Research progress on low-temperature sintered silver and gold-based surface interconnections
-
摘要:
烧结银具有高导热、高导电以及良好的力学性能，可以实现低温烧结、高温应用，在高温高功率电子器件中有良好的应用前景. 目前烧结银与金基界面互连仍存在着抗剪强度低、可靠性差等问题. 文中首先比较烧结银与不同界面互连机制和互连性能，着重讨论和归纳烧结银−金互连机制和关键影响因素，然后对现有烧结银−金互连工艺进行分析总结，从烧结工艺、金基界面制备与可靠性等方面展开，最后通过对银−金互连领域研究成果的综述，对银−金互连课题未来发展方向进行了展望.
Abstract:Sintered silver has strong thermal conductivity, electrical conductivity, and mechanical qualities, allowing it to accomplish "low-temperature sintering, high-temperature applications" in high-temperature high-power electronic devices. However, the interconnections between sintered silver and gold-based surfaces continue to suffer from issues such as low shear strength and poor dependability. Therefore, firstly, the interconnection mechanism and performance of sintered silver and different interfaces are compared, focusing on summarizing the sintered silver-gold interconnection mechanism and key influencing factors. Then, the existing sintered silver-gold interconnection processes are summarized in terms of sintering process, gold-based interface preparation and reliability. Finally, through the review of the research results in the field of silver-gold interconnections, the future development direction of the silver-gold interconnections topic is prospected.
-
Keywords:
- sintered silver /
- interface interconnection /
- silver-gold joint /
- reliability
-
0. 序言
316L不锈钢具有出色的耐腐蚀性、耐高温性及优异的延展性等特点，是继304L不锈钢之后的一种备受关注的奥氏体不锈钢，在航空航天、汽车制造、医疗器械中得到广泛应用[1-2].在电弧增材制造 (wire are additive mannufacturing，WAAM)研究领域中，冷金属过渡焊接 (cold metal transfer，CMT)技术是一种基于受控传递模式机制的改进熔化极气体保护电弧焊 (gas metal arc welding，GMAW)变体，克服了短路过程中电弧不稳定、严重的飞溅形成以及熔敷薄板时热输入量大[3]等困难，提供了低热输入、高稳定电弧、无飞溅的金属过度和优良成形质量.而CMT + P是在冷金属过渡基础上加入脉冲电流的一种焊接模式[4]，脉冲的加入可以使热输入模式发生变化，可进一步实现热输入的调节和控制，使熔滴细化，有效地减少气孔的数量和尺寸[5].而双丝CMT + P熔敷工艺前丝和后丝熔化在同一熔池中，双丝能量相互借用，提高沉积速率[6]，减少缺陷产生，更加适合于电弧增材制造.Feng等人[7]通过研究单丝CMT和双丝CMT + P不同焊接模式下对316L不锈钢的沉积试验，结果表明，采用双丝CMT + P模式可使试样晶粒尺寸得到明显减小；毕家伟等人[8]研究了5356铝合金双丝CMT + P工艺增材成型，发现组织晶粒尺寸从底部到顶部区域逐渐增大.
目前对于316L不锈钢双丝CMT + P工艺增材成型的研究报道较少，为了消除单丝熔敷出现驼峰焊道、咬边、成形差等缺陷[9]，提高沉积效率，采用双丝CMT + P增材制造技术对316L不锈钢丝材进行单道多层往复沉积试验，研究不同熔敷电流下沉积墙体的成形质量与组织性能，为CMT + P工艺在增材制造中的应用提供理论支撑.
1. 试验方法
采用双丝CMT + P工艺，基板厚度为10 mm的316L不锈钢，双焊丝均采用直径为1.2 mm的316L不锈钢焊丝，焊丝和母材的化学成分及力学性能见表1，用角磨机打磨基材表面至金属光泽，再用99.5%的丙酮对基材进行清洗去除表面的氧化膜. 试验主要研究双丝CMT + P工艺中熔敷电流对单道多层墙体成形尺寸、组织和性能影响，采用Fronius TPS 5000 CMT热源和Fronius VR 7000双丝送丝机构实现一元化控制，双焊丝采用同相位电流，选定熔敷电流范围为83 ~ 120 A，熔敷速度为60 cm/min，弧长修正值为-10%，试验工艺参数见表2.
