ag，Pd)2Al；Pd含量低于3.5%時(shí)，抑制Ag-Pd/Al界面IMC的形成，Pd含量超過3.5%時(shí)促進(jìn)Ag-Pd/Al界面IMC的形成，含量在3.5%左右時(shí)合金絲的可靠性最好[39]。

現(xiàn)如今單一元素的純金屬鍵合絲已無法滿足電子封裝的要求，因此合金鍵合絲和鍍層鍵合絲的研發(fā)與應(yīng)用已是必然趨勢(shì)?；谏a(chǎn)成本、鍵合質(zhì)量、鍵合效率等因素的綜合考慮，銀鍵合絲因擁有良好的熱電性能、良好的塑韌性，可以很好地適應(yīng)高功率、高密度的高速鍵合要求而廣受研究者們的關(guān)注；對(duì)于鍍層鍵合絲而言，鍍層的元素顯得尤為重要，既要與基體的結(jié)合力強(qiáng)，又不能與焊盤產(chǎn)生有害的IMC，同時(shí)鍍液還要避免產(chǎn)生有毒有害的物質(zhì)，綜合這些技術(shù)要求，Au及Pd元素成為研究者們的研究重點(diǎn)；對(duì)于鍵合工藝而言，超聲熱壓鍵合綜合了熱壓鍵合與超聲鍵合的優(yōu)點(diǎn)，可以在高速鍵合時(shí)保證鍵合質(zhì)量，同時(shí)大大降低鍵合溫度，并在一定程度上提高鍵合質(zhì)量，因而深受廣大技術(shù)人員的青睞。

1.2 金屬與陶瓷異材互連的研究

隨著元器件封裝逐步向著大功率、高集成、微型化、輕量化方向發(fā)展，可靠性及散熱效率逐步成為研究重點(diǎn)。為了保證高溫下的可靠性，對(duì)于封裝材料的線膨脹系數(shù)及高溫穩(wěn)定性都提出了新的要求，此外還具有高致密度、高硬度、高強(qiáng)度、抗氧化性、耐蝕性、電絕緣性及介電系數(shù)較小等特點(diǎn)。陶瓷材料由于其獨(dú)特的物化性能(如表2[40]所示)成為研究者關(guān)注的重點(diǎn)。當(dāng)使用陶瓷材料作為母材時(shí)，其與金屬材料的互連問題是不可避免的。針對(duì)于此，國內(nèi)外學(xué)者對(duì)氧化鋁陶瓷-金屬、氧化鋯陶瓷-金屬及碳化硅陶瓷-金屬互連展開了一系列研究[41-46]。

