绝缘栅双极晶体管(insulated gate bipolar transistor，IGBT)是一种功率半导体器件，以其耐高压、功耗低、开关时间短等优点，广泛应用于新能源汽车、高速铁路、风力发电等领域[1-2]．IGBT器件常存在键合线脱落、焊料层损伤、芯片表面金属化重构、芯片热失效等可靠性问题[3]，而其中焊料层承担着导电与导热的作用，因此焊料层的可靠性尤其重要．IGBT封装是一种芯片/焊料层/基板的叠层结构，不同的材料间具有不同的热膨胀系数与弹性模量，而器件在工作状态下，芯片会产生大量的热量，使叠层结构间因热膨胀系数的失配而产生较大的热应力[4-5]；焊料的黏塑性变形因为应力的增大而增长迅速，焊料层也会因应变的累积而产生分层、微裂纹等缺陷．IGBT在服役过程中，其芯片存在导通与关断两种状态．导通时芯片发热导致温度上升，关断时芯片温度下降，这种高低温循环状态一直伴随着IGBT的服役过程．IGBT常用的固晶方法为焊料互连与烧结互连，焊料互连工艺成熟并且成本较低，但是长期工作的可靠性不足，常用的焊料有SAC305，SnSb10，Pb92.5Sn5Ag2.5等．烧结互连是一种先进互连方法，其导电、导热与互连性能好，长期工作可靠；但是成本较高，工艺复杂，常用的有纳米银、微米银烧结、纳米铜烧结与纳米-微米银混合烧结．高铅焊料以其熔点高而常用于大功率器件的固晶[6-7]，并且由于缺少高温无铅焊料，根据《在电子电气设备中限制使用某些有害物质的指令》(RoHS，2011/65/EU)[8]高铅焊料得以暂时豁免．高铅焊料互连的原理是在芯片-焊料与芯片-基板界面上形成金属间化合物(intermetallic compound，IMC)，焊料的组织会因IGBT不断的开关热过程而产生变化．与此同时，焊料也受到交变的热应力的作用，这都会对焊料层产生影响，使焊料内产生裂纹，降低焊料的导电与导热能力[3,9-10]．目前针对IGBT焊料层可靠性的研究大多集中在焊料层性能退化对器件热阻的影响[11]、无铅焊料的组织演变[12]、用有限元方法研究带缺陷焊料层的应力与应变[13]等．在高铅焊料的可靠性研究方面，Dugal等[14]使用Pb92.5Sn5Ag2.5连接基板与芯片，将试样进行老化试验并对焊料层的组织进行观察，认为在老化过程中Ag3Sn会连成网络，降低焊料的热性能，但是没有研究Ag3Sn的连续性演变．Morozumi等[15]对使用高铅焊料连接芯片与基板的器件进行功率循环试验，发现高铅焊料在功率循环中裂纹从焊料边缘向焊料中心扩展，但是没有观察到焊料层裂纹扩展的整个过程，而金属间化合物与焊料裂纹的连续性变化对深入理解焊料层性能的退化有很大的帮助．因此，本研究制备硅芯片-高铅焊料-铜框架试样，采用温度冲击测试研究焊料在交变温度载荷下的组织变化与裂纹扩展，总结其断裂机理．1 实验1.1　实验材料实验采用成都士兰半导体制造有限公司提供的Si基IGBT芯片，尺寸为4.73 mm×6.01 mm×0.30 mm；芯片背面的镀层为Ti0.1 μm/Ni0.3 μm/Ag0.4 μm．采用纯铜引线框架，尺寸为16.9 mm×14.0 mm×2.0 mm．采用Heraeus公司的Pb92.5Sn5Ag2.5，Pb95.5Sn2Ag2.5和Pb90Sn10焊丝，直径为0.5 mm，使用前保存于真空条件下．1.2　焊点制备流程使用自动化设备输送焊丝，将焊丝加热到焊料熔点后，焊料残留在铜框架上，完成焊料印刷．当焊料还在熔融状态时，使用贴片机将晶圆上的芯片吸起并放置于焊料上，完成芯片与铜框架的连接．三种高铅焊料焊接的环境温度都为380 ℃，样品进入贴片设备到焊接完成时间为160 s，焊接完成的样品如图1所示，焊接温度曲线如图2所示．10.13245/j.hust.240815.F001图1焊接完成后的样品10.13245/j.hust.240815.F002图2高铅焊料焊接温度曲线1.3　温度冲击条件1.3.1　可靠性测试方法常用的可靠性测试方法包括温度循环、温度冲击、功率循环，其中温度循环与温度冲击都是改变环境温度，而功率循环是主动加热．在三种可靠性测试方法中，温度冲击与温度循环类似，但是温度冲击的温度变化速率更快，条件更严苛．本研究采用的温度冲击温度变化范围为215 ℃，远大于功率循环的温度变化范围．温度冲击测试(TST)是IGBT模块可靠性测试的一种重要手段．