表 1 316L不锈钢焊丝及基板的化学成分及力学性能Table 1. Chemical compositions and mechanical properties of 316L stainless steel wires and substrates主要的化学成分(质量分数，%) 力学性能 C Mn Si Ni Cr Mo Fe 抗拉强度Rm/MPa 屈服强度Rel/MPa 断后伸长率A(%) 维氏硬度H/HV 316L焊丝 0.025 1.8 0.4 12.0 19.0 2.5 余量 ≥480 ≥177 ≥40% ≤200 316L基板 0.026 0.92 0.36 10.8 16.5 2.2 余量 表 2 熔敷工艺参数Table 2. Process parameters编号 熔敷电流I/A 熔敷速度
v/(cm·min−1)送丝速度
vs/(m·min−1)保护气流量
Q/(L·min−1)成形高度
h/cm成形宽度
w/cmCMT模式 P模式 1 120 120 60 3.75 15 8.37 1.21 2 100 100 60 2.75 15 8.44 0.93 3 83 83 60 1.90 15 7.25 0.84 试样取样位置示意图，如图1所示，利用线切割法切割金相、拉伸、冲击试样，3个沉积墙体采用相同取样方式，切除墙体的起弧端和熄弧端区域，取墙体中间区域作为金相试样和硬度试样.依据国家标准《金属材料拉伸试验第1部分: 室温试验方法》GB/T 228.1—2010和《金属材料摆锤冲击试验方法》GB/T 229—2007，分别进行制备拉伸和冲击试样，从各沉积墙体的左半部分切割得到水平试样，A1- A3为水平拉伸试样，C1-C3为水平冲击试样，右半部分切割纵向试样，B1-B3为纵向拉伸试样，D1-D3为纵向冲击试样. 拉伸冲击试样的尺寸，如图2所示，检测试验前首先对试样进行前处理，用丙酮去除各金相样品表面的油污，研磨抛光后再用HCl∶HNO3 = 3∶1的王水对每个试样进行15 s的腐蚀.
![]()
图 2 拉伸冲击试样尺寸(mm)Figure 2. Tensile and impact specimen dimensions. (a) tensile specimen; (b) impact specimen2. 试验结果与分析
2.1 宏观形貌
试样形貌如图3所示，可以看出，1号沉积件的顶部有明显的金属流动和坍塌现象，墙体表面顶部一致性稍差，且墙体顶部有少量熔渣和气孔出现. 2号和3号沉积件起弧和熄弧处有轻微的下榻现象，层间结合相比1号较为均匀，沉积件外观良好没有明显气孔、裂纹缺陷.
熔敷电流对成形尺寸的影响机制，如图4所示，可以看出，随着熔敷电流增加，送丝速度也随之增大，沉积件宽度逐渐增大，而高度则先增大后减小.分析认为，熔敷电流增大会使增材过程中热输入量增大，单位长度内焊丝熔敷率增大，熔池区域热输入越高，熔化的焊丝过渡到熔池内的金属增多，增强熔池的铺展性，导致单层成形宽度和高度均增大.但当熔敷电流从100 A增加到120 A时，沉积墙体的高度出现略微减小，这是由于采用大熔敷电流，电弧能量大，熔池热量集中易将前一沉积层上部熔化，熔池长时间处于熔融状态，使金属熔化失稳而流动性过大，且随着成形高度的增加，墙体的散热速率变慢，层间热积累量过大，使熔池向两侧流动造成局部塌陷，导致墙体高度增加不明显，如图3中1号墙体所示，成形效果不如2号和3号墙体平整.该结果与叶凡凡[10]的研究结果一致.通过体式显微镜测量各墙体底部1 ~ 20层平均层高，1号为1.625 mm，2号试样为1.691 mm，3号试样为1.453 mm，与整体层高变化趋势相一致.
![]()
图 4 熔敷电流对成形的影响机制Figure 4. Mechanism of the influence of the melting current on the forming宏观金相试样，如图5所示，a区域最窄，从b ~ e区域之间逐渐变宽，这是由于基板的冷却效应，使试样底部区散热较快，而随着沉积高度的增加，熔覆热量累积使熔池冷却时间较长，熔池流动性增强且存在向四周流动趋势，导致上部区尺寸变宽.
