【论文精选】先进封装中铜柱微凸点互连技术研究进展

hdy

超高密度互连、三维异构集成是当前微电子技术发展的趋势，铜柱微凸点作为先进封装互连的核心技术，提供了高性能、多样化的应用方案。讨论了焊料铜柱微凸点互连的原理、特性及挑战，详细阐述了瞬态液相互连技术及固态扩散互连技术的研究进展，概述了纳米材料修饰铜柱微凸点互连的不同方案，分析了各类材料的互连特性及性能。最后总结展望了铜柱微凸点互连技术未来的发展方向。

0 引言

随着人工智能、万物互联、5G+等高新技术产业的发展与迭代，当前的信息时代迈入了一个新的阶段，对高性能、低能耗、可携带电子设备的需求日益增长。集成电路的规模迅速增大，微型处理器的发展周期大幅缩短，逐渐打破了传统摩尔定律预测的晶体管数量及性能每隔 18~24 个月便会提升一倍的规律。为了超越摩尔定律，摆脱光刻工艺的限制，先进封装互连技术的研发与创新势在必行。

未来的封装互连技术正朝着超高密度互连、三维异构集成的方向前进，互连结构也逐步被塑化、精细化。近年来，微凸点技术的运用与开发得到了广泛关注，相比传统的球棚阵列 (BGA)，其拥有更小的尺寸、更快的信号传输速率及更高的可靠性[4]。可控端芯片互连 (C4) 微凸点与铜柱微凸点 (CPB) 是微凸点互连 2 种最主要的结构[6]。在 C4 凸点的融合过程中，Sn 基焊料由于表面张力效应自发收缩成块状，动态润湿芯片，与基板焊盘发生熔融反应实现互连。尽管自对准效应带来了一定的对位精度差，C4 凸点互连可靠性仍存在许多不足，比如凸点缩小带来金属间化合物 (IMC) 比例显著提升，进而使得界面脆性加剧[8]，Cu-Sn 互扩散速率差异引发界面空洞，在高温存储或功率循环中可能造成电加热，而电流密度下引发电迁移失效[9]等。这些瓶颈导致 C4 凸点结构难以满足未来先进封装互连技术的发展要求。

相比 C4 凸点，铜柱微凸点具有明显的结构稳定性，在形成互连节点时不会因焊料的熔融而坍塌，与相邻节点形成短接，有利于高密度互连的实现[11]。铜柱具有一定的高度与接触面积，在构造互连载体时可以有更多的选择方案。同时，铜具有更优良的导电性与导热性，有利于构建传热效率高、抗电迁移能力强的电子器件。然而，由于表面易氧化及熔点高的问题，一般铜柱凸点的直接互连需要极为严苛的条件或者特殊的工艺，例如化学机械抛光工艺[10]，表面活化链合[11]，钝化层修饰[12]。当铜柱凸点的直径与节距不断缩小，实现互连的位移度要求也越来越高。如何实现低成本、细节、高可靠的铜柱凸点互连是先进封装互连技术研究中一个十分重要的方向。

目前，实现铜柱微凸点互连的介质材料可分为焊料体系及纳米材料体系，依据实现的原理可将焊料体系分为瞬态液相互连技术 (TLPB) 及固态扩散互连技术 (SSDB)，本文分别阐述了其原理、优势及挑战；纳米材料根据尺度特征分为纳米颗粒、纳米线、纳米薄膜及纳米多孔材料，概述分析了新材料的特性及性能；最后提出了应用于铜柱微凸点互连技术不同材料体系的优化方向。

1 焊料修饰铜柱凸点

焊料层通常由电镀工艺所制备，可以由多种合金体系构成，如 Cu-Sn[17,20]，Sn-Ag[21,24]，Ni-Sn[25,27]等。Cu-Sn 体系由于具有优异的导电性和导热性，较高的机械强度及高熔点，在高性能电子器件、汽车电子及高频通信模块等领域有了广泛的应用。焊料帽铜柱微凸点的结构和阵列如图 1 所示[28]。