表2 Al2O、SiC及ZrO2陶瓷的性能

Al2O3陶瓷價(jià)格較為低廉，與金屬的附著力較好，耐熱沖擊性和電絕緣性較好，且由于其生產(chǎn)工藝較為成熟，所以應(yīng)用較為廣泛，在陶瓷基片市場(chǎng)中約占90%的份額[47]。AgCu3.5Ti合金對(duì)氧化鋁和金剛石薄膜(金剛石/銅復(fù)合材料)具有良好的潤(rùn)濕性，在2種基體上的平衡接觸角均小于5°，與氧化鋁和金剛石顆粒發(fā)生反應(yīng)形成TiC和Ti3(Cu，Al)3O，接頭的最大剪切強(qiáng)度為117 MPa，如圖6[48]所示。Ag-Cu-Ti釬料填充藍(lán)寶石/可伐合金焊縫于850 ℃保溫10 min后爐冷，接頭在772周期的冷熱沖擊(液氮溫度-60 ℃)后藍(lán)寶石界面處未出現(xiàn)裂紋等明顯缺陷，在105 ℃保溫180 d后依舊保持良好的氣密性[49]。Sn0.3Ag0.7Cu-4% Ti釬料涂覆在Al2O3陶瓷表面，在900 ℃下真空爐中保溫30 min進(jìn)行金屬化，再與Cu在600 ℃下保溫5 min，從銅側(cè)到陶瓷側(cè)的組織依次為Cu3Sn(Ⅰ區(qū))、Cu6Sn5(Ⅱ區(qū))、Sn(s，s)+Ti6Sn5(Ⅲ 區(qū))[50]。采用Cu-Sn-Ti-Ni活性粉末釬料，920 ℃下保溫10 min實(shí)現(xiàn)Al2O3陶瓷與可伐合金的互連，接頭的最大剪切強(qiáng)度達(dá)102.86 MPa，陶瓷側(cè)生成Cu3TiO4和AlTi相，焊料層則主要由Cu(s，s)、NiTi及TiFe2相組成[51]。在870 ℃，保溫5 min的工藝條件下，使用低活性釬料Ag-Cu-Sn-In-Ti-Ni實(shí)現(xiàn)95% Al2O3陶瓷與可伐合金4J33的互連，其接頭強(qiáng)度可達(dá)107 MPa；隨著Ti含量的增加，釬料的流動(dòng)性得到增強(qiáng)，鋪展性變好，釬著率提高，IMC增多；焊縫中主要存在Ag、Cu、Cu2Ti及AgTi化合物，合金側(cè)界面會(huì)產(chǎn)生Fe2Ti和Ni3Ti化合物，陶瓷側(cè)界面則會(huì)產(chǎn)生Ti3Cu3O、TiO、TiAl3反應(yīng)層[52]。采用AgCu28共晶釬料和可伐合金片組成的釬料體系對(duì)Al2O3陶瓷(先將其表面W金屬化而后再在其上鍍Ni)和CPC復(fù)合材料(Cu/70%Mo+30%Cu/Cu結(jié)構(gòu))進(jìn)行互連，可伐合金層的加入減小了殘余應(yīng)力，使CPC母材的變形量有所降低(約減少50%左右)，合金中間層的兩側(cè)出現(xiàn)銅鎳固溶體層，陶瓷側(cè)界面的銅基固溶體變少[53]。

圖6 不同保溫溫度30 min下TiC層的微觀結(jié)構(gòu)演變

Al2O3陶瓷表面Ti+Nb/Mo 金屬化后，使用AgCu28 釬料將其與Kovar合金在840 ℃保溫10 min，釬料中的銅元素通過擴(kuò)散進(jìn)入到可伐合金之中，與此同時(shí)可伐合金中的鎳元素也通過擴(kuò)散作用進(jìn)入到釬料中的富銅區(qū)；陶瓷側(cè)界面的鈮元素具有抑制脆性化合物的形成，減緩部分殘余應(yīng)力；氧化鋁陶瓷表面鍍鎳后，焊縫變得較寬且銀銅共晶區(qū)較為明顯，強(qiáng)度也有所提高[54]。采用Al-Si絲狀釬料，600 ℃高頻感應(yīng)釬焊Al2O3陶瓷與5005鋁合金，陶瓷側(cè)組織為呈彌散分布的Al-Si過共晶組織，5005鋁合金側(cè)則為滲入了α-Al晶粒間的Al-Cu-Ag低熔共晶組織組成，接頭的最大剪切強(qiáng)度為52 MPa(620 ℃時(shí))，如圖7[55]所示。采用Mo-Mn法工藝在Al2O3陶瓷形成鉬層+純Ni層，在1 164 ℃真空下7.5 MPa施壓30 min完成與Ni片互連，接頭組織致密均勻，沒有焊接缺陷，最大剪切強(qiáng)度為106.5 MPa[56]。Al2O3陶瓷與可伐合金互連所使用的部分釬料及各釬料所對(duì)應(yīng)的工藝參數(shù)，如表3[49，51-52，54]所示。