2.2 显微组织
以2号沉积件为例，图5可以看出，CMT + P增材墙体均由枝晶奥氏体和枝晶间铁素体组成，呈现出自下而上连续生长的柱状枝晶组织，沉积层之间的分层熔合线较细且模糊，层间结合良好，相邻的沉积层为冶金结合.由于基体具有相对良好的散热条件，熔池冷却速率较快，底部组织以柱状和胞状枝晶为主，枝晶间区域铁素体分布细密，见图5(a)；随着沉积过程持续，下层熔池受到二次熔化并快速凝固形成重熔区，沉积层上层和下层间出现层间结合线，重熔区域熔融了前一层的晶粒，导致晶粒垂直于层间熔合线外延生长.增材沉积过程中层间的热积累，使部分δ铁素体溶解到奥氏体中, 剩余δ铁素体呈现蠕虫状，非重熔区组织主要为柱状奥氏体和胞状奥氏体，见图5(b)；增材过程中前一层的预热及后一层重熔的作用，伴随着晶粒的长大，δ铁素体不断融入到奥氏体中，导致沉积墙体的中部与顶部区域之间奥氏体含量增加，剩余铁素体呈现骨骼状和长条状，见图5(c)和图5(d)；顶部区域见图5(e)，铁素体含量明显减少，晶粒尺寸变大形成粗柱状奥氏体.由于CMT + P成形工艺具有较低的热输入，当沉积一定高度时，沉积层的散热主要依靠空气散热和层间散热，每层受到相同热循环过程，熔池内温度梯度较小，层间温度趋于稳定[11]，因此图5(c)和图5(d)中组织没有明显变化.
![]()
图 5 2号沉积方向上微观组织形貌Figure 5. Microstructure morphology in the deposition direction of NO.2. (a) bottom; (b) bottom to center; (c) center; (d) center to top; (e) top不同熔敷电流条件下沉积墙体局部微观组织，如图6所示，底部区域见图6(g) ~ 图6(i)可以看出，由于底部区域和中部及顶部区域散热条件不同，当熔敷电流为83 A时产生的热输入量较小和基板的冷却效应，使熔池冷却速度较快，析出相δ铁素体溶解时间短，因此3号中δ铁素体含量较多且分布相对致密，主要为骨骼状和蠕虫状. 随着电流增大，热输入量提高发生固态相变，铁素体减小转化为奥氏体. 中部及顶部区域见图6(a) ~ 图6(f)可以看出，中部及顶部区域因散热不同，当熔敷电流为83 A时，组织由骨骼状和长条状铁素体组成，并出现少量二次枝晶，当熔敷电流增大到100 A时，热输入量提高，铁素体的稳定性逐渐下降、奥氏体的稳定性逐渐增加[12]，骨骼状铁素体含量减小，转变成粗柱状奥氏体和板条状铁素体. 而当电流120 A时，热输入量过大，冷却速度较慢，导致铁素体形核和长大，顶部晶粒尺寸变粗，组织呈现片状奥氏体和少量骨骼状铁素体.
![]()
图 6 不同熔敷电流沉积墙体局部微观组织Figure 6. Local microstructure of deposited walls under different welding current conditions. (a) No.1 topmost part; (b) No.2 topmost part; (c) No.3 topmost part; (d) No.1 middle part; (e) No.2 middle part; (f) No.3 middle part; (g) No.1bottom part; (h) No.2 bottom part; (i) No.3 bottom part综上所述，随着熔敷电流的增加，铁素体的尺寸和形状存在明显变化，铁素体同熔敷电流呈负相关. 众所周知，奥氏体基体中存在适量的铁素体，可以提高熔敷凝固裂纹的抗逆性，有效地防止裂纹萌生，从而适当地提高材料的力学性能[13]. 因此对比1号和2号、3号沉积件局部微观组织初步认为2号墙体要优于1号和3号.