温度冲击测试是将样品放置于两个不同温度系统的试验箱中交替储存，根据联合电子器件工程委员会(JEDEC)的标准，常用的温度系统为低温(-65 ℃)与高温(150 ℃)，试样在两个试验箱中保温时间要足够长，以使测试对象温度均匀，并且当高低温转换时，温度变化率应大于50 ℃/min．本研究采用的温度冲击温度变化如图3所示，循环周期为30 min，高低温时间各为11.5 min，高低温转换时间为3.5 min．10.13245/j.hust.240815.F003图3温度冲击曲线1.3.2　焊料层微观组织与缺陷观测方法为了观察焊料边角处截面的组织演变与裂纹扩展，将温度冲击完成后的样品用400，800，1 200，1 500，2 500目砂纸打磨，并分别用2.5 μm和1.0 μm的金刚石研磨液进行截面抛光，之后用纯净水进行水抛，最后再使用扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察．为了获得焊料的分层情况，实验还用超声扫描显微镜(SAM)进行扫描观察，本研究使用的超声扫描显微镜型号为TePla SAM302，扫描电子显微镜型号为TESCAN MIRA LM．2 温度冲击下高铅焊料层组织演变2.1　Pb92.5Sn5Ag2.5焊料层的组织演变采用Pb92.5Sn5Ag2.5互连样品的横截面如图4所示．当回流刚完成时，互连接头的组织可以分为三部分，分别为焊料与芯片界面、焊料基体、焊料与铜框架界面上的金属间化合物．为了确定焊料层上下界面金属间化合物的成分，使用能谱仪对焊料层上下界面(区域1和区域2)进行检测，元素的构成情况如表1和表2所示．发现上界面为Ag3Sn，下界面为Cu3Sn，这是由于高铅焊料中Sn含量较低，框架为纯Cu，会使焊料与框架的界面上更倾向于生成Cu3Sn而不是Cu6Sn5．由于高铅焊料较软，当使用金刚石进行抛光时，金刚石颗粒会嵌入到焊料中，图4中的黑色小点就是金刚石颗粒．250次温度冲击后的焊料截面如图5所示，焊料层下界面的元素分布如表3所示．与回流焊后的组织相比，温度冲击后的样品在焊料基体中与焊料层下界面上生成了小块的Ag3Sn，这是焊料内部存在的Ag与Sn反应生成的．回流后样品上界面的Ag3Sn是焊料处于熔融状态下生成的，焊料熔融时原子扩散速率快，并且芯片背面有一层银镀层，所以上界面的金属间化合物较多；而下界面Cu3Sn层的形成阻碍了Cu原子的扩散，减缓了Cu3Sn层的生长，也使焊料基体中剩余的Sn更多地与Ag反应．10.13245/j.hust.240815.F004图4回流后Pb92.5Sn5Ag2.5截面组织10.13245/j.hust.240815.T001表1图4中区域1能谱成分分析元素原子数归一化质量/%原子百分比/%误差/%C61.169.620.08Cu292.333.650.26Ag4768.5363.261.78Sn5027.9823.470.8110.13245/j.hust.240815.T002表2图4中区域2能谱成分分析元素原子数归一化质量/%原子百分比/%误差/%C60.593.150.10Cu2949.1066.003.17Sn5032.8823.661.71Pb8217.437.181.1010.13245/j.hust.240815.F005图5250次温度冲击后Pb92.5Sn5Ag2.5截面组织10.13245/j.hust.240815.T003表3图5中区域能谱成分分析元素原子数归一化质量/%原子百分比/%误差/%C60.584.570.09O81.8611.020.21Cu293.955.880.37Ag4765.5057.432.51Sn5024.2719.341.02Pb823.831.750.24500次和750次温度冲击后的组织如图6所示，可以发现：温度冲击次数越多，焊料层界面处的Ag3Sn就越多；上界面处的金属间化合物从离散分布到连成一片，下界面的Cu3Sn变厚，并出现越来10.13245/j.hust.240815.F006图6500次和750次温度冲击后Pb92.5Sn5Ag2.5截面组织越多的Ag3Sn．除此之外，焊料基体中也存在大量由界面上脱离的Ag3Sn，图7所示为Ag3Sn脱离示意图．为了找到Ag3Sn迁移的原因，本研究建立了温度冲击下硅芯片-高铅焊料-铜框架结构的有限元模型，并在模型中建立Ag3Sn与Cu3Sn层，Ag3Sn与Cu3Sn层的厚度分别为3 μm和1 μm，如图8所示．