圖7 釬焊溫度600℃，保溫時(shí)間1 min時(shí)釬焊接頭的背散射

表3 Al2O3陶瓷與可伐合金互連用釬料及對(duì)應(yīng)工藝

圖8 YSZ 陶瓷與 Kovar 合金釬焊封接剖面SEM

采用SAC305釬料，于真空爐內(nèi)使石墨電極上極與ZrO2陶瓷接觸，下極與金屬Ni接觸，待真空爐加熱至反應(yīng)溫度后通電，反應(yīng)結(jié)束后隨爐冷卻至室溫即得到ZrO2陶瓷/SAC305/Ni接頭[61]。將ZrO2陶瓷或是ZrO2復(fù)合陶瓷的成坯滲碳發(fā)黑處理，在真空加熱爐中將Ni基合金/發(fā)黑處理的ZrO2陶瓷(ZrO2復(fù)合陶瓷)以8～10 ℃/min的加熱速度升溫至920～950 ℃，保溫5～15 min實(shí)現(xiàn)與Ni基合金的互連[62]。1 073 K時(shí)，采用10 mA電流通電10 min可實(shí)現(xiàn)Ni/Sn-3.0Ag-0.5Cu/ZrO2陶瓷的互連，973 K時(shí)采用10 mA電流30 min后以5 K/min的速度冷卻，形成Ni/Sn-49.9Ag-19.6Cu/ZrO2接頭，2種接頭的剪切強(qiáng)度分別為43±4 MPa，147±9 MPa；Sn-Ag-Cu/ZrO2的反應(yīng)界面為ZrSn2相(圖9)，Sn-49.9Ag-19.6Cu/ZrO2界面則為Zr-Sn-Cu相(圖10)[63]。在大氣環(huán)境中，350 ℃下采用Sn-4Al-0.7Cu活性釬料和超聲將ZrO2陶瓷分別與Al、Cu及Ni金屬進(jìn)行連接，在ZrO2/Sn及Al/Sn界面處出現(xiàn)非晶狀態(tài)的Al2O3相(厚度分別為8 nm，12 nm)；母材為金屬Al時(shí)，Al/Sn界面析出了α-A1；當(dāng)母材為金屬Cu時(shí)，金屬側(cè)析出了Cu3Sn相(2 μm厚)及呈彌散分布的Cu6Sn5相(10 μm)；當(dāng)母材為金屬Ni時(shí)，金屬側(cè)析出了呈彌散分布的Ni3Sn4(2 μm)[64]。Cu、Ti、Ag及In粉末按一定比例混合經(jīng)熔煉后制成合金粉末，加入有機(jī)溶劑及純水后混合制得銀基合金焊膏，750 ℃保溫15 min成功實(shí)現(xiàn)ZrO2陶瓷與Cu板等之間的互連[65]。

圖9 1 073 K，10 mA通電10 min時(shí)Sn-3.0Ag-0.5Cu/ZrO2界面微觀結(jié)構(gòu)及EDS

圖10 973 K，10 mA通電10 min Ni/Sn-49.9Ag-19.6Cu/ZrO2接頭斷口

SiC陶瓷擁有良好的導(dǎo)熱率(約為Al2O3的13倍)，且熱膨脹系數(shù)較低，電絕緣性較好，但介電系數(shù)較高、抗壓性較差，限制了其在高密度封裝中的應(yīng)用，主要應(yīng)用于集成電路、激光二極管、及導(dǎo)電性結(jié)構(gòu)件[66]。采用Ti-32Ni焊料和瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊，1 050 ℃保溫l0 min時(shí)ZrC-SiC復(fù)合陶瓷與Nb金屬接頭剪切強(qiáng)度高達(dá)141 MPa，添加100 μm的Mo后ZrC-SiC/Ti-Ni/Mo/Ti-Ni/Nb接頭剪切強(qiáng)度提高至166 MPa(增幅達(dá)18%)[67]。將納米厚度的鈦箔與鋁箔依次疊加形成金屬帶作為中間焊料層，真空擴(kuò)散焊或熱壓燒結(jié)(真空-氬氣)的方式就能將碳化硅陶瓷(碳化硅復(fù)合陶瓷)與鈮合金、鉬合金、鈦鋁合金及鈦鋁鈮系合金在高溫高壓下進(jìn)行互連，所得接頭的力學(xué)性能良好，組織均勻致密[68]。在Ag-27.3Cu-2.5Ti釬焊FeNi42/SiC接頭中，溶解的Fe和Ni元素優(yōu)先與SiC基體反應(yīng)，SiC基體隨釬焊溫度的升高而溶解，形成Fe-Ni-Si化合物和石墨，接頭的力學(xué)性能減弱；在Ag-27.3Cu-4.5Ti釬焊FeNi42/SiC接頭中，溫度的升高，與SiC陶瓷反應(yīng)的元素由Ti轉(zhuǎn)變?yōu)镕e和Ni，形成了Fe-Ni-Ti化合物，如圖11[69]所示。