2.3 显微硬度
垂直熔覆方向的硬度演变规律，如图7所示，可以看出，3个沉积墙体都具有大致相似的变化规律. 沉积件底部硬度均达到最高，分析认为基体的冷却效应使试样底部晶粒细化，并且熔池凝固较快使固态相变不完全，导致残余铁素体含量较多，这两方面原因的共同作用导致底部区域显微硬度偏高.随沉积高度的提升，在前一层对后一层的预热作用和后一层对前一层的后热作用的交互下，晶粒得到生长，尺寸显著增大，从而减少位错和晶界的数量，使硬度降低. 局部区域中呈现“V”形变化，分析认为层间高温导致沉积件的局部区域发生软化，以及沉积顶部快速凝固产生固溶强化作用，故局部会呈现出周期性变化.
![]()
图 7 沉积方向上硬度的演变规律Figure 7. Evolutionary pattern of hardness in the depositional direction熔敷电流对CMT + P沉积件的硬度影响较大. 由表3可知，当其他工艺参数保持不变，熔敷电流为120 A时，墙体的平均硬度为168.2 HV0.3；当熔敷电流为100 A时，平均硬度为173.3 HV0.3；当熔敷电流为83 A时，平均硬度为209.1 HV0.3. 说明随着熔敷电流的增大，沉积件平均硬度变小，这主要归因于过大的熔敷电流导致熔敷过程中出现更大的热量输入，使晶粒粗化，且容易引起沉积件中大量的Cr发生烧损，而Cr是促进铁素体形成的主要元素[14]，从而使沉积件的硬度有所降低.
表 3 沉积件的硬度Table 3. Hardness of the deposition samples编号 熔敷电流I/A 最大硬度
H1/HV0.3最小硬度
H2/HV0.3平均硬度
H3/HV0.3CMT模式 P模式 1 120 120 180.75 153.1 168.2 2 100 100 196.6 159.1 173.3 3 83 83 242.5 190.6 209.1 2.4 拉伸性能
3个增材墙体的横向及纵向拉伸试样，如图8所示，对比不同方向上的性能，其纵向拉伸试样的拉伸强度和屈服强度皆表现出优于横向的性能，而断后伸长率则相反.通过计算可知1号沉积件的纵向抗拉强度比横向抗拉强度高10.3%，2号和3号沉积件纵向抗拉强度比横向抗拉强度分别高8.5%、14.6%，表明沉积件的抗拉强度始终存在各向异性，而1号、2号、3号沉积件的纵向屈服强度比横向屈服强度分别高出2.5%、3.9%、7.7%.分析认为，CMT + P工艺沉积件抗拉强度的各向异性要高于屈服强度，与Xie等人[15]得出的结论一致. 这可能与横向和纵向的塑性变形机制有关，且不同电流下组织的晶体结构和位错运动相同，因此不同方向上的屈服强度各向异性较小[16].而各向异性的形成主要由沉积方向决定，使柱状晶体沿沉积方向向上生长，导致不同拉伸方向的强度存在差异[17].此外，1号、2号、3号沉积件的横向断后伸长率比纵向断后伸长率分别高出60.1%、7.0%、6.3%.图8可以看出，随着熔敷电流的增加，抗拉强度和断后伸长率的变化趋势保持一致，先增大后减小，但断后伸长率变化幅度要更大，由此熔敷电流对沉积件的塑性影响较大.而当熔敷电流为100 A时，不同方向上的平均断后伸长率均可达45%以上，计算得出2号墙体整体塑性相比1号墙体和3号墙体高出30.3%和15.0%，具有良好的塑性，这可能是由于2号墙体的局部区域组织中奥氏体晶粒沿沉积方向生长被中断，使奥氏体晶界一定程度上无序生长造成[18].
![]()
图 8 CMT + P熔敷电流与力学性能之间的关系Figure 8. Relationship between CMT + P deposition current and mechanical properties不同熔敷电流下的拉伸断口微观形貌，如图9所示.在试样的断口处均发现大量韧窝，部分浅韧窝底部有第二相颗粒析出，并且韧窝周围出现撕裂边缘，具有明显的韧性断裂特征.对比不同方向上的断口形貌，横向拉伸试样断口形貌的韧窝尺寸分布均匀，断裂方式为韧性断裂，而纵向拉伸试样断口形貌的韧窝分布虽然密集且较深，但断口起伏程度较大、气孔较多且深，导致表面粗糙度增大，塑性降低，导致沉积墙体的横向试样塑性优于纵向.由图9(b)可以看出，1号纵向试样同时还存在少量裂纹，导致其塑性大大降低，与图8中纵向断后伸长率变化幅度相吻合.对比不同电流下的拉伸断口，与2号断口相比1号和3号纵向断口有明显较大孔洞，且2号纵向断口内含较多第二相粒子.图9(e)中可以看出，3号横向断口韧窝较浅，表现出韧性断裂和脆性断裂共存，以韧性断裂为主，而2号横向断口由等轴韧窝组成，表现出良好的塑性.