芯片及框架尺寸与1.1节设定一致，焊料层厚度设置为55 μm．在铜框架底部施加辊支撑，并因为整个结构非常微小，所以在温度冲击过程中整个结构温度基本一致，因此本研究在模型所有节点上施加如图3所示的温度．结果发现：Ag3Sn层内的垂直界面方向的应力梯度在高温时朝向焊料基体，而低温时背离焊料基体；应力梯度会导致原子的扩散，并且高温下原子扩散速率远大于低温下，因此Ag3Sn会离开上界面，朝着焊料基体扩散．10.13245/j.hust.240815.F007图7Ag3Sn向焊料基体移动示意图10.13245/j.hust.240815.F008图8二维有限元模型图由于金属间化合物与焊料基体间热膨胀系数的失配，因此大量Ag3Sn的迁移会使焊料基体在温度冲击下受到更大的应力作用，降低焊料长期工作的可靠性．此外，图9所示为500次温度冲击后焊料层空洞周围的组织图像，可以发现：焊料基体组织粗化，产生了微裂纹；在焊料的长期工作过程中，微裂纹的存在会在焊料中产生应力集中，使焊料更容易产生宏观裂纹；组织粗化则会降低焊料的强度与塑性，使焊料的性能降低．10.13245/j.hust.240815.F009图9500次温度冲击后Pb92.5Sn5Ag2.5组织粗化2.2　Pb95.5Sn2Ag2.5焊料层的组织演变Pb95.5Sn2Ag2.5焊料与Pb92.5Sn5Ag2.5相比Sn含量减少，这使得焊料层内的金属间化合物减少．Pb95.5Sn2Ag2.5焊料的焊后组织及250次冲击后的组织如图10所示．与Pb92.5Sn5Ag2.5焊料不同，Pb95.5Sn2Ag2.5焊料在初始状态下焊料层下界面上就生成了大块的Ag3Sn，但是上界面的Ag3Sn厚度比Pb92.5Sn5Ag2.5焊料薄．随着温度冲击的进行，焊料层内金属间化合物增多，但是Cu3Sn生长速率较慢，Cu3Sn层厚度变化不明显，这与在Pb92.5Sn5Ag2.5焊料层中观察到的现象一致．500次和750次温度冲击后的组织如图11所示，焊料与芯片上界面的Ag3Sn刚焊接结束时为分离独立状态，而500次冲击后连成了一片，并且直到750次循环时，界面上的金属间化合物才向焊料中移动．10.13245/j.hust.240815.F010图100次和250次温度冲击后Pb95.5Sn2Ag2.5截面组织10.13245/j.hust.240815.F011图11500次和750次温度冲击后Pb95.5Sn2Ag2.5截面组织2.3　Pb90Sn10焊料层的组织演变Pb90Sn10焊料的焊点界面如图12所示，上界面的成分分布见表4，其中弥散分布的是团聚的Sn，在焊料层上界面上存在Ni-Sn化合物．根据文献[8]，此处的金属间化合物应为Ni3Sn4，但是因为能谱仪是一种非定量测试手段，所以Ni和Sn原子比不严格为3∶4．同样地，焊料层的下界面上也是Cu3Sn，随着温度冲击的进行，可以发现Cu3Sn层变厚，焊料层基体中团聚的Sn也分散成小块的Sn，焊料层中出现了裂纹，如图13所示．10.13245/j.hust.240815.F012图120次温度冲击后Pb90Sn10截面组织10.13245/j.hust.240815.T004表4图12中区域能谱成分分析元素原子数归一化质量/%原子百分比/%误差/%Al132.337.820.19Si141.966.310.16Ni2818.3928.341.14Sn5072.9855.623.04Pb824.341.900.3510.13245/j.hust.240815.F013图13不同次数温度冲击后Pb90Sn10截面组织3 温度冲击下高铅焊料层裂纹扩展为了确定温度冲击下焊料层内的危险位置，本研究对此进行仿真，建立了TO247封装结构的IGBT器件三维模型，仿真条件与2.1节一致．采用COMLSOL软件对TO247器件温度冲击过程进行仿真，焊料层的几何模型与应力、塑性应变分布情况如图14所示，材料参数如表5所示．从图14可以看出：一个温度冲击周期后焊料中应力最大的位置是焊料与芯片接触面的边缘，也就是焊料的边角位置，这是焊料中最危险的位置．实验获得的焊料裂纹的扩展图如图15所示，裂纹从焊料-芯片界面的边缘萌生，并沿着界面向焊料中心扩展．焊料内裂纹产生后，焊料层被分隔成两个部分，这两部分受到的约束都减小，因此初始裂纹产生后，存在裂纹的区域就不会产生新的裂纹．