圖11 使用Ag-26.8Cu-4.5Ti wt.%釬料釬焊FeNi42和SiC陶瓷，在不同釬焊溫度下焊接10 min時(shí)的顯微組織

采用高熔點(diǎn)雙金屬(Fe層及Ni層)和雙激光束部分瞬間液相法實(shí)現(xiàn)陶瓷(SiC、Si3N4等)與金屬的互連，局部加熱不會(huì)改變材料的結(jié)構(gòu)和狀態(tài)，接頭具有一定的耐高溫性能，高溫服役過程中不易失效[70]。采用激光在鎳基合金表面熔覆SiC粉末，熱處理后采用常規(guī)釬焊將鎳基金屬與碳化硅陶瓷進(jìn)行互連，所得接頭的成分均勻、力學(xué)性能優(yōu)異、殘余應(yīng)力較小[71]。采用放電等離子技術(shù)連接形成碳化硅陶瓷/Si-C-W中間層/金屬鎢的結(jié)構(gòu)，界面處出現(xiàn)WCX及W5Si3，含量30%W、50%W及70%W的中間層均可以實(shí)現(xiàn)有效的連接，1 400 ℃時(shí)接頭的連接強(qiáng)度最高[72]。減小SiC陶瓷自身的孔徑，有利于減緩高溫Al液對(duì)于SiC陶瓷的腐蝕速率，SiC陶瓷的臨界孔徑則取決于Al液的表面張力、潤(rùn)濕角及外界施加的壓力，而潤(rùn)濕角的大小則是由Al液的溫度及成分控制[73]。

綜上所述：針對(duì)氧化鋁陶瓷-金屬、氧化鋯陶瓷-金屬及碳化硅陶瓷-金屬的互連除傳統(tǒng)的活性釬焊技術(shù)外，研究者們又開發(fā)了電化學(xué)驅(qū)動(dòng)連接、超聲攪拌釬焊、真空擴(kuò)散焊、瞬時(shí)液相擴(kuò)散等技術(shù)用于陶瓷與金屬的互連，這些技術(shù)都是在活性釬焊的基礎(chǔ)上為了適應(yīng)新的需求而開發(fā)出來的，既提高了生產(chǎn)效率又保證了焊接質(zhì)量。基于陶瓷的高熔點(diǎn)、高硬度，金屬與陶瓷的封接必然存在高的焊接溫度和高的焊接殘余應(yīng)力等問題，如何降低焊接溫度和提高封裝可靠性是陶瓷與金屬封接的關(guān)鍵問題。

1.3 其他異質(zhì)互連的研究

除了異種金屬、金屬與陶瓷間互連外，封裝領(lǐng)域也會(huì)出現(xiàn)金屬與塑料、陶瓷及玻璃、玻璃與金屬等異質(zhì)材料的互連。如將高分子材料ABS與純Al進(jìn)行電阻焊，熔化的ABS材料會(huì)產(chǎn)生潤(rùn)濕及鋪展，Al表面也會(huì)產(chǎn)生一定數(shù)量的金屬毛刺，在溫度、壓力及電場(chǎng)的作用下，接頭區(qū)域產(chǎn)生機(jī)械互鎖、擴(kuò)散作用和化學(xué)配位鍵，而超聲輔助使焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度提高10%左右[74]。采用LAMP工藝將金屬玻璃片(Zr55Al10Ni5Cu30)與聚對(duì)苯二甲酸乙二醇酯(PET)板進(jìn)行互連，焊點(diǎn)強(qiáng)度幾乎與母材相近，微觀組織、X射線衍射和透射電鏡發(fā)現(xiàn)接頭內(nèi)部和接頭附近均為非晶態(tài)，如圖12[75]所示。