![]()
图 9 不同电流下的拉伸断口SEM形貌Figure 9. SEM morphology of tensile fracture under different currents (a) No.1-horizontal (b) No.1-vertical (c) No.2-horizontal (d) No.2-vertical (e) No.3-horizontal (f) No.3 - vertical2.5 冲击性能
不同熔敷电流下横向和纵向冲击试样的断口形貌呈现出明显的韧性断裂.不同熔敷电流下316L墙体的横向及纵向冲击试验结果见表4.
表 4 316L沉积墙体的横向及纵向冲击性能Table 4. Transverse and longitudinal impact properties of 316L deposited walls编号 取样方向 23 ℃冲击吸收能量
AKV/J平均值
AKV/J1 C1、C2、C3 32.0、32.5、34.0 32.8 D1、D2、D3 30.0、29.0、29.0 29.3 2 C1、C2、C3 33.0、31.0、32.0 32.0 D1、D2、D3 32.0、28.0、31.0 30.3 3 C1、C2、C3 32.5、32.0、31.0 31.8 D1、D2、D3 31.0、23.0、30.0 28.0 从表中可见，横向试样吸收的平均冲击吸收能量普遍大于纵向试样，表明横向试样的抗冲击性能优于纵向，横向的韧性性能要优于纵向. 不同电流下1号、2号、3号横向及纵向冲击试样的变化率为11.95%，5.61%和13.57%，可见熔敷电流为100 A时，抗冲击性能的各向异性较小，平均冲击吸收能量为31.15 ± 0.85 J. 随着熔敷电流增大，熔覆热输入量增大，横向试样的平均冲击吸收能量变化幅度很小，而纵向则呈现出先增大后减小的趋势. 由此表明CMT + P模式增材制造316L 不锈钢丝材时要控制熔覆热输入量，确保墙体具有良好的冲击韧性，熔敷电流100 A时沉积墙体的整体韧性较好.
3. 结论
(1) CMT + P双丝增材成形最佳工艺参数为熔敷电流100 A，熔敷速度60 cm/min，弧长修正值为−10%，沉积速率显著提高，沉积表面良好，是可行的双丝双电弧增材制造工艺.
(2) 随着熔敷电流的增加，铁素体的尺寸和形状存在明显变化，铁素体同熔敷电流呈负相关与晶粒尺寸呈正相关.随着熔敷电流的提高，铁素体融入奥氏体内转变成柱状、片状奥氏体，晶粒尺寸变大.从底部、中部、顶部金相组织可以看出，当熔敷电流100A时，整体组织较为均匀.
(3) 随着熔敷电流的增大，沉积件平均硬度变小.当熔敷电流83 A时，平均硬度209.1 HV0.3，不同熔敷电流下沉积墙体的纵向抗拉强度和屈服强度优于横向，但横向塑性和韧性要优于纵向试样.与熔敷电流83 A和120 A时相比，当熔敷电流100 A时表现出的整体性能最优，整体冲击吸收能量为31.15 ± 0.85J，整体抗拉强度达到537.9 ± 31.25MPa，整体屈服强度达到214.45 ± 5.87 MPa，断后伸长率达47.1% ± 2.3 %，断口为韧性断裂.