10.13245/j.hust.240815.F014图14仿真模型及应力、应变图10.13245/j.hust.240815.T005表5材料参数参数CuPb92.5Sn5Ag2.5/Pb90Sn10Si密度/(kg∙m-3)8 70011 020/11 0002 330弹性模量/GPa120.024.7/20.0170.0泊松比0.350.36/0.430.28热膨胀系数/10-616.429.0/28.02.610.13245/j.hust.240815.F015图15温度冲击下Pb95.5Sn2Ag2.5裂纹扩展图在焊料的回流过程中，常因工艺因素而导致焊接后的焊料内存在一些空洞或微裂纹．在TO247器件工作过程中，这些微裂纹与空洞会影响焊料层内的应力与应变分布，从而导致应力集中现象，也可能改变焊料内裂纹的扩展路径．如图15所示，焊料层界面上的裂纹穿过空洞后再扩展到界面，应力集中是产生这种现象的原因之一．另外焊料组织的粗化也会导致焊料基体性能下降，产生微裂纹．疲劳裂纹会朝着焊料内薄弱的位置扩展，温度冲击后焊料层的基体成为薄弱点．超声扫描显微镜常用于检测功率器件中塑封料与芯片、芯片与基板间分层，本研究使用TePla SAM302设备的C扫描模式对不同温度冲击次数后的焊料层进行扫描，在不破坏试样的条件下获得裂纹的扩展情况．图16所示为超声扫描显微镜获得的结果，其中黑色区域为完好的焊料层，浅色区域为分层区域．从图16可以看出：Pb95.5Sn2Ag2.5在温度冲击下没有分层，焊料抗分层的能力最强，其次是Pb92.5Sn5Ag2.5，最后是Pb90Sn10．三种高铅焊料的裂纹都是从边角位置萌生，并呈弧线形向焊料层中心扩展．焊料层完好的区域呈现出圆形，从回流焊后的状态到250次循环时裂纹扩展最快，裂纹产生后焊料受到的约束减小，因此裂纹扩展速率降低．当进行超声扫描时发现，焊料层四个角的位置浅色区域扩展的速率不一致，这是因为焊料层的厚度不完全均匀．图17为Pb90Sn10焊料500次冲击后的照片，可知焊料层右侧比左侧厚．焊料层厚度越大，焊料缓冲的作用就越强，焊料层受到的应力就越小，所以焊料层内裂纹扩展的速率就越慢．10.13245/j.hust.240815.F016图16超声扫描显微镜图像10.13245/j.hust.240815.F017图17Pb90Sn10焊料倾斜现象图18为三种焊料在初始状态下的剪切实验结果，使用标准偏差作为误差棒数据来源．此外，金属间化合物的厚度也与焊料的疲劳性能、剪切性能有关．Pb90Sn10焊料的上界面金属间化合物很薄，而Pb92.5Sn5Ag2.5焊料的上界面金属间化合物层较厚，Pb95.5Sn2Ag2.5次之；所以剪切强度Pb92.5Sn5Ag2.5最好，Pb95.5Sn2Ag2.5次之，10.13245/j.hust.240815.F018图18剪切强度图Pb90Sn10最差．而Pb92.5Sn5Ag2.5焊料在温度冲击过程中，上界面的金属间化合物向焊料基体扩散而变薄，所以疲劳性能降低；Pb95.5Sn2Ag2.5焊料的上界面金属间化合物层在刚焊接完成时较薄，在温度冲击过程中生长并连成一层，直到750次温度冲击才出现金属间化合物向焊料基体中扩散的现象，因此疲劳性能较好；Pb90Sn10则因为上界面的金属间化合物层最薄，所以疲劳性能也最差．4 结论a. Pb95.5Sn2Ag2.5，Pb92.5Sn5Ag2.5和Pb90-Sn10焊料界面上的金属间化合物会随着温度冲击次数的增加而增加，Pb95.5Sn2Ag2.5和Pb92.5Sn5Ag2.5两种焊料上界面为Ag3Sn，而Pb90Sn10焊料上界面则为Ni3Sn4，三种焊料的下界面都为Cu3Sn．b. 温度冲击会导致Pb95.5Sn2Ag2.5和Pb92.5Sn5Ag2.5焊料内的Ag3Sn脱离界面，向焊料基体中移动，其中Pb92.5Sn5Ag2.5中Ag3Sn的移动速率更快，这也会导致焊料内产生应力集中，降低焊料的可靠性．c. 通过破坏性手段研究发现三种高铅焊料内的裂纹都是从焊料层与芯片界面的边角萌生，并沿着界面向着焊料层中心扩展，空洞的存在会改变焊料内裂纹的扩展路径．d. 使用无损检测方法超声波扫描显微镜发现Pb95.5Sn2Ag2.5的抗裂能力最强，Pb92.5Sn5Ag2.5次之，Pb90Sn10最差．