圖12 Zr55Al10Ni5Cu30與PET之間形成良好的原子或分子連接

采用MgO-Al2O3-SiO2(MAS)玻璃作為中間層，對(duì)SiC-MoSi2表面改性的C/C復(fù)合材料與Li2CO3-Al2O3-SiO2(LAS)玻璃陶瓷于1 200 ℃下熱壓焊，加壓20 MPa，保溫15 min后焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度可達(dá)30 MPa，MAS玻璃中的組分與LAS玻璃陶瓷和SiC-MoSi2涂層存在相互滲透，形成緊密的C/C(SiC-MoSi2)/MAS/LAS結(jié)構(gòu)[76]。SiC-MoSi2表面改性的C/C復(fù)合材料與Li2CO3-Al2O3-SiO2(LAS)玻璃陶瓷進(jìn)行熱壓焊時(shí)，當(dāng)中間層MgO-Al2O3-SiO2(MAS)厚度小于80 μm時(shí)，焊點(diǎn)的剪切強(qiáng)度會(huì)隨著中間層厚度的增大而增高，其最大剪切強(qiáng)度為26.61 MPa；當(dāng)中間層的厚度大于80 μm時(shí)，其所包含的缺陷及內(nèi)應(yīng)力等會(huì)隨著厚度的增加而增多，焊點(diǎn)的強(qiáng)度會(huì)大大降低[77]。將陶瓷及玻璃加工至成品，并將特制的非金屬復(fù)合材料進(jìn)行初步固化，而后將固化后的非金屬復(fù)合材料與陶瓷及玻璃制品的內(nèi)表面進(jìn)行對(duì)位貼合，之后在施加適當(dāng)?shù)臏囟燃皦毫?shí)現(xiàn)陶瓷與玻璃的有效互連[78]。

在950 ℃的溫度下，以氮?dú)鉃楸Ｗo(hù)氣體(2.0 m3/h)，12 min即實(shí)現(xiàn)玻璃與芯柱(4J28合金)的高質(zhì)量互連，接頭強(qiáng)度可達(dá)122 MPa，接頭連接較為緊密，組織均勻，沒有明顯缺陷(如圖13所示)[79]。

圖13 (a)芯柱和玻璃體的SEM、(b)芯柱和玻璃體連接界面之間的SEM、(c)封接玻璃體的SEM的二次電子形貌

在較低的真空度(10 Pa)，1 000 ℃的溫度下預(yù)處理30 min，隨后在真空度達(dá)到4×10-3Pa時(shí)將真空閥關(guān)閉，通入高純度N2(4 000 Pa)，預(yù)熱溫度為850 ℃，封接溫度為960 ℃，冷卻到550 ℃后以100 ℃/h(保證玻璃體內(nèi)的氣體可以順利排出)速率冷卻，實(shí)現(xiàn)航天電連接器金屬(可伐合金4J29)與玻璃(DM308)的互連[80]。鈉鈣硅酸/Sn-Al/Fe-48wt%Ni合金結(jié)構(gòu)置于N2+5%H2的氣氛中加熱至300 ℃，而后在Fe-48wt%Ni合金側(cè)施加+800 V電勢(shì)7 min，將玻璃側(cè)保持接地電勢(shì)，發(fā)現(xiàn)焊料中Al含量的增加提高了玻璃/Sn-Al界面的結(jié)合強(qiáng)度，卻使得Sn-Al/金屬界面的結(jié)合強(qiáng)度有所下降，添加75 ppm的鋁可以將玻璃/焊料/金屬的結(jié)合強(qiáng)度提高一個(gè)數(shù)量級(jí)以上[81]?？煞ズ辖鹪?00 ℃的溫度下預(yù)氧化10 min，在950 ℃及980 ℃ 2種封接溫度下(Ar及N2的保護(hù)氣氛下)ASF110玻璃(硬玻璃)的潤(rùn)濕能力明顯優(yōu)于ASF200R和ASF700玻璃(軟玻璃)，ASF110玻璃在980 ℃(Ar氣氛)下與可伐合金封接20 min后其剪切強(qiáng)度約為3.9 MPa，其微觀組織如圖14[82]所示。采用超聲焊接技術(shù)對(duì)純鋁帶(純度99.99%)和玻璃基板(SiO2)進(jìn)行直接互連，焊點(diǎn)界面中心形成了一些含氧化鋁的空洞，在此區(qū)域外沒有形成反應(yīng)相[83]。

圖14 ASF110(a)、ASF200R(b)的SEM、ASF700(c)的SEM

隨著電子封裝領(lǐng)域的發(fā)展，電封行業(yè)所涉及到的異材互連越來越多。如今，異材互連的形式也逐漸復(fù)雜化，不僅僅是同種屬性不同材料之間的互連，異種屬性材料之間的互連也成為研究熱點(diǎn)。同時(shí)隨著輕量化、高密度、大功率等封裝要求的提出，對(duì)于塑料、玻璃及陶瓷材料的使用量將逐步增多，尤其是當(dāng)對(duì)于生產(chǎn)成本有一定的要求時(shí)，玻璃及塑料材料的價(jià)格將具有極大的優(yōu)勢(shì)，同時(shí)這也將加快金屬與塑料、陶瓷及玻璃、玻璃與金屬等異材互連技術(shù)的發(fā)展。