-
![]()
图 1 烧结银与铜及其氧化物层的界面晶格[11]
Figure 1. Lattice images of the interface between sintered Ag and oxide layer. (a) Ag/Cu2O interface; (b) Ag/Cu interface
![]()
图 2 烧结银与不同界面互连接头[17]
Figure 2. Sintered Ag joints on different metallization. (a) Ni/Au plated substrate； (b) Ag plated substrate
![]()
图 3 银−金界面处的微观组织形貌[19]
Figure 3. Interfacial microstructure at Ag-Au metallization. (a) orientation relationship between Ag layer and Au layer; (b) TEM image of Ag-Au interdiffusion
![]()
图 4 烧结银−金接头[20]
Figure 4. Sintered Ag-Au joints. (a) interfacial microstructure; (b) the distribution of element
![]()
图 5 高温老化接头形貌变化[19]
Figure 5. Microstructure evolution of sintered Ag-Au joints during high-thermal aging. (a) initial stage; (b) after 24 h; (c) after 100 h; (d) after 500 h
![]()
图 6 高温老化下接头形貌变化和界面反应[22]
Figure 6. Microstructure evolution and interfacial reaction of sintered Ag-Au joints during high thermal aging. (a) 0 h; (b) 500 h; (c) 1 000 h
![]()
图 7 烧结银−金接头断面
Figure 7. Fracture surface of sintered Ag-Au joint. (a) EDS image of the fracture surface; (b) SEM image of the fracture surface
![]()
图 8 高温老化下由镍氧化导致的接头失效模式[27]
Figure 8. Failure mode of Ag-Au joint with Ni oxidation.(a) dense sintered silver joint; (b) pore coarsening and oxygen ingres; (c) oxidation of nickel layer
![]()
图 9 烧结银−金接头界面扩散示意图[29]
Figure 9. Schematic diagram of interdiffusion between sintered Ag layer and Au metallization
-
[1] Pengelly R, Wood S, Milligan J, et al. A review of GaN on SiC high-mobility power transistors and MMICs[J]. IEEE Transactions on Microwave Theory and Techniques, 2012, 60(6): 1764 − 1783. doi: 10.1109/TMTT.2012.2187535
[2] Yu F, Cui J, Zhou Z, et al. Reliability of Ag sintering for power semiconductor die attach in high-temperature applications[J]. IEEE Transactions on Power Electronics, 2017, 32(9): 7083 − 7095. doi: 10.1109/TPEL.2016.2631128
[3] 杨婉春, 胡少伟, 祝温泊, 等. 低温烧结纳米银膏研究进展[J]. 焊接学报, 2022, 43(11): 137 − 146. doi: 10.12073/j.hjxb.20220708003 Yang Wanchun, Hu Shaowei, Zhu Wenbo, et al. Research progress of low-temperature sintered nano-silver paste[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2022, 43(11): 137 − 146. doi: 10.12073/j.hjxb.20220708003
[4] Lin L, Zhang Y, Li X. Study on the performance of silver paste sintered sealing joints for hermetic packaging[J]. China Welding, 2022, 31(1): 29 − 36.
[5] 孟昭, 杨庆浩, 耿若愚. 现代表面镀覆科学与技术基础[M]. 北京: 冶金工业出版社, 2022. Meng Zhao, Yang Qinghao, Geng Ruoyu. Fundamentals of modern surface plating science and technology[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2022.
[6] 罗树斌. 烧结纳米银焊点高温老化后的组织和性能研究[D]. 哈尔滨: 哈尔滨工业大学, 2019. Luo Shubin. Study on the microstructure and properties of sintering nanosilver solder joints after high temperature aging [D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2019.
[7] Joo S, Baldwin D F. Adhesion mechanisms of nanoparticle silver to substrate materials: identification[J]. Nanotechnology, 2009, 21(5): 055204.
[8] 王美玉. 无压低温烧结银-镍界面互连方法及性能研究[D]. 天津: 天津大学, 2019. Wang Meiyu. Processing and characterization of pressureless low-temperature sintered-silver bonding on nickel metallization [D]. Tianjin: Tianjin University, 2019.
[9] Ide E, Angata S, Hirose A, et al. Metal–metal bonding process using Ag metallo-organic nanoparticles[J]. Acta Materialia, 2005, 53(8): 2385 − 2393. doi: 10.1016/j.actamat.2005.01.047
[10] 李洁. 微-纳颗粒混合银焊膏的裸铜基板连接工艺及性能研究[D]. 天津: 天津大学, 2017. Li Jie. A study of connection process and properties of die bonding on bare copper substrate by using a silver paste hybrid with micro and nano particles[D]. Tianjin: Tianjin University, 2017.