Cu-Sn 焊料凸点互连过程中涉及金属元素之间的扩散与反应，在结合界面形成 IMC 以构建节点之间的连接。柯肯达尔空洞的生长是其中的焦点问题，其形成主要与 Cu 元素与 Sn 元素的扩散不平衡有关。由于 Cu 扩散速度较快，Sn 则相对较慢，界面形成的空位不断累积，最终形成空洞，即柯肯达尔效应。同时，电镀铜柱及焊料的过程中，添加剂、电流密度、镀层厚度、基材表面粗糙度等因素都会显著影响空洞的形成[29]。因此，为了抑制柯肯达尔空洞的生长及开发高效、高性能微凸点互连解决方案，目前针对 Cu-Sn 体系微凸点互连的研究逐渐形成两中主要路径，分别是 TLPB 及 SSDB。

1.1 瞬态液相互连技术

在瞬态液相互连的过程中，铜柱凸点表面的 Sn 焊料层在加热至 250~300 ℃ 时熔化，形成液态 Sn 并与基板上的 Cu 焊盘接触。液态 Sn 迅速润湿 Cu 表面，并通过界面反应生成初始的Cu6Sn5相。随着反应的持续进行，Sn 逐渐被消耗，Cu6Sn5进一步转化为更稳定的Cu3Sn相，最终形成全 IMC 界面结构，如图 2 所示[30]。这种利用液态 Sn 与固态 Cu 的扩散反应形成高熔点 IMC 的方式，使得凸点不只拥有较高的机械强度，还兼具高温耐受性及强抗电迁移能力。

PAWAR等[17]对Cu-Sn铜柱凸点互连结构的性能及可靠性进行了报道。该团队设计了由镀有2 μm厚的Sn焊料槽，直径为80 μm的铜柱组成的菊花链结构，如图3所示，并开展了镀合力为48~196 N，温度为275 ℃/300 ℃，镀合时间为800 s/1 600 s的梯度实验。结果表明，低镀合力(48 N)样品因界面接触不良而失效，在196 N, 275 ℃, 800 s的条件下强度超过101.92 N，且随着温度、保温时长进一步提升，Cu Sn比例上升，样品整体强度、电阻率都得到改善。在275 ℃, 96 N和1 600 s条件下，菊花链结构显示出9.11 Ω的最小电阻，温度增长可能使IMC厚度增加，导致300 ℃烧结下电阻上升。经过1000次的热循环测试(TCT，-25~125 ℃)后，电阻变化<5%，而在96 h, 85 ℃, 85%相对温度的加速老化测试(HAST)后电阻率上升约13%。

瞬态液相互连技术最显著的问题在于纵向的挤压可能引起对位时芯片的滑动，同时液态Sn在互连过程中的溢出将造成相邻节点的短接，阻碍节距的进一步缩小[8]。为了抑制这种现象，一种思路是减少焊料层中Sn层的比例，如在凸点与Sn间增加Ni或Co金属阻挡层[9,10]，通过抑制Sn元素向Cu基板的扩散，形成Ni_2Sn_4或CoSn_2等IMC，从而在较薄的Sn层下形成可靠的连接。

另一种思路是对Sn层结构进行优化。SHI等[11,12]开发了一种新的Sn层制备工艺，在镀合前引入一道热回流的工序，促使Cu-Sn IMC及SnO_2的形成，并在N_2+HCOOH的气氛中将铜柱表面的SnO_2还原为图4(a)所示的珊瑚状Sn层。颗粒化处理的工艺使得Sn层比表面粗糙大，在后续镀合过程中有助于增强Cu的扩散，加速Cu-Sn反应，有效消耗Sn并防止其溢出。在260 ℃, 10 MPa, 10 min及N_2的气氛中实现了直径为2.9 μm,间距为4 μm的Cu-Sn凸点互连，制备的互连结构电阻率约为47 μΩ·cm,强度超过724.6 MPa。在此基础上，WANG等[9,14]在250 ℃, 10 MPa, 30 min及2%HCOOH+10%O_2+88%N_2的气氛下镀合，Cu-Sn IMC中的Sn与O_2优先反应生成氧化物，随后HCOOH还原并释放这些氧化物形成多孔结构，如图4(b)(c)所示，从而促进直径为4 μm,间距为10 μm的铜凸点阵列的互连，其电阻率约为2.68 μΩ·cm,强度超过了29.8 MPa。在经过500次的TCT(-65~150 ℃)后电阻上升约75%，没有出现开路的情况。