綜上所述，在保證一定的力學(xué)性能，電性能和熱性能的前提下，目前電子封裝異材互連主要通過焊料合金化、焊料表面鍍層提高焊料的可焊性和熱電性能，通過母材表面金屬化和活性焊料提高母材的潤(rùn)濕性，把異種難焊金屬轉(zhuǎn)化為易焊(同、異種)金屬，把非金屬界面轉(zhuǎn)化為金屬界面，通過活性焊料與母材界面發(fā)生冶金反應(yīng)實(shí)現(xiàn)高質(zhì)量互連。

2 展望

隨著電子元器件逐步向小型化、精密化、高速化、高可靠性方向發(fā)展，以及大功率電子元器件的使用量逐步加大，快速散熱及極端溫度下的可靠性已成為封裝的關(guān)鍵問題。單一材料很難滿足新的應(yīng)用需求，這就要求發(fā)揮各自材料的性能優(yōu)勢(shì)、盡可能規(guī)避自身不足、最大程度控制成本節(jié)約材料，在保證互連質(zhì)量的前提下做到物盡其用，逐漸增加異材的使用比重。然而，異材就意味著不同的物化性質(zhì)、不同的組織結(jié)構(gòu)及不同的使用條件，研究者要綜合各項(xiàng)條件，使用合理的互連技術(shù)、設(shè)定適宜的工藝參數(shù)、選用合適的中間層材料(焊料)。

有較強(qiáng)散熱能力的SiC、Al2O3、ZrO2等陶瓷基板、硅基板必將得到進(jìn)一步推廣?；诜庋b高度和工藝成本的考慮，基板免熱沉將成為必然要求，特別是5G對(duì)電子器件提出“低溫連接、高溫服役”新要求的今天，將免熱沉陶瓷與免熱沉陶瓷，免熱沉陶瓷和金屬實(shí)現(xiàn)直接低溫互連將成為主流研究方向。目前，電子封裝互連存在如下問題：

1)封裝材料難以滿足新的封裝需要(高導(dǎo)熱、高導(dǎo)電、高性價(jià)比、高可靠性、良好力學(xué)性能等)。目前單一封裝材料的性能已被開發(fā)到極致，很難再得到質(zhì)的提升。特別是對(duì)于難焊異材來說，封裝材料開發(fā)顯得尤為重要。為了最大限度地發(fā)揮材料自身的性能，更多地選用貴金屬及稀有活性金屬，將其適量的摻雜到基體焊料或鍍層之中以提高整體的互連質(zhì)量。

2)焊接溫度過高，封裝變形和應(yīng)力加劇。較高的互連溫度對(duì)于異材互連的質(zhì)量會(huì)產(chǎn)生一定的影響(如較高的殘余應(yīng)力)，為了降低焊接溫度，焊料逐步從傳統(tǒng)塊狀或大尺寸顆粒向具有較強(qiáng)活性的納米線或納米顆粒轉(zhuǎn)變。

3)傳統(tǒng)封裝整體加熱無法回避對(duì)封裝體的熱影響。封裝體變薄變小，功率密度增大，封裝時(shí)的熱影響加劇。為了降低封裝的熱影響和提高熱效率，封裝從傳統(tǒng)的回流焊、壓焊向飛秒激光、激光局部加熱等大功率密度、局部熱源及復(fù)合熱源方向轉(zhuǎn)變。

4)封裝體服役環(huán)境日趨惡劣，傳統(tǒng)的測(cè)試手段和設(shè)備無法滿足新的可靠性要求。為了適應(yīng)新的服役環(huán)境、提高封裝可靠性，封裝測(cè)試從傳統(tǒng)的熱老化、熱循環(huán)、熱沖擊向極端溫度、極端溫度梯度、快速溫度轉(zhuǎn)變、熱電水氣振動(dòng)等多場(chǎng)協(xié)同作用下的可靠性方向轉(zhuǎn)變。