[11] Du C, Li X, Mei Y, et al. An explanation of sintered silver bonding formation on bare copper substrate in air[J]. Applied Surface Science, 2019, 490: 403 − 410. doi: 10.1016/j.apsusc.2019.06.105
[12] Zhang H, Li W, Gao Y, et al. Enhancing low-temperature and pressureless sintering of micron silver paste based on an ether-type solvent[J]. Journal of Electronic Materials, 2017, 46(8): 5201 − 5208. doi: 10.1007/s11664-017-5525-6
[13] Kim D, Chen C, Pei C, et al. Thermal shock reliability of a GaN die-attach module on DBA substrate with Ti/Ag metallization by using micron/submicron Ag sinter paste[J]. Japanese Journal of Applied Physics, 2019, 58: 1 − 10.
[14] 吴炜祯, 杨帆, 胡博, 等. 宽禁带半导体用烧结银膏与金属化基板连接机制研究[J]. 机车电传动, 2022, 6: 149 − 155. Wu Weizhen, Yang Fan, Hu Bo, et al. A study on connection mechanism between sintering silver paste for wide bandgap semiconductor and metalized substrate[J]. Electric Drive for Locomotives, 2022, 6: 149 − 155.
[15] Yan J, Zhang D, Zou G, et al. Sintering bonding process with Ag nanoparticle paste and joint properties in high temperature environment[J]. Journal of Nanomaterials, 2016(2016): 1 − 8.
[16] Chua S, Siow K. Microstructural studies and bonding strength of pressureless sintered nano-silver joints on silver, direct bond copper (DBC) and copper substrates aged at 300 ℃[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 687: 486 − 498. doi: 10.1016/j.jallcom.2016.06.132
[17] Zhao S, Dai Y, Qin F, et al. Effect of surface finish metallization layer on shearing fracture toughness of sintered silver bonded joints[J]. Engineering Fracture Mechanics, 2022, 264(2): 108355.
[18] Akada Y, Tatsumi H, Yamaguchi T, et al. Interfacial bonding mechanism using silver metallo-organic nanoparticles to bulk metals and observation of sintering behavior[J]. Materials Transactions, 2008, 49(7): 1537 − 1545. doi: 10.2320/matertrans.MF200805
[19] Paknejad S, Dumas G, West G, et al. Microstructure evolution during 300 ℃ storage of sintered Ag nanoparticles on Ag and Au substrates[J]. Journal of Alloys and Compound, 2014, 617: 994 − 1001. doi: 10.1016/j.jallcom.2014.08.062
[20] Xu Q, Mei Y, Li X, et al. Correlation between interfacial microstructure and bonding strength of sintered nanosilver on ENIG and electroplated Ni/Au direct-bond-copper (DBC) substrates[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 675: 317 − 324. doi: 10.1016/j.jallcom.2016.03.133
[21] Lin L, Li X, Zhang H. An explanation for the effect of Au surface finish on the quality of sintered Ag-Au joints[J]. Applied Surface Science, 2023, 615: 156356. doi: 10.1016/j.apsusc.2023.156356
[22] Chen C, Suganuma K, Iwashige T, et al. High-temperature reliability of sintered microporous Ag on electroplated Ag, Au, and sputtered Ag metallization substrates[J]. Journal of Materials Science Materials in Electronics, 2018, 29(10): 1785 − 1797.
[23] Chen C, Zhang Z, Suganuma K. Evaluation of high temperature reliability of SiC die attached structure with sinter micron-size Ag particles paste on Ni-P/Pd/Au plated substrates[C]//8th Electronics System-Integration Technology Conference, Norway: Institute of Electrical and Electronics Engineers, 2020: 1-5.
[24] Bae K, Seong J, Jong Y, et al. Origin of surface defects in PCB final finishes by the electroless nickel immersion gold process[J]. Journal of Electronic Materials, 2008, 37(4): 527 − 534. doi: 10.1007/s11664-007-0360-9
[25] 谭谦. 无氰化学镀金工艺的研究[D]. 哈尔滨: 哈尔滨工业大学, 2007. Tan Qian. The research of non-cyanide electroless gold plating[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2007.
[26] Kim M, Nishikawa H. Influence of ENIG defects on shear strength of pressureless Ag nanoparticle sintered joint under isothermal aging[J]. Microelectronics Reliability, 2017, 76(9): 420 − 425.
[27] Zhang H, Wang W, Bai H, et al. Microstructural and mechanical evolution of silver sintering die attach for SiC power devices during high temperature applications[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 774: 487 − 494.