另外，CASTILLO等[17,18]提出了一种新型的纳米多孔铜(NP-Cu)结构制备方法，通过配合金腐蚀的方法彻底去除Zn成分得到NP-Cu结构后，通过调整电循环的次数，使薄Sn层均匀地涂覆在NP-Cu薄膜之上，

如图5(a)所示，其原子组成接近低熔点的Cu_2Sn_6。在300 ℃, 20 MPa, 30 min的烧结条件下，形成了8.3 μΩ·cm的导电接头。在200~300 ℃的温度范围内进行烧结，连接层主要由Cu_2Sn IMC组成，均展现出十分致密的形态，孔隙率都极低，如图 5 (b) 所示。同时，首次在低至 180 ℃ 的烧结温度下成功实现了互连[37]，且在 200 ℃ 的老化实验中展现出良好的耐受性，如图 5 (c) (d) 所示。这种将 Sn 掺入多孔结构的方法，不仅可以减缓 NP-Cu 的氧化趋势，降低熔融温度，也能带来比纯 NP-Cu 结构更强的载流能力。

1.2 固态扩散互连技术

固态扩散互连与瞬态液相互连技术最大的差异在于键合温度。为了避免液态 Sn 流动性造成的影响，减少温度较高时热应力的作用，固态扩散互连技术通常在 150~220 ℃ 进行；该温度低于 Sn 的熔点（232 ℃），也低于 Cu-Sn 二元体系的共晶熔点（220 ℃）[9,38]。在此温度下，Cu 和 Sn 原子在互连界面处相互扩散，生成如Cu₂Sn₅ 和 Cu₂Sn 等 IMC 层，其生长动力学主要受扩散控制。然而，固态 Sn 的塑性形变作用有限，无法达到液态 Sn 对铜凸点均一性及表面粗糙度缺陷的补偿效果，且凸点表面需要更为严苛的清洁度。由于固态间的扩散相对较缓慢，实现互连需要更长的时间。如何保证 Cu-Sn 焊料铜凸点阵列具有高均一性、低粗糙度，避免过于复杂的表面处理工艺，在较短时间及较低压强下实现可靠的微凸点互连是一个重要的研究课题。

目前多数固态扩散互连凸点由电镀工艺制得。LI等[39]通过物理气相沉积技术 (PVD) 在晶圆上蒸发制备了间距为 40 μm、宽为 20 μm 的铜凸点，如图 6 (a) 所示，其 Sn 层厚度与铜凸点厚度均为 1.6 μm 左右。使用60 s 的 Ar（5% H₂）等离子体改善铜凸点的表面粗糙度，在 200 ℃、38.4 MPa 的条件下，于 5 minHCOOH+10 min N₂ 的气氛中完成键合。随后将晶圆切制成芯片，再进行 200 ℃、15 min 的退火，制备得到如图 6 (b) 所示的完全由 Cu₂Sn 组成的互连结构。键合后的样品平均强度为 12 MPa，退火后增长至 27 MPa。

表面预处理是固态扩散技术中的重要一环，此步骤在去除凸点表面氧化物，使其拥有更高的表面能。WANG 等[39-40]通过表征凸点表面粗糙度及洁净室储存样品测试前后表面接触角、表面氧含量的差异，详细解释了 Ar（5% H₂）等离子处理的有效性。不同预处理时间后样品表面能如图 7 (a) 所示，120 s 的 Ar（5% H₂）等离子处理后的凸点表面具有高的表面活性，从而将 120 s 确定为最佳处理时间。在后续实验中成功实现了 200 ℃ 下间距为 20 μm 的晶圆级键合，其截面 SEM 图见图 7 (b)，经过 200 ℃ 退火 1 h 后连接层完全转换为 Cu₂Sn IMC，菊花链结构呈现出 11.4 MPa的平均强度，电导率在 1 000 次 TCT（-55~125 ℃）后
无明显变化[41]。

此外，WAN 等[42]使用 HCOOH+N₂ 的气氛进行预处理及键合，在 160 ℃ 及 200 ℃ 下显著提升了凸点的剪切强度。在建立回归模型对样品的键合参数进行优化后，得出温度、压力、键合时间的下降分别为 150 ℃、30 MPa、10 min，在此条件下实现了高达 59 MPa 剪切强度的可靠互连，如图 8 所示。在对凸点界面的进一
步分析中，观察到凸点直径缩小至 5 μm 时发生尺度效应，且有无限分析验证了 IMC 生长过程中形成的“齿状”结构改善了应力分布，使得强度显著提升。

TEM 观测下 Au NP 具备多样化晶格结构，如堆垛层错和多纳米晶粒，有助于键合速度及强度的提升。在 200 ℃、30 MPa 及 3 min 的条件下，实现了 10 MPa 以上的 25 μm 凸点阵列可靠键合，剪切断口如图 9 (b) 所示。

2 纳米材料修饰铜柱凸点

纳米材料因其比表面积大，拥有更高的表面能，熔融时的温度更低，烧结后又能较获得接近块体金属的导电及导热性能，近些年受到了研究者们的青睐。依据尺度的差异，可将纳米材料分为纳米颗粒、纳米线、纳米薄膜及纳米多孔材料。在构建互连铜柱微凸点时，纳米尺度的材料提供了更多的微观接触点，使其更易在凸点界面上发生低温烧结或者快速扩散。纳米材料的特征尺寸越小，表面能越高，内部分子/原子的结合状态更易受到尺寸减小带来的“低配位效应”影响，从而出现熔融温度下降、表面扩散率上升等现象[4]。研究者们根据不同纳米尺寸材料的特性，通过控制烧结温度、气氛以及外部辅助压力等条件，利用表面能与结合能的差异化特征，开发了不同的铜柱微凸点互连解决方案。

2.1 纳米颗粒

清华大学课题组应用 PVD 技术在微凸点互连结构上被纳米颗粒、或沉积颗粒层直接充当互连节点，并采用热压键合的方式实现适用于三维集成的细节距、低温互连[6-7]。FANG 等[8]在晶圆基底上溅射一层 50 nm 的 TiW 和 100 nm 的 Cu 作为 UBM 层，在其上电镀铜凸点，随后通过磁控溅射制备金纳米颗粒 (Au NP)，如图 9 (a) 所示，再切割成小芯片进行键合。溅射后凸点表面的粗糙度由 21.3 nm 降低至 18.4 nm，且TEM 观测下 AuNP具备多样化晶格结构，如堆垛层错和多纳米晶粒,有助于键合速度及强度的提升。在200 ℃、30 MPa 及3 min 的条件下,实现了 10 MPa以上的 25 um 凸点阵列可靠键合,剪切断口如图 9(b) 所示。

纳米颗粒结合图形化掩模的方法在制备微凸点的过程中展现了良好的潜力。WANG 等[8]通过光刻掩模法及脉冲激光沉积技术 (PLD)，制备了杨氏模量低至 1 GPa，直径为 60 μm，间距为 120 μm 的铜纳米颗粒凸点阵列，如图 10 (a) (b) 所示，在 160 ℃、15 MPa 及 5 min 的条件下，凸点强度超过 20 MPa。由图 10 (c) 所示的断裂面 SEM 图可以看出，铜颗粒间展现了良好的连接情况。吴永超等[9]通过不锈钢掩模及 PLD 技术，沉积微米银颗粒至 DBC 基板上，制备出最小特征尺寸为 100 μm 的凸点。烧结后的连接层呈现网状结构，实现了芯片与基板的良好连接，机械强度超过 10 MPa。