[28] Blank T, Bruns M, C Kübel, et al. Low temperature silver sinter processes on ENIG-surfaces[C]// 9th International Conference on Integrated Power Electronics Systems, Nuremberg: Verband der Elektrotechnik, 2016: 1-6.
[29] 王晓敏. 低温烧结纳米银焊膏与镀金基板互连机理与工艺研究[D]. 天津: 天津大学, 2018. Wang Xiaomin. A study of die bonding on gold-plated substrate using nanosilver paste[D]. Tianjin: Tianjin University, 2018.
[30] Wang M, Mei Y, Hu W, et al. Pressureless sintered-silver as die attachment for bonding Si and SiC chips on silver, gold, copper, and nickel metallization for power electronics packaging: the practice and science[J]. Journal of Emerging and Selected Topics in Power Electronics, 2022, 10(2): 2645 − 2655. doi: 10.1109/JESTPE.2022.3150223
[31] Zhang H, Zhao Z, Zou G, et al. Failure analysis and reliability evaluation of silver-sintered die attachment[J]. Microelectronics Reliability, 2019, 94: 46 − 55. doi: 10.1016/j.microrel.2019.02.002
[32] Zhang Z, Chen C, Liu G, et al. Enhancement of bonding strength in Ag sinter joining on Au surface finished substrate by increasing Au grain-size[J]. Applied Surface Science, 2019, 485: 468 − 475. doi: 10.1016/j.apsusc.2019.04.228
[33] Kim M, Nishikawa H. Transmission electron microscopy investigation on the oxidation behavior of electroless Ni/immersion Au surface finish at 250 °C[J]. Journal of Nanoscience & Nanotechnology, 2017, 17(11): 8522 − 8527.
[34] Fan T, Shang P, Li C, et al. Effect of electroplated Au layer on bonding performance of Ag pastes[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 731: 1280 − 1287.
[35] Wai L, Wei S, Yuan H, et al. High temperature die attach material on ENEPIG surface for high temperature (250 °C/500 hour) and temperature cycle (−65 to + 150 °C) applications[C]//16th Electronics Packaging Technology Conference, Singapore: Institute of Electrical and Electronics Engineers, 2014: 229-234.
[36] 张崤君, 李含. ENEPIG在倒装芯片用陶瓷外壳中的应用可行性[J]. 先进封装技术, 2020, 45(6): 484 − 488. Zhang Xiaojun, Li Han. Application feasibility of ENEPIG in ceramic package for flip chip[J]. Advanced Packaging Technology, 2020, 45(6): 484 − 488.
[37] 谢梦, 张庶, 向勇, 等. 化学镀镍浸金和化学镀镍镀钯浸金表面处理工艺概述及发展趋势[J]. 印制电路信息, 2013(S1): 185 − 188. Xie Meng, Zhang Shu, Xiang Yong, et al. Current status and development prospect of ENIG and ENEPIG[J]. Printed Circuit Information, 2013(S1): 185 − 188.
[38] Thomas B, Scherer T. , Bruns M, et al. Low-temperature silver sintering processes on high performance ENIG, EPIG, ENEPIG and ISIG[C]//6th Electronic System-Integration Technology Conference, Grenoble: France, 2016: 1-6.
[39] Chen C, Zhang Z, Wang Q, et al. Robust bonding and thermal stable Ag–Au joint on ENEPIG substrate by micron-scale sinter Ag joining in low temperature pressure-less[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 828: 154397. doi: 10.1016/j.jallcom.2020.154397
[40] Chen C, Zhang Z, Kim D, et al. Interface reaction and evolution of micron-sized Ag particles paste joining on electroless Ni-/Pd-/Au-finished DBA and DBC substrates during extreme thermal shock test[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2021, 862: 158596. doi: 10.1016/j.jallcom.2021.158596
[41] Liu Y, Chen C, Kim D, et al. Modified Ni/Pd/Au-finished DBA substrate for deformation-resistant Ag-Au joint during long-term thermal shock test[J]. Journal of Materials Science-Materials in Electronics, 2021, 32(15): 20384 − 20393. doi: 10.1007/s10854-021-06549-3
下载:
计量
- 文章访问数: 307
- HTML全文浏览量: 49
- PDF下载量: 84