将纳米颗粒与有机溶剂混匀配置成纳米膏体，在压力与高温的条件下，纳米金属颗粒间发生熔融。有机溶剂挥发前可起到润湿颗粒、降低结合能的作用，故而纳米金属膏体有着替代焊料帽的潜力[8-9]。IBM团队提出了蘸取转移微纳铜膏实现互连的方案[9-10]，验证了不同尺寸及脱离速度下蘸取工艺的稳定性。具体流程如图11(a)所示。在200℃, 50.6 MPa及30 min的条件下, 30μm直径, 110μm间距的铜柱阵列剪切强度可达50 MPa, 电阻率低至4.6μΩ·cm。图11(b)所示为使用化学涂层工艺——化学镀镍金(ENIG)、化学镀铬钇合金(EPAG)、化学镀锌铬钇合金(ENEPIG)——对铜柱样品进行处理并进行互连实验的结果, 3种截面均展现出良好的连接状况, 机械强度均有提升。由于镍层的高电阻率, ENIG和ENEPIG样品的电阻始终高于未涂层样品, 而EPAG样品的电性能与未涂层样品相似。蘸取工艺展现了与涂层工艺良好的兼容性,有助于后续新工艺的开发与优化。

2.2 纳米线

纳米线通常具有较高的纵横比, 能够在高度受限的微小空间内提供足够的延展性和机械柔性。在芯片与基板两边制备纳米线阵列, 施加压力时不同高度或角度的纳米线在接触过程中相互缠绕, 贴合, 可以形成类似“魔术贴”的连接效果[9-10]。电极沉积法是一种相对成熟的工艺, 所制备纳米线的长度与直径由多孔模板的厚度及孔隙宽度决定。ROUSTAI等[8-9]探讨了纳米线辅助微凸点互连的3种执行方案, 可选择在双侧或者单侧长纳米线, 并在不同的压力、温度及时间下进行缝合, 如图12所示, 测试中所有样品均达到15 MPa及以上的机械强度, 并成功实现了焊盘容至5μm的芯片级互连。

BICKEL等[9-10]在进行Cu与Ti种子层的温法蚀刻过程时, 引入额外的光刻掩模步骤以保护铜纳米线

(Cu-NW)免遭侵蚀, 制备了如图13所示的修饰有3μm长, 100nm直径Cu-NW的微凸点。在177 MPa, 3s, 空气条件下, 220℃的烧结温度可使互连结构强度达到平均72 MPa, 50℃则可达到26 MPa。同时, 在STEM/EDX及EBSD的表征中, 50℃低温烧结形成的互连凸点几乎没有氧化现象, 纳米线相互缠绕, 结合的网络结构起了关键作用。然而, 缝合过程中需要用到很大的压力才能使纳米线发生形变, 关于其电性能也有待探索。

2.3 纳米薄膜

相同特征尺寸下二维纳米薄膜的结合能变化率最低, 因而熔点的降低效应最不明显, 也因此在相同温度下拥有更稳定的状态[9]。通过制备纳米薄膜后修饰铜柱表面, 可大大提高缝合过程中的凸点抗氧化的能力。同时, 由于极薄的结构及表面原子活性, 纳米薄膜具有显著的低温高结合能的特性，使其能够在低温下实现较高的原子迁移速率，加速互连过程。

TSAI 等设计了沉积有 10 nm 薄 Pd 钝化层、高 4 μm 的铜柱阵列，在 180 ℃、330 MPa、15 s 的条件下实现了可靠键合，如图 14 (a) 所示的菊花链结构接触电阻率为 10−8∼10−910−8∼10−9 Ω·cm²。间距为 60 μm 的铜柱凸点展现了良好的键合界面，如图 14 (b) 所示。键合界面的 TEM 与 EDX 表征如图 14 (c) 所示，Cu 成功扩散进 Pd 层。键合样品经过 500 个 TCT (-55~125 ℃) 及 96 h 的 HAST (130 ℃, 85%相对湿度)，电阻基本保持不变。HONG 等报道了在 15 μm×15 μm 的微凸点上使用超薄 Au 层或 Pd 层进行钝化，在 180 ℃、60 s 的条件下均实现了超过 10 MPa 的互连。

HSU 等提出了一种选择性金属钝化的工艺，通过将等离子激活的铜凸点浸泡在氧化物金沉积溶液中实现 10 nm Au 钝化层的制备，无需光刻掩模及电镀处理，如图 15 所示。在 180 ℃、1.27 MPa、3 min 条件下实现可靠键合，接触电阻率约为 2×10−72×10−7 Ω·cm²，在经过了标准 264 h 的 HAST (85 ℃, 85%相对湿度) 或者 1000 次 TCT (-55~125 ℃) 后依旧保持了稳定的连接及几乎不变的电阻。

自组装分子层 (SAM) 对铜表面氧化有着明显的抑制作用[52]，也可应用于铜凸点的互连。PENG 等[53]将晶圆浸入烧结-硫醇溶液，使铜柱凸点表面形成致密

的 SAM 钝化层，在 300 ℃ 下实现了 6 μm 铜柱凸点的互连（见图 16），菊花链结构经过 1 000 次 TCT (-40~125 ℃) 仍保持良好的连通性。

IKEDA等[8]设计了如图17(a)所示的顶部与侧壁附带有SAM钝化层，底部直径与高度均为10μm的锥形铜凸点。在室温、压力118.6N，时间1s及1.2μm的超声波振动幅度下，实现了12 100个凸点的可靠互连，如图17(b)所示。菊花锭结构通过了MIL-STD标准规定的强度测试，且低于30mΩ的四线检测保持24h后，SAM钝化的样品与未进行SAM钝化且无储存时间的样品电阻几乎相同，展现了良好的可靠性。

2.4 纳米多孔材料

纳米多孔材料是一种具有不规则空隙的三维网络结构，表现出极高的比表面积，故而拥有更低的熔点以及更高的屈服比[8,9]。在冶金工程学院研究团队采用了Cu-Zn脱合金法在铜柱凸点上制备纳米多孔铜帽[10]，如图18(a)所示，通过使用HCl溶液对铜柱凸点上的Cu-Zn二元合金进行蚀刻，使凸点形成Zn原子数分散低于5%的NP-Cu材料。在室温下与基板对位后，对芯片施加50 MPa的初始压力，保持压力升温至300℃，之后的保温键合过程再采取不同的条件，在30s的无压烧结下凸点强度可达32.5MPa。然而，少量的Zn成分使得花锭样品在脱合金制备过程中产生Cu,ZnCu,Zn氧化物或者Cu,ZnCu,Zn氢氧化物，形成薄膜覆盖在连接层，如图18(b)所示，从而导致凸点的连接失效。SOSA等通过宽束离子铀削去除了这种表面缺陷，使得样品恢复如图18(c)所示的表面多孔结构，经过200 h的TCT(-40~150℃)测试之后电阻增长小于20%。

NAKAGAWA等[7]采用单步电镀法，通过调节电流密度，制备了如图19(a)所示的高孔隙率NP-Cu结构。高孔隙率的特性使凸点结构在较低压力下即可大幅压缩，且压缩后孔隙区域逐渐致密化，表面更为平整。在300℃、10MPa、1min及N2气氛的条件下，双侧镀有 NP-Cu 的凸点键合后强度可达 43.2 MPa,连接层在垂直方向上产生了 27%的压缩率,如图19(b)所示。高孔隙率、高压缩率的 NP-Cu 结构对凸点表面、凸点阵列均一性都呈现出更高的容忍度。

3 结束语

相比传统的C4凸点，铜柱微凸点拥有更好的结构稳定性、更优越的电学及热学性能，然而在进行高密度、高性能互连技术开发的过程中，仍面临表面易氧化、对准精度要求高、制备工艺复杂等问题。

瞬态液相互连技术通过较高的温度来充分发挥液态Sn对铜凸点表面粗糙度、易氧化的补偿作用，关键在于处理Sn层滑动及流淌的问题，可以通过增加金属阻挡层、减薄Sn层及优化Sn层结构的方式来解决。固态扩散互连技术要求在Sn熔点之下进行，主要依赖于固态间的扩散完成融合，对凸点的表面状况有更高的要求，需要考虑更洁净的凸点制备技术及更低成本的表面处理技术。

纳米材料修饰微凸点互连在近些年受到了广泛的关注，研究者们开发出了颗粒沉积、膏体膜、纳米线生长、薄膜钝化、纳米多孔骨架结合等方法来实现细节凹凸的可靠互连。虽然纳米材料的结构多样性和耐比表面积特性为实现铜柱微凸点的低温键合与高性能互连提供了独特优势，但针对此类结构的可靠性研究仍存在不足，需通过构建包括热循环、电迁移等在内的可靠性测试体系来验证、